JP2015513607A - 電磁鋼板を製造するための熱間圧延鋼帯およびそのための方法 - Google Patents

電磁鋼板を製造するための熱間圧延鋼帯およびそのための方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、電磁鋼板を製造するための熱間圧延鋼帯であって、この熱間圧延鋼帯は、重量％で、Ｃ：０．００１〜０．０８％、Ａｌ：４．８〜２０％、Ｓｉ：０．０５〜１０％、Ｂ：〜０．１％、Ｚｒ：〜０．１％、Ｃｒ：０．１〜４％を含有し、残部が鉄および溶融に起因する不純物からなる合金組成を有する。

Description

本発明は、電磁鋼板（electric steel sheet）を製造するための熱間圧延鋼帯（hot strip）およびそのための方法に関する。
電磁鋼板のための材料は、例えば、独国特許出願公開第１０１５３２３４号明細書（Ａ１）や独国特許出願公開第６０１０８９８０号明細書（Ｔ２）などによって知られている。それらの多くは、鉄シリコン合金や鉄シリコンアルミニウム合金から成り、これらは方向性（ＫＯ）電磁鋼板と無方向性（ＮＯ）電磁鋼板とに区別され、それぞれ別の用途に使用される。アルミニウムとシリコンは、特に、磁化損失をできるだけ小さく抑えるために添加される。
一般に、物理特性が荷重方向に依存する材料は、異方性と呼ばれる。全ての荷重方向において物理特性が同一の場合、その材料は等方性と呼ばれる。電磁鋼板の磁性異方性は、鉄の結晶異方性に基づく。鉄およびその合金は、立方晶構造で結晶化する。この立方晶の辺の方向は、［１００］により表され、最も容易に磁化できる方向である。立方晶内の空間対角線方向［１１１］は、磁気的に最も不利な方向である。
磁束が定義された方向に制限されず、したがって良好な磁性がすべての方向に要求される電気機械構造への用途では、電磁鋼板は通常、できるだけ等方性を有するように製造され、無方向性（ＮＯ）電磁鋼板と呼ばれる。これは主に、発電機、電動機、接触器、継電器および小型変圧器で使用される。
無方向性電磁鋼板のための理想的な構造（微細構造）は、２０μｍ〜２００μｍの粒径を有する多結晶微細構造であり、微結晶は表面（１００）を有する鋼板平面内でランダムに配向されている。しかしながら実際には、鋼板平面内の無方向性電磁鋼板の磁性は、磁化方向にわずかに依存する。しかしながら、長手方向と横断方向との間の損失差は、最大１０％にすぎない。無方向性電磁鋼板内の磁性の十分な等方性が得られるかどうかは、熱間成形、冷間成形および最終アニールの製造プロセスの形態によりかなり影響される。
例えば電力変圧器、配電変圧器および高性能小型変圧器など、特に低い再磁化損失に頼り、特に高い要求が透磁性および分極に課せられる用途では、方向性（ＫＯ）電磁鋼板と呼ばれる、均一な配向の結晶を有する（結晶学的組織）電磁鋼板が製造される。結晶の均一な配向は、電磁鋼板の強い異方性挙動を引き起こす。これは、効果的な粒子成長選択により方向性電磁鋼板の複雑な製造プロセスで達成される。その粒子（微結晶）は、最終アニール材料中の誤配向の程度が低い、発明者の名前をとってGoss組織と呼ばれる理想的な組織を示す。立方体エッジは圧延方向に向き、面対角線は圧延方向に対する横断方向に向く。標準材料での圧延方向からの立方体エッジの逸脱は、通常７゜であり、透磁性が高い材料では最大３゜までである。粒径は数ｍｍ〜数ｃｍである。
従来の技術では、電磁鋼板の磁性を決定する重要な要因は、高い純度、シリコンおよびアルミニウムの含有量（最大約４重量％）、例えばマンガン、硫黄および窒素などの小量のその他の合金元素、並びに熱間および冷間圧延およびアニールプロセスである。普通の板厚は、１ｍｍよりかなり小さく例えば０．１８または０．３５ｍｍの範囲内にある。
無方向性材料は、鋼板面内の磁性ができるだけ等方性であり、したがって好ましくは回転機械に使用され、これに対して、方向性材料内の粒子配向性（組織）は、複数の後続の圧延およびアニール処理により生じる。材料中へ異方性を標的導入すると、再磁化損失は、対応する磁化方向で減少し、相対的透磁性数は増加する。このようにして、無方向性材料に比して高い性能を有すると共に小さい寸法を有するこのように組織形成された材料により変圧器を製造できる。
無方向性電磁鋼板のための独国特許出願公開第１０１５３２３４号明細書（Ａ１）に開示されている材料は、０．０２％より小さい含有量のＣ、１．２％以下の含有量のＭｎ、０．１〜４．４％の含有量のＳｉ、および０．１〜４．４％の含有量のＡｌを有する合金組成を有する。熱間圧延鋼帯を製造するための例えば薄いスラブの鋳造または薄い鋼帯の鋳造などの異なる製造法が記載されている。
公知の材料の欠点は、ＳｉおよびＡｌのそれぞれ含有量が最大４．４％と低く、これは多くの用途で透磁性を十分に高くしないと共に磁化損失を十分に低くせず、これは電気機械の効率ひいては経済的効率を低くする。鋼の電気抵抗は、ＳｉおよびＡｌの含有量の増加と共にその結果、誘導渦電流ひいては磁心損失が減少する。
問題は、Ｓｉの含有量が増加して既知の限界値を超えると、凝固の間にマクロ偏析が生じたりスラブが湾曲し、公知の方法による鋳造を困難あるいは不可能にさえすることである。Ａｌの含有量が２％より小さい鋼は、空気での凝固の間に酸化物（Ａｌ２Ｏ３）を形成し、この酸化物は極度に硬いので、鋳造およびさらなる処理は不可能となる。したがって鋼をさらに処理して鋼板を得るには、例えば基礎合金を真空誘導溶解してブロックを得、次いでスラグの均一化および精製のために電気スラグ再溶融プロセスを行い、次いで再鍛造を行い、次いで場合によっては切削加工を行うなどの複雑なプロセスが必要となる。Ｓｉの含有量が３．５％より大きいと、脆性（固定した配列状態）に起因して冷間成形性がなくなり、これに対して、熱間成形は、４％までは比較的問題がない。渦電流損失は、最終鋼帯厚の二乗に比例して増加するので、最終厚は小さくなければならない。この工程は、脆性に起因して従来の手法（スラブおよび薄いスラブの鋳造（ＣＳＰ））では実施が困難である。例えば相応に高い冷却速度を有する薄いストリームの鋳造などのニアネットシェイプ鋳造法では、臨界配列状態を回避できる。
公知の方法は、初期生成物が非常に粗い粒子を有し、鋳造粉末による鋳造は、フェライト鋼のＡｌの含有量が高いことに起因して問題がある。鋳造粉末は、溶湯のＡｌ含有量が約２％より大きい場合にはもはや使用できない、何故ならばアルミニウムは、鋳造粉末中の結合酸素と反応し、アルミニウム酸化物（上記参照）を形成するからである。
本発明の目的は、公知の電磁鋼板に比べて大幅に改良された磁性、特に高い透磁性を有する電磁鋼板を製造するための熱間圧延鋼帯を提供することである。
本発明の別の目的は、このような熱間圧延鋼帯のために、改善され且つコスト効率の良い製造方法を提供することである。
本発明に係る熱間圧延鋼帯（hot strip）は、重量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０８、
Ａｌ：４．８〜２０、
Ｓｉ：０．０５〜１０、
Ｂ：最大０．１、
Ｚｒ：最大０．１、
Ｃｒ：０．１〜４
を含有し、残部が鉄および溶融に起因する不純物からなる合金組成を有する。
Ｂおよび／またはＺｒを上記の限界値まで添加すると、熱間圧延特性の改善に貢献する。これは、形成される窒化物（ＢＮ、ＺｒＮ）およびカーバイド（ＺｒＣ）が粒子境界に集まり、高温（熱間圧延温度）での滑りを改善するからである。このような効果を得るためには、Ｂの最小含有量は０．００１％、Ｚｒの最小含有量は０．０５％である。これらの添加は、高温割れの発生を減少させる点でも有利である。
Ｃｒを０．１％から最大で４％まで添加することによって、磁性に重大な悪影響を与えることなく、室温における延性を改善することができる。
本発明の上記合金組成を有する熱間圧延鋼帯は、磁性が顕著に改善されることを特徴とし、特に透磁性が大きく増加するので、その結果、この材料の用途範囲は、エネルギー面および経済面の観点から大幅に広がる。より具体的には、公知の電磁鋼板に比べてＡｌ含有量が最大で２０％と著しく増えたことから、電気抵抗が大幅に増加し、それに応じて再磁化損失が減少する。
熱間圧延鋼帯は、４００℃を超える温度で、例えば圧延などの更なる処理にかけられることから、スケール生成防止についての高い水準が材料に対して要求される。本発明ではＡｌまたはＳｉの含有量が異常に高いので、加熱された鋼板の表面にＡｌ２Ｏ３またはＳｉＯ２の高密度の層が形成され、これが鋼中の鉄のスケール生成を大幅に減少させたり、更には完全に防いだりする。この層の厚さは、アニールの温度および時間により影響を受ける。
アニールの温度および時間が増すと、層の厚さは増加する。しかしながら、このスケール層は、厚さが１００μｍを超えてはならず、より好ましくは５０μｍを超えてはならない。これは、層の厚さが増加するとともに脆性も増加し、これに起因してスケールが剥れて、圧延性に悪影響を与えることがないようにするためにである。
Ｓｉの含有量が０．０５％を超えてまで添加することは、元来的には不要であるが、Ｓｉの添加量をこれよりも増やすことによって、透磁性を有利に更に高めることができる。Ｓｉの添加量は、Ａｌの含有量に応じて変化させることが特に有利である。この材料が熱間圧延可能を維持するためには、Ａｌ含有量が４．８〜８％の場合、Ｓｉ含有量は２〜５％とすべきであり、Ａｌ含有量が８〜１５％の場合、Ｓｉ含有量は０．０５〜４％とすべきであり、Ａｌ含有量が１５％を超える場合、Ｓｉ含有量は２％未満とすべきである。
このような熱間圧延鋼帯を安定した品質で経済的に製造するために、本発明の方法では、溶湯（melt）を水平型の鋼帯鋳造装置内に静かに流して、６〜３０ｍｍの範囲の厚さを有するプレストリップ（pre strip）を鋳造し、次いで、少なくとも５０％の変形度で圧延し、厚さ０．９〜６．０ｍｍの熱間圧延鋼帯とする。熱間圧延の前に、８００〜１２００℃でアニールプロセスを行うことが要求される場合もある。
このような最小の変形度も、Ａｌ含有量の増加に伴って高めるべきであることがわかった。このようにして、規則相と不規則相との混合マイクロ構造を得るためには、目指す最終鋼帯の厚さとＡｌ含有量に依存して、５０％を超える変形度、７０％を超える変形度、あるいは９０％さえ超える変形度としなければならないこともある。高い変形度は、マイクロ構造を破壊するためにも要求されるものであり、特にＡｌが高含有量の合金の場合には、粒子をより小さくする（粒子を微細化する）。したがって、Ａｌの含有量が増加すると、変形度も対応して高くしなければならない。
例えば、０．９ｍｍの厚さの熱間圧延鋼帯は、電磁鋼板の用途での最終生成物としても使用できる。方向性マイクロ構造を有する熱間圧延鋼帯を得るためには、粒子を配向するために付加的なアニールプロセスが必要である。８００〜１２００℃のアニール処理を行うこのプロセスは、連続的でも不連続的でもよく、最大で３０分続けてもよい。このようにして、本発明に係る合金組成によって、必要に応じて方向性（ＫＯ）電磁鋼板でも無方向性（ＮＯ）電磁鋼板でも製造することができる。
加えて、再加熱アニール後に、熱間圧延鋼帯を冷間圧延して（場合に応じて脱炭雰囲気中で行う）、最大で０．１ｍｍの最終的な厚さを得ることが可能である。冷間圧延後のアニールは、最大で１０分にわたって７００〜９００℃の温度で行わなければならないか、またはＫＯ電磁鋼板の場合、類似の温度ウィンドウ内で数時間行わなければならない。
脱炭雰囲気は有利であり、何故ならば、脱炭雰囲気は（主にエッジ領域内で）鋼帯の炭素含有量を減少させるからである。これにより、材料内で例えば炭素原子が引き起こす欠陥が減少するため、磁性が改善される。
本発明に係る方法の利点は、水平型の鋼帯鋳造システムを使用する場合、水平型の鋼帯鋳造装置内の冷却条件が非常に均一的なので、マクロ偏析および気泡をかなりの程度で回避することができる。これらのシステムでは、鋳造粉末は使用されないので、鋳造粉末に関連する問題は生じない。
鋼帯鋳造プロセスにおいて、溶湯が静かに流れるようにするための技術は、電磁ブレーキ（electromagnetic brake）を使用することにあり、この電磁ブレーキは、鋼帯に同期して動く磁場または鋼帯に対して最適な相対速度で動く磁場を生成するので、理想的な場合、溶湯の供給速度は回転コンベヤベルトの速度に等しい。凝固の間に生じる湾曲（bending）は不利であるが、このような湾曲は、溶湯を受ける鋳造ベルトの底部側に多数のロールを隣接して配置し、これらロール上で支持することにより回避できる。この支持を強化するために、鋳造鋼帯の領域内で真空を生成して、鋳造鋼帯をロール上にしっかりと押し付ける。加えて、ＡｌまたはＳｉが豊富な溶湯は、ほぼ無酸素の炉内雰囲気内で凝固させる。従来の手法では、１２５０℃を超えるとＳｉが豊富なスケール（鉄カンラン石）は液化し、この液化物は除去困難である。これは、ハウジング中の温度時間プロフィルに対応して調整し、次のプロセスステップを行うことにより回避することができる。
凝固の臨界相の間、これらの条件を維持するために、コンベヤベルトの長さは、コンベヤベルトの終端で、すなわちコンベヤベルトが方向転換する前に、プレストリップがかなりの程度で完全に凝固することとなるように、選択する。
コンベヤベルトの終端には、均質化ゾーンが隣接し、均質化ゾーンは、温度補償および必要な場合には張力の低減に利用される。プレストリップを熱間圧延鋼帯に圧延することは、インライン（in line）でも、それぞれ別々に行うオフライン(off line)でも可能である。オフラインで圧延する場合、その前に、プレストリップを直接的に熱いままでコイル状に巻き取ることもできるし、製造後かつ冷却前に、プレストリップをシート状に切断することもできる。そして、このプレストリップまたはシート材料は、場合に応じて行われるオフラインでの圧延のための冷却やコイル状から解き伸ばされた後に再加熱され、又はシートとして再加熱されてから、圧延される。
本発明に係る方法の一連の工程を示す模式図であり、鋳造速度と圧延速度が等しい条件のものである。
鋳造工程である水平型の鋼帯鋳造（strip casting）システム１は、熱間圧延工程の上流側に配置され、この鋼帯鋳造システム１は、回転コンベヤベルト２と、２つの撓み矯正（deflection）ローラ３、３’とを備えている。コンベヤベルト上に注がれた溶湯５が、コンベヤベルトの左右両端から流出するのを防止するために、サイドシーリング４が設けられている。溶湯５は、容器６により鋼帯鋳造システム１に運ばれて、その底部に設けられた開口７を通って供給槽８へと流れる。この供給槽８は、オーバーフロー型の槽として構成されている。
なお、コンベヤベルト２の上側の走行部の底側には、集中的な冷却（intensive cooling）を行うための装置が設けられ、また、鋼帯鋳造システム１を完全に覆って、内部の雰囲気を保つためのハウジングが設けられているが、これらについては図示していない。
溶湯５が回転コンベヤベルト２上に流れると、上記の集中的な冷却によって、溶湯が凝固し、プレストリップ（pre strip）９が形成される。このプレストリップ９は、コンベヤベルト２の終端でほぼ完全に凝固する。
温度補償および張力低減のため、鋼帯鋳造システム１の下流側に、均質化ゾーン（homogenization zone）１０が配置されている。均質化ゾーン１０は、熱遮断ハウジング１１と、図示されていないローラコンベヤとを備えている。
その次に、中間加熱装置が設けられており、これは、例えば、コイル１３等の形状の誘導加熱を行う構成とすることが好ましい。その下流側に配置された一連のロールスタンド（scaffold series）１４で、実際の熱間圧延が行われる。この一連のロールスタンド１４のうち、最初の３つの圧延ロールスタンド１５、１５’、１５’’で、それぞれ通過するごとに実際の圧延加工（actual reduction)がなされ、最後のロールスタンド１６は、仕上げ圧延（reeling mill）として構成されている。
最後のロールスタンドの通過の後に、冷却ゾーン１７が設けられており、この冷却ゾーン１７で、出来上がった熱間圧延鋼帯（finished hot strip）が、巻き取りの温度（coiling temperature）まで冷却される。
冷却ゾーン１７の終端と巻き取りリール１９、１９’との間に、カッタ２０が設けられている。このカッタ２０は、２つの巻き取りリール１９、１９’のうちの一方が熱間圧延鋼帯を十分に巻き取ると、直ちに熱間圧延鋼帯を幅方向に切断するというものである。そして、切断された熱間圧延鋼帯１８の始端が、巻き取りリール１９、１９’のもう一方に案内される。これにより、熱間圧延鋼帯の張力が、鋼帯全長にわたって確実に維持される。これは特に厚さが薄い熱間圧延鋼帯を製造する場合に重要である。
なお、本システムには、熱間圧延の前にプレストリップ９を再加熱するための構成と、熱間圧延鋼帯をさらに冷間圧延するための構成が設けられているが、これらについては図示していない。
１ 鋼帯鋳造システム
２ コンベヤベルト
３、３’ 撓み矯正ローラ
４ サイドシーリング
５ 溶湯
６ 容器
７ 開口
８ 供給槽
９ プレストリップ
１０ 均質化ゾーン
１１ ハウジング
１２ 第一のロールスタンド
１３ 誘導コイル
１４ 一連の圧延ロールスタンド
１５、１５’、１５’’ 圧延ロールスタンド
１６ くせ取りロールスタンド（smoothening scaffold）
１７ 冷却ゾーン
１８ 出来上がった熱間圧延鋼帯
１９、１９’ 巻き取りリール
２０ カッタ

Claims (23)

  1. 電磁鋼板を製造するための熱間圧延鋼帯であって、この熱間圧延鋼帯が、重量％で、
    Ｃ：０．００１〜０．０８％、
    Ａｌ：４．８〜２０％、
    Ｓｉ：０．０５〜１０％、
    Ｂ：〜０．１％、
    Ｚｒ：〜０．１％、
    Ｃｒ：０．１〜４％
    を含有し、残部が鉄および溶融に起因する不純物からなる合金組成を有する熱間圧延鋼帯。
  2. 前記合金組成において、
    Ａｌ：４．８〜８％、
    Ｓｉ：２〜５％
    である請求項１に記載の熱間圧延鋼帯。
  3. 前記合金組成において、
    Ａｌ：８％超〜１５％、
    Ｓｉ：〜４％
    である請求項１に記載の熱間圧延鋼帯。
  4. 前記合金組成において、
    Ａｌ：１５％超〜２０％、
    Ｓｉ：〜２％
    である請求項１に記載の熱間圧延鋼帯。
  5. 前記合金組成において、
    Ｂ：０．００１〜０．１％、および／または、
    Ｚｒ：０．０５〜０．１％
    である請求項１に記載の熱間圧延鋼帯。
  6. 前記熱間圧延鋼帯が方向性（ＫＯ）または無方向性（ＮＯ）のマイクロ構造を有する請求項１〜５のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼帯。
  7. 請求項１〜６のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼帯を製造する方法であって、この方法は、溶湯からプレストリップを鋳造し、このプレストリップを圧延して熱間圧延鋼帯とする際に、前記溶湯を水平型の鋼帯鋳造システムに静かに流して、湾曲することなく、６〜３０ｍｍの範囲内のプレストリップを鋳造し、次いで少なくとも５０％の変形度で圧延して前記熱間圧延鋼帯とする方法。
  8. 溶湯の供給速度と回転コンベヤベルトの速度とが等しい請求項７に記載の方法。
  9. コンベヤベルトの幅方向にわたって延びる帯が凝固して形成されるストランドシェルのすべての表面要素が、同一の冷却条件下で冷却される請求項７又は８に記載の方法。
  10. コンベヤベルト上に注がれる溶湯が、コンベヤベルトの終端でほぼ完全に凝固する請求項７から９のいずれか一項に記載の方法。
  11. 前記プレストリップが、前記完全な凝固の後であって、更なる処理を開始する前に、均質化ゾーンを通過する請求項１０に記載の方法。
  12. 前記更なる処理が、前記プレストリップの寸法を切断することである請求項１１に記載の方法。
  13. 前記寸法の切断の後、この切断されたシートが、圧延温度に加熱され、そして圧延処理が施される請求項１２に記載の方法。
  14. 前記更なる処理が、前記プレストリップを巻き取ることである請求項１１に記載の方法。
  15. 前記巻き取られたプレストリップが、解き伸ばされた後、圧延温度に加熱され、そして圧延処理が施される請求項１４に記載の方法。
  16. 前記プレストリップが、巻き取られる前に、再加熱される請求項１４に記載の方法。
  17. 前記プレストリップが、インラインで前記圧延処理にかけられ、そして巻き取られる請求項７から１６のいずれか一項に記載の方法。
  18. 前記圧延において変形度が７０％より大きい請求項７から１７のいずれか一項に記載の方法。
  19. 前記圧延において変形度が９０％より大きい請求項７から１８のいずれか一項に記載の方法。
  20. 前記熱間圧延鋼帯が、再加熱され、そして前記冷却後に冷間圧延される請求項７から１９のいずれか一項に記載の方法。
  21. 前記アニール処理が脱炭雰囲気中で行われる請求項２０に記載の方法。
  22. 前記熱間圧延鋼帯が、最大で０．１５０ｍｍの厚さに冷間圧延される請求項２０〜２１に記載の方法。
  23. 前記冷間圧延鋼帯が、後続のアニールの間に方向性（ＫＯ）マイクロ構造を得る請求項１から１６および１９のいずれか一項に記載の方法。
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