JP4272573B2 - 磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、Ｌ，Ｃ方向の磁束密度が極めて高く、鉄損が低い無方向性電磁鋼板を得られる製造方法を提供するものである。

無方向性電磁鋼板は、大型発電機、モータ、音響機器用や安定器などの小型静止器に使用される。図１に鋼板の板取りを示すが、大型発電機、小型静止器では磁路は圧延方向 （以下Ｌ方向と記す）と、圧延と直角方向（以下Ｃ方向と記す）が主となる。また、最近はモータにおいても分割コアのように、図１に示す形状や、「Ｔ」字型に打ち抜きこれをドーナッツ状に並べステータコアとする方法が採用される場合が多くなってきた。これらのような用途の場合、Ｌ，Ｃ方向の磁束密度が高く、鉄損が低い、磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板が求められる。

磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法の一つに急冷凝固法がある。すなわち、移動更新する冷却体表面によって溶鋼を凝固せしめて鋳造鋼帯とし、次いで該当鋳造鋼帯を冷間圧延して所定の厚さとした後、仕上焼鈍して無方向性電磁鋼板を得る方法である。

特許文献１には、鋳造鋼帯の平均粒径を５０μｍ以上とし、次いで圧延率５０％以上の範囲内で圧延を行うことを特徴とする方法が提案されている。その実施例１には鋳造板厚１．４ｍｍ、平均結晶粒径０．５ｍｍとあるように、等軸晶の鋳片を出発材としている。 また、圧延率５０％以上で静止器用には｛１００｝＜００１＞型、回転機用には冷延率を７０％以上として｛１００｝＜０２５＞型と、用途に応じて冷延率を選択して好適な集合組織を得られ、該文献の第２図に、冷延圧下率とＬ，Ｃ方向の磁束密度の関係が示されている。その第２図では冷延率を７０％以上とすると、Ｌ，Ｃ方向の磁束密度は低下している。
特開昭６２−２４０７１４号公報

省エネルギー、省資源が求められるなか、大型発電機、小型静止器そして分割コアのモータには特にＬ，Ｃ方向の磁束密度の高い鋼板が求められており、前記特許文献１の方法、すなわち移動更新する冷却体表面によって溶鋼を急冷凝固し、凝固鋳片の結晶組織の平均粒径を５０μｍ以上にする方法では、冷延率を７０％以上とすると磁束密度が低下してしまい、Ｌ，Ｃ方向の磁束密度が特に高い無方向性電磁鋼板を得られないという問題があった。
また、急冷凝固鋳片は大変もろく、常温で圧延すると割れが発生する場合があった。

本発明は、前記特許文献１の方法では得られなかったＬ，Ｃ方向の磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を、冷間圧延時に割れなく製造する方法を提供するものである。

上記課題を解決するため、本発明は以下の構成を要旨とする。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．００８％以下、 Ｍｎ：０．０２〜１．０％、
Ｓ ：０．００５％以下、 Ｎ：０．０１％以下
を含み、かつ、ＳｉとＡｌを１．８％≦（Ｓｉ＋２×Ａｌ）≦７％
の関係を満たす範囲で含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる溶鋼を、移動更新する冷却体表面によって凝固せしめ、その際の溶鋼の過熱度（鋳造時の溶鋼温度−溶鋼の液相線温度）を７０℃以上とすることで、鋳片全厚を柱状晶とし、鋳造鋼帯の鋳片厚中心層での鋳片の表面に平行な｛１００｝面Ｘ線回折強度が対ランダム試料で４倍以上の鋳造鋼帯とし、次いで圧下率７０〜８５％で冷間圧延して所定の厚さとし、さらに、仕上焼鈍をすることを特徴とする、無方向性電磁鋼板の製造方法。
（２）前記冷間圧延を、１８０〜３５０℃の温度域で行うことを特徴とする、前記（１）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。

本発明によれば、大型発電機、小型静止器、分割コアによるモータなど、圧延方向とその直角方向を使用する鉄心に、冷間圧延時に割れを発生させない、磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板を提供できる。

以下、本発明について詳細に説明する。
本発明者らは、磁束密度の高い無方向性電磁鋼板用の製造方法を開発すべく鋭意研究を重ねた結果、急冷凝固法において、鋳造鋳片の組織、集合組織と冷延率を狭い範囲に制御することが非常に有効であることを見出した。

図２は、本発明者が行なった実験結果の一例である。
Ｃ：０．００１１〜０．００１３％、Ｓｉ：３．１％、Ａｌ：１．１％、Ｍｎ：０．２６％、Ｓ：０．００２２〜０．００２６％、Ｎ：０．００１３〜０．００１６％を含む溶鋼を種々の条件で双ロール法により急冷凝固し、１．６ｍｍ厚の鋳片を作成した。これを常温で冷延率７８％で０．３５ｍｍ厚に冷間圧延し、１０７５℃×３０秒の仕上焼鈍を行い、磁気測定した。この時の鋳片１／２層の鋳片の表面に平行な｛１００｝面強度の対ランダム比（以下、これを単に面強度という）と、Ｌ，Ｃ，ＬＣ方向の磁束密度Ｂ50を図２に示す。これより、｛１００｝面強度を４倍以上とすると磁束密度が高くなることが分かる。

図３に、｛１００｝面強度が６．４倍（図３ｂ）と１．３倍（図３ａ）の試料の鋳片の凝固組織を示す。６．４倍の試料は表面から中心層に伸びた柱状晶が非常によく発達しているのに対し、１．３倍の試料は柱状晶は殆ど認められず、球状の等軸晶が多数認められる。これより、できるだけ柱状晶を発達させ、鋳片の集合組織を｛１００｝＜０ｖｗ＞ｒｉｃｈとすることが非常に重要であることが明らかとなった。

図４は、図２の実験の｛１００｝面強度が５．０倍の鋳片を常温で種々の冷延率で冷間圧延し、１０７５℃×３０秒の仕上焼鈍を行い、磁束密度Ｂ50を測定したものであり、冷延率と磁束密度Ｂ50の関係を示す。これより、｛１００｝面強度が５．０倍の試料を７０〜８５％の冷延率で冷延すると最も高い磁束密度を得られることが分かる。

ところで、図２、図４の実験では、冷間圧延時に耳割れが発生した。そこで、図２の実験の｛１００｝面強度が５．０倍の鋳片を種々の温度で７８％の冷延率で冷間圧延を行い、１０７５℃×３０秒の仕上焼鈍を行い、冷延時の耳割れと磁束密度Ｂ50を測定した。
表１には、冷間圧延温度と冷延の耳割れ、磁束密度Ｂ50を示す。
これより、冷間圧延を１８０℃以上で行うと、冷延板の耳割れが抑えられ、かつ磁束密度Ｂ50も、常温で圧延するよりも０．０１Ｔも高くなることを見出した。

前述のように特許文献１には、鋳造鋼帯の平均粒径を５０μｍ以上とし、次いで圧延率５０％以上の範囲内で圧延を行うことが提案されているが、例えば実施例１に鋳造板厚１．４ｍｍ、平均結晶粒径０．５ｍｍとあるように、等軸晶の鋳片を出発材としている。また、該公報の第２図では冷延率は７０％以上では、Ｌ，Ｃ方向の磁束密度は低下している。

これに対し本発明では、鋳片を柱状晶とし、冷延率７０〜８５％とすると高い磁束密度を得られることを新規に見出したものである。
すなわち、図２の｛１００｝面強度が１．３の試料は、図３ａ）に示すように鋳片の中心層に等軸粒が認められ、冷延率が７８％では図２に示すようにＢ50ＬＣは１．６９Ｔしか得られないのに対し、鋳片に柱状晶を発達させ、鋳片の集合組織を｛１００｝＜０ｖｗ＞ｒｉｃｈとし、冷延率を７０〜８５％とした本発明範囲では、図２，図４に示すようにＢ50ＬＣは１．７２Ｔ以上を得られ、０．０３Ｔ以上も磁束密度を高くすることができることを全く新たに見出したものである。
更に、冷間圧延を１８０℃以上で行うと、表１に示すように冷延板の耳割れを抑えることができ、かつ、磁束密度も常温で行うよりも０．０１Ｔも高くなることを新規に発見したのである。

以下に本発明の限定理由を説明する。
Ｃは、オーステナイト、フェライト２相域とせず、フェライト１相とし、柱状晶をできるだけ発達させるため０．００８％以下とした。

％Ｓｉ＋２×％Ａｌ：％Ｓｉ＋２×％Ａｌが１．８％以上で、かつＣが０．００８％以下であれば、オーステナイト、フェライト２相域とならずフェライト１相となるため柱状晶が発達しやすい。更に、％Ｓｉ＋２×％Ａｌが７％を超えると冷延性が劣化するため、上限は７％とした。

Ｍｎは、脆性を改善するため０．０２％以上とする。上限の１％はこれ以上添加すると磁束密度が劣化する。

Ｓは、微細な硫化物をつくり、鉄損に有害な作用を演ずるため、０．００５％以下とする。

ＮはＡｌＮなど微細な窒化物をつくり、鉄損に有害な作用を演ずるため、０．０１％以下とする。

溶鋼は、移動更新する冷却体表面によって凝固せしめて鋳造鋼帯とする。単ロール法、双ロール法などが用いられる。
鋳片厚中心層での鋳片の表面に平行な｛１００｝面強度を対ランダムで４倍以上とする。図２及び図３に示すように、鋳造鋳片に柱状晶をできるだけ発達させ、｛１００｝面強度を対ランダムで４倍以上とすると高い磁束密度を得られる。
｛１００｝面強度を制御するには、溶鋼の過熱度を調整するのが有効である。溶鋼の過熱度は［鋳造時の溶鋼温度−溶鋼の液相線温度］を表し、実施例に示すように過熱度を７０℃以上とすると｛１００｝面強度を４倍以上にすることができる。

冷間圧延の圧下率は７０〜８５％とする。図４に示すように７０％未満や８５％を超えると高い磁束密度を得られない。
冷間圧延は１８０℃〜３５０℃で行うのが好ましい。表１に示すように１８０℃より低いと冷間圧延で耳割れが発生する。３５０℃を超えると磁束密度の向上が飽和するからである。
鋼板の温度を１８０℃以上にする方法としては、急冷凝固鋳片を１８０℃以上で鋳造し、それを冷間圧延に供する方法がある。また、電気炉、ガス炉などの外部加熱を利用する方法もある。

Ｃ：０．０００９％，Ｓｉ：３．０％、Ｍｎ：０．２０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：１．２％、Ｓ：０．０００７〜０．００１８％、Ｎ：０．００１８〜０．００２４％、を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を双ロール法により鋳造する際に、過熱度を変更し、種々の板厚に鋳造した。この成分系における液相線温度は１４９０℃である。続いて酸洗し、０．３５ｍｍに常温で冷延し、１０７５℃×３０秒の連続焼鈍し、絶縁皮膜を塗布して製品とした。この時の鋳片の表面に平行な｛１００｝面強度の対ランダム比、冷延率と磁気特性の関係を表２に示す。これより、｛１００｝面強度を４倍以上とし、かつ冷延率を７０〜８５％とすることにより、高い磁束密度を得られることが分かる。

実施例１のＮｏ．９の鋳片を種々の温度で０．３５ｍｍに冷間圧延し、１０７５℃×３０秒の連続焼鈍し、絶縁皮膜を塗布して製品とした。この時の、鋳片の表面に平行な｛１００｝面強度の対ランダム比、冷間圧延温度、冷延率と冷延板の耳割れ深さ、磁気特性の関係を表３に示す。これより、｛１００｝面強度を４倍以上とし、冷間圧延温度１８０〜３５０℃かつ冷延率を７０〜８５％とすることにより、冷延板に割れなく、高い磁束密度を得られることが分かる。

無方向性電磁鋼板の用途と板取りを示す図である。 ｛１００｝面強度（対ランダム比）と磁束密度Ｂ50の関係図である。 ｛１００｝面強度（対ランダム比）１．３倍と６．４倍の鋳片の凝固組織を示す写真である。 冷延率と磁束密度Ｂ50の関係図である。

Claims (2)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．００８％以下、
   Ｍｎ：０．０２〜１．０％、
   Ｓ ：０．００５％以下、
   Ｎ ：０．０１％以下
   を含み、かつ、ＳｉとＡｌを
   １．８％≦（Ｓｉ＋２×Ａｌ）≦７％
   の関係を満たす範囲で含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる溶鋼を、移動更新する冷却体表面によって凝固せしめ、その際の溶鋼の過熱度（鋳造時の溶鋼温度−溶鋼の液相線温度）を７０℃以上とすることで、鋳片全厚を柱状晶とし、鋳造鋼帯の鋳片厚中心層での鋳片の表面に平行な｛１００｝面Ｘ線回折強度が対ランダム試料で４倍以上の鋳造鋼帯とし、次いで圧下率７０〜８５％で冷間圧延して所定の厚さとし、さらに、仕上焼鈍をすることを特徴とする、無方向性電磁鋼板の製造方法。
2. 前記冷間圧延を、１８０〜３５０℃の温度域で行うことを特徴とする、請求項１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。

Images