JP5605518B2 - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、α−γ変態(フェライト−オーステナイト変態)を有する磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関するものである。本願は、2011年11月11日に日本に出願された特願2011−247637号、及び2011年11月11日に日本に出願された特願2011−247683号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年の各種電気機器の高効率化要求の高まりに従い、鉄心として用いられる無方向性電磁鋼板には、高磁束密度化と低鉄損化とが求められている。特に高い磁束密度の鋼板を作製するには低Siの鋼が有利であるが、それは必然的にα−γ変態を持つ成分組成範囲の鋼を利用することになる。低Siの無方向性電磁鋼板において、磁気特性を向上させる方法が多数提案されている。
例えば、特許文献1には、Ar3変態点以上で熱間圧延を終了し、Ar3変態点からAr1変態点の温度域を5℃/sec以下で緩冷する方法が提案されている。しかし、この冷却速度を実機の熱間圧延で行うことは困難である。
また、特許文献2には、鋼にSnを添加し、Sn濃度に応じて熱間圧延の仕上げ温度を制御し、高い磁束密度を得る方法が提案されている。しかしこの方法はSi濃度が0.4%以下に限定されており、低い鉄損を得るには不十分である。
また、特許文献2には、鋼にSnを添加し、Sn濃度に応じて熱間圧延の仕上げ温度を制御し、高い磁束密度を得る方法が提案されている。しかしこの方法はSi濃度が0.4%以下に限定されており、低い鉄損を得るには不十分である。
また、特許文献3には、熱間圧延時の加熱温度や仕上げ温度を限定することによって、高い磁束密度と歪とり焼鈍時の粒成長性に優れる鋼板が提案されている。この方法は、熱間圧延焼鈍に代わる自己焼鈍などの工程がないため、高い磁束密度を得ることはできていない。
また、特許文献4は、熱間圧延において、仕上げ圧延前の粗バーをオンラインで加熱し、熱間圧延の仕上げ温度をAr1+20℃以上とし、巻き取り温度を640〜750℃とすることが提案されている。ところが、この方法は析出物の無害化を目的としており、高い磁束密度は得られていない。
また、特許文献4は、熱間圧延において、仕上げ圧延前の粗バーをオンラインで加熱し、熱間圧延の仕上げ温度をAr1+20℃以上とし、巻き取り温度を640〜750℃とすることが提案されている。ところが、この方法は析出物の無害化を目的としており、高い磁束密度は得られていない。
本発明の課題は、α−γ変態を持つ無方向性電磁鋼板にであって、より高磁束密度であって、かつ低鉄損である無方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供することである。
本発明は、鋼の成分組成と共に熱間圧延条件を最適化することによって、熱間圧延焼鈍後の組織、あるいは、自己焼鈍後の組織を粗大化させ、冷間圧延、仕上げ焼鈍後の製品の磁束密度を高めるものである。
そのようになされた本発明は次のとおりである。
(1)質量%で、
C:0.005%以下、
Si:0.1%〜1.6%、
Mn:0.05%〜0.2%、
P:0.100%以下、
Al:0.5%以下、
を含有し、残部がFe及び不可避不純物であり、
平均直径10nm〜200nmの非磁性析出物AlNを、個数密度10個/μm3以下含有し、かつ、未再結晶組織を含まないフェライト粒からなる組織であり、前記フェライト粒の平均粒径が30μm〜200μmであり、
圧延方向及び圧延直角方向の平均の磁束密度B50が1.75T以上であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
(2)さらに、質量%で、Sn、Sbの少なくとも一方を0.05%〜0.2%含有することを特徴とする(1)に記載の無方向性電磁鋼板。
(3)さらに、質量%で、Bを0.0005%〜0.0030%含有することを特徴とする(1)または(2)に記載の無方向性電磁鋼板。
(4)質量%で、
C:0.005%以下、
Si:0.1%〜1.6%、
Mn:0.05%〜0.6%、
P:0.100%以下、
Al:0.5%以下
を含有し、残部がFe及び不可避不純物である鋼組成を有するスラブに熱間圧延を施して熱間圧延鋼板を得る工程と、
前記熱間圧延鋼板に熱間圧延焼鈍を施して熱間圧延焼鈍鋼板を得る工程と、
前記熱間圧延焼鈍鋼板を酸洗する工程と、
前記酸洗された熱間圧延焼鈍鋼板に冷間圧延を施して冷間圧延鋼板を得る工程と、
前記冷間圧延鋼板に仕上げ焼鈍を施す工程とを有し、
前記熱間圧延において、前記スラブの加熱温度を1050℃〜1250℃、仕上げ圧延の終了温度を800℃〜(Ar1変態点+20℃)、コイルの巻き取り温度を500℃〜700℃とし、
前記熱間圧延焼鈍における焼鈍温度を750℃〜Ac1変態点とし、前記仕上げ焼鈍における焼鈍温度を800℃〜Ac1変態点とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
(5)前記スラブは、さらに質量%で、Sn、Sbの少なくとも一方を0.05%〜0.2%含有することを特徴とする(4)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
(6)前記スラブは、さらに質量%で、Bを0.0005%〜0.0030%含有することを特徴とする(4)または(5)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
(7)質量%で、
C:0.005%以下、
Si:0.1%〜2.0%、
Mn:0.05%〜0.2%、
P:0.100%以下、
Al:0.5%以下
を含有し、残部がFe及び不可避不純物である鋼組成を有するスラブに熱間圧延を施して熱間圧延鋼板を得る工程と、
前記熱間圧延鋼板を酸洗する工程と、
前記酸洗された熱間圧延鋼板に冷間圧延を施して冷間圧延鋼板を得る工程と、
前記冷間圧延鋼板に仕上げ焼鈍を施す工程とを有し、
前記熱間圧延において、前記スラブの加熱温度を1050℃〜1250℃、仕上げ圧延の終了温度を800℃〜(Ar1変態点+20℃)、コイルの巻き取り温度を800℃以上Ac1変態点以下とし、
前記仕上げ焼鈍における焼鈍温度を800℃〜Ac1変態点とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
(8)前記スラブは、さらに質量%で、Sn、Sbの少なくとも一方を0.05%〜0.2%含有することを特徴とする(7)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
(9)前記スラブは、さらに質量%で、Bを0.0005%〜0.0030%含有することを特徴とする(7)または(8)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
ここでB50は、50Hz、5000A/mの磁場を印加した時の磁束密度である。
そのようになされた本発明は次のとおりである。
(1)質量%で、
C:0.005%以下、
Si:0.1%〜1.6%、
Mn:0.05%〜0.2%、
P:0.100%以下、
Al:0.5%以下、
を含有し、残部がFe及び不可避不純物であり、
平均直径10nm〜200nmの非磁性析出物AlNを、個数密度10個/μm3以下含有し、かつ、未再結晶組織を含まないフェライト粒からなる組織であり、前記フェライト粒の平均粒径が30μm〜200μmであり、
圧延方向及び圧延直角方向の平均の磁束密度B50が1.75T以上であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
(2)さらに、質量%で、Sn、Sbの少なくとも一方を0.05%〜0.2%含有することを特徴とする(1)に記載の無方向性電磁鋼板。
(3)さらに、質量%で、Bを0.0005%〜0.0030%含有することを特徴とする(1)または(2)に記載の無方向性電磁鋼板。
(4)質量%で、
C:0.005%以下、
Si:0.1%〜1.6%、
Mn:0.05%〜0.6%、
P:0.100%以下、
Al:0.5%以下
を含有し、残部がFe及び不可避不純物である鋼組成を有するスラブに熱間圧延を施して熱間圧延鋼板を得る工程と、
前記熱間圧延鋼板に熱間圧延焼鈍を施して熱間圧延焼鈍鋼板を得る工程と、
前記熱間圧延焼鈍鋼板を酸洗する工程と、
前記酸洗された熱間圧延焼鈍鋼板に冷間圧延を施して冷間圧延鋼板を得る工程と、
前記冷間圧延鋼板に仕上げ焼鈍を施す工程とを有し、
前記熱間圧延において、前記スラブの加熱温度を1050℃〜1250℃、仕上げ圧延の終了温度を800℃〜(Ar1変態点+20℃)、コイルの巻き取り温度を500℃〜700℃とし、
前記熱間圧延焼鈍における焼鈍温度を750℃〜Ac1変態点とし、前記仕上げ焼鈍における焼鈍温度を800℃〜Ac1変態点とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
(5)前記スラブは、さらに質量%で、Sn、Sbの少なくとも一方を0.05%〜0.2%含有することを特徴とする(4)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
(6)前記スラブは、さらに質量%で、Bを0.0005%〜0.0030%含有することを特徴とする(4)または(5)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
(7)質量%で、
C:0.005%以下、
Si:0.1%〜2.0%、
Mn:0.05%〜0.2%、
P:0.100%以下、
Al:0.5%以下
を含有し、残部がFe及び不可避不純物である鋼組成を有するスラブに熱間圧延を施して熱間圧延鋼板を得る工程と、
前記熱間圧延鋼板を酸洗する工程と、
前記酸洗された熱間圧延鋼板に冷間圧延を施して冷間圧延鋼板を得る工程と、
前記冷間圧延鋼板に仕上げ焼鈍を施す工程とを有し、
前記熱間圧延において、前記スラブの加熱温度を1050℃〜1250℃、仕上げ圧延の終了温度を800℃〜(Ar1変態点+20℃)、コイルの巻き取り温度を800℃以上Ac1変態点以下とし、
前記仕上げ焼鈍における焼鈍温度を800℃〜Ac1変態点とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
(8)前記スラブは、さらに質量%で、Sn、Sbの少なくとも一方を0.05%〜0.2%含有することを特徴とする(7)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
(9)前記スラブは、さらに質量%で、Bを0.0005%〜0.0030%含有することを特徴とする(7)または(8)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
ここでB50は、50Hz、5000A/mの磁場を印加した時の磁束密度である。
本発明により、より高磁束密度であって、かつ低鉄損である無方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供することができる。
最初に本発明を導くに至った実験結果について述べる。
質量%で、C:0.0011%、Si:0.7%、Mn:0.17%、P:0.073%、Al:0.31%、及びSn:0.095%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物である成分組成の鋼を用いた鋼塊を実験室的に溶製した。フォーマスタ試験で、この鋼のAr1変態点は963℃、Ar3変態点は1020℃、Ac1変態点は1060℃であることを確認した。
質量%で、C:0.0011%、Si:0.7%、Mn:0.17%、P:0.073%、Al:0.31%、及びSn:0.095%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物である成分組成の鋼を用いた鋼塊を実験室的に溶製した。フォーマスタ試験で、この鋼のAr1変態点は963℃、Ar3変態点は1020℃、Ac1変態点は1060℃であることを確認した。
次に、その鋼塊を1150℃の温度で1時間加熱し、熱間圧延を施した。このとき、仕上げ圧延終了温度FTを880℃〜1080℃の範囲で変化させた。なお、仕上げ厚は2.5mmであった。
次に、得られた熱間圧延鋼板に、温度850℃、保定時間1〜120分の熱間圧延焼鈍を施し、あるいは、熱間圧延焼鈍を施さずに、鋼板を酸洗し、鋼板の厚さが0.5mmになるまで冷間圧延し、さらに900℃、30秒の仕上げ焼鈍を行った。
そして、得られた仕上げ焼鈍鋼板から55mm×55mmの試験片を切り出し、JIS C 2556に定める励磁電流法によって、圧延方向(L方向)及び圧延方向に直角の方向(C方向)の磁気測定を行った。図1に、熱間圧延焼鈍の保定時間を変化させた場合の、仕上げ圧延終了温度FTとL・C方向の平均磁束密度B50との関係を示す。なお、図2には、熱間圧延焼鈍の保定時間を変化させた場合の、仕上げ圧延終了温度FTと鉄損W15/90との関係を示す。
熱間圧延焼鈍を施さなかった場合、平均磁束密度B50は、仕上げ圧延終了温度FTがAr1変態点近傍で最も高い。保定時間1分では、仕上げ圧延終了温度FTがAr1変態点以下の場合、材料の平均磁束密度B50が急激に上昇し、仕上げ圧延終了温度FTが低いほど平均磁束密度B50は高くなる。保定時間が15分でも同様の傾向で、平均磁束密度B50は1.79Tに達する。120分保定すると、仕上げ圧延終了温度FTがAr1変態点以上の場合、材料の平均磁束密度B50が急激に増加し、仕上げ圧延終了温度FTに関係なく1.81T前後になった。
しかし一方で、仕上げ圧延終了温度FTが1060℃、熱間圧延焼鈍条件が焼鈍温度850℃で保定時間120分とした場合の冷間圧延を経て仕上げ焼鈍を行った後の仕上げ焼鈍鋼板には、図3に示すような圧延直角方向に伸びる、複数の板厚方向に貫通する折れが観察された。なお、同図に折れ部を点線で示した。
実製品でこのような折れが発生すると占積率の低下に繋がる。表1に折れが観察された条件を示すが、この様な折れの現象は仕上げ圧延終了温度FTが高く、熱間圧延焼鈍の保定時間が長い場合に観察される。
次に、折れの発生の原因を探るために、仕上げ圧延終了温度FTの異なる熱間圧延鋼板に対し、異なる条件で熱間圧延焼鈍を施した熱間圧延焼鈍鋼板の組織を調べた。図4に、熱間圧延焼鈍後の断面組織を示す。
仕上げ圧延終了温度FTが880℃(α域)の熱間圧延焼鈍鋼板では、保定時間と共に均一に粒成長することが分かる。一方、仕上げ圧延終了温度FTが1060℃(γ域)の場合、保定時間が15分では組織は細かいが、保定時間が120分になると急激に組織が成長している。このことから、仕上げ焼鈍鋼板に見られる折れは、冷間圧延前の組織が大きすぎるため、冷間圧延、再結晶後に鋼板に折れが生じたものと考えられる。
さらに、このような熱間圧延焼鈍後の組織変化の原因を探るため、仕上げ圧延終了温度FTが880℃と1060℃の熱間圧延直後の熱間圧延鋼板についてSEM(Scanning Electron Microscope)を用いて微細組織の観察を行った。図5に微細組織観察の結果を示す。仕上げ圧延終了温度FTが1060℃の場合、粒界に微細析出物が観察され、この微細析出物がAlNであることが確認された。この微細なAlNは焼鈍の保定時間が短い時は粒成長が抑制されるが、長時間になるとライプニングして粒界のピン止めが外れ、異常粒成長が起こると推測される。一方、仕上げ圧延終了温度FTが880℃の場合、粒界の微細析出物は観察されなかった。従ってこの場合は、正常に粒成長する。このAlNの析出に違いがでるメカニズムは明確ではないが、下記の様に考えられる。
AlNは、その溶解度がγ相よりもα相で小さくなるため、母相がγ相からα相に変態すると多量に析出する。一方、γ相の粒に加工を施すと、変態前のγ相の組織は、場合によっては未再結晶組織を含み、再結晶したとしてもその粒径は圧下前のγ相の粒径より小さい。そして母相が変態すると、旧γ相の粒界を析出サイトとしてα核が生じ、微細なα相組織となる。変態と同時にAlNは析出しやすくなるので、α相の粒の粒界は析出サイトとなり、AlNは微細に多量に析出する。
上記実験から、α−γ変態を持つ成分組成を有する鋼において優れた磁気特性を得るには熱間圧延鋼板に焼鈍を施すことが重要であるが、冷間圧延後の仕上げ焼鈍後の鋼板に折れを生成させるような異常粒成長をさせないために、熱間圧延の仕上げ圧延終了温度をAr1近傍よりも低下させることが必要であることが分かった。
本発明は、このような検討結果に基づきなされたものであり、以下、本発明で規定する無方向性電磁鋼板及びその製造方法の要件について、順次詳細に述べる。
まず、本発明の無方向性電磁鋼板に用いる鋼の成分組成の限定理由について説明する。以下で含有量の%は、質量%を意味する。
<C:0.005%以下>
Cは鉄損を劣化させ、磁気時効の原因にもなる有害な元素なので、0.005%以下とする。好ましくは0.003%以下である。0%も含む。
Cは鉄損を劣化させ、磁気時効の原因にもなる有害な元素なので、0.005%以下とする。好ましくは0.003%以下である。0%も含む。
<Si:0.1%〜2.0%>
Siは鋼の固有抵抗を増加させ鉄損を低下させる元素であり、下限は0.1%とする。過剰な添加は磁束密度を低下させる。従ってSiの上限は2.0%とする。好ましくは0.1%〜1.6%である。
Siは鋼の固有抵抗を増加させ鉄損を低下させる元素であり、下限は0.1%とする。過剰な添加は磁束密度を低下させる。従ってSiの上限は2.0%とする。好ましくは0.1%〜1.6%である。
<Mn:0.05%〜0.6%>
Mnは鋼の固有抵抗を高め、また硫化物を粗大化して無害化する。ただし過剰な添加は鋼の脆化、コストの上昇に繋がる。従って0.05%〜0.6%とする。好ましくは0.1%〜0.5%である。
Mnは鋼の固有抵抗を高め、また硫化物を粗大化して無害化する。ただし過剰な添加は鋼の脆化、コストの上昇に繋がる。従って0.05%〜0.6%とする。好ましくは0.1%〜0.5%である。
<P:0.100%以下>
Pは再結晶後の鋼板の硬度を確保するために添加する。過剰な添加は鋼の脆化を招く。従って0.100%以下とする。好ましくは0.001%〜0.08%である。
Pは再結晶後の鋼板の硬度を確保するために添加する。過剰な添加は鋼の脆化を招く。従って0.100%以下とする。好ましくは0.001%〜0.08%である。
<Al:0.5%以下>
AlはNと結合してAlNを形成しやすい。後に述べる熱間圧延の方法を適用することによって、微細析出を防止できるが、多すぎるとその熱間圧延の方法を用いても微細に析出する傾向を持つ。従って、0.5%以下とする。一方で脱酸に有効な元素でもある。好ましくは、0.03%〜0.4%である。
AlはNと結合してAlNを形成しやすい。後に述べる熱間圧延の方法を適用することによって、微細析出を防止できるが、多すぎるとその熱間圧延の方法を用いても微細に析出する傾向を持つ。従って、0.5%以下とする。一方で脱酸に有効な元素でもある。好ましくは、0.03%〜0.4%である。
<Sn、Sbの少なくとも一方:0.05%〜0.2%>
SnやSbは冷間圧延、再結晶後の集合組織を改善して、その磁束密度を向上させるために必要に応じて添加される。ただし過剰な添加は鋼を脆化させる。このため、添加する場合は0.05%〜0.2%とするのがよい。好ましくは0.05%〜0.15%である。
SnやSbは冷間圧延、再結晶後の集合組織を改善して、その磁束密度を向上させるために必要に応じて添加される。ただし過剰な添加は鋼を脆化させる。このため、添加する場合は0.05%〜0.2%とするのがよい。好ましくは0.05%〜0.15%である。
<B:0.0005%〜0.0030%>
BはBNを形成し、Alに優先してNを固定して、鋼板がγ相からα相に変態した時のAlNの微細析出を抑える作用があり、このために必要に応じて添加される。しかし過剰に添加すると、固溶して集合組織を劣化させ、磁束密度を低下させる。このため、添加する場合は0.0005%〜0.0030%とするのがよい。好ましくは0.001%〜0.002%である。
BはBNを形成し、Alに優先してNを固定して、鋼板がγ相からα相に変態した時のAlNの微細析出を抑える作用があり、このために必要に応じて添加される。しかし過剰に添加すると、固溶して集合組織を劣化させ、磁束密度を低下させる。このため、添加する場合は0.0005%〜0.0030%とするのがよい。好ましくは0.001%〜0.002%である。
<N>
先に記述したように、本発明ではAlNの微細析出を抑制することで優れた磁気特性を得ようとするものである。前提としている窒素含有量は通常の範囲のものであり特に規定するものでではないが、例えば、40ppmの含有でも本発明を用いれば、良好な磁気特性が得られる。好ましくは30ppm以下、より好ましくは20ppm以下にすることで、より良好な磁気特性を得ることができる。
先に記述したように、本発明ではAlNの微細析出を抑制することで優れた磁気特性を得ようとするものである。前提としている窒素含有量は通常の範囲のものであり特に規定するものでではないが、例えば、40ppmの含有でも本発明を用いれば、良好な磁気特性が得られる。好ましくは30ppm以下、より好ましくは20ppm以下にすることで、より良好な磁気特性を得ることができる。
本発明の無方向性電磁鋼板は以上のようなα‐γ変態系の鋼組成を有するものであり、組成の残部はFe及び不可避的不純物である。
続いて本発明の無方向電磁鋼板のその他の特徴について説明する。
本発明では、鋼板内における平均直径10nm〜200nmの非磁性析出物AlNの個数密度を10個/μm3以下に抑える。
上記のような観察の結果、本発明では熱間圧延焼鈍時や仕上げ焼鈍時の粒成長に最も影響を与えるAlNの平均直径は10nm〜200nmであった。従ってこのサイズのAlNの個数密度を規定する。個数密度が10個/μm3を超えると、熱間圧延焼鈍時に熱間圧延鋼板の再結晶の粒成長が十分でなく、磁束密度の低下に繋がる。更に、冷間圧延後の仕上げ焼鈍時における再結晶での粒成長にも悪影響を与える。好ましくは、5個/μm3以下である。
上記のような観察の結果、本発明では熱間圧延焼鈍時や仕上げ焼鈍時の粒成長に最も影響を与えるAlNの平均直径は10nm〜200nmであった。従ってこのサイズのAlNの個数密度を規定する。個数密度が10個/μm3を超えると、熱間圧延焼鈍時に熱間圧延鋼板の再結晶の粒成長が十分でなく、磁束密度の低下に繋がる。更に、冷間圧延後の仕上げ焼鈍時における再結晶での粒成長にも悪影響を与える。好ましくは、5個/μm3以下である。
また、本発明の無方向性電磁鋼板の組織は、未再結晶組織を含まないフェライト粒からなる組織であって、そのフェライト粒の平均粒径が30μm〜200μmであるようにする。未再結晶組織を含む場合や、完全に再結晶していても、平均粒径が30μm未満ではヒステリシス損失が大きくなり、トータルの鉄損が増加する。好ましくは40μm以上、更に好ましくは60μm以上である。また、フェライト粒の平均粒径が200μmを超えると渦電流損が増大し、全鉄損が増加してしまう。好ましくは150μm以下である。
以上のような構成の無方向性電磁鋼板において、圧延方向及び圧延直角方向の平均磁束密度B50は1.75T以上である。また、先に説明したように、SnやSbは、冷間圧延、再結晶後の集合組織を改善して、その平均磁束密度B50を向上させる作用を持つ。
次に、本発明の無方向性電磁鋼板を得るための製造方法を説明する。
本発明の製造方法は、上記に記載の鋼組成を有するスラブに対して熱間圧延を施し、得られた熱間圧延鋼板に焼鈍を施し、酸洗後に冷間圧延を施し、その後仕上げ焼鈍を施すが、熱間圧延鋼板への焼鈍は、連続焼鈍やバッチ焼鈍などの外部からコイルを加熱する方法の他に、熱間圧延時の熱を利用して自己焼鈍する方法も可能である。
本発明の製造方法は、上記に記載の鋼組成を有するスラブに対して熱間圧延を施し、得られた熱間圧延鋼板に焼鈍を施し、酸洗後に冷間圧延を施し、その後仕上げ焼鈍を施すが、熱間圧延鋼板への焼鈍は、連続焼鈍やバッチ焼鈍などの外部からコイルを加熱する方法の他に、熱間圧延時の熱を利用して自己焼鈍する方法も可能である。
熱間圧延焼鈍の方法によらず、熱間圧延においてスラブを加熱する温度は、硫化物などの不純物の再固溶−微細析出を防ぎ、鉄損を劣化させないため1250℃以下とする。ただし加熱温度が低すぎると熱間圧延の能力の低下を招くので1050℃以上とする。好ましくは1100℃〜1200℃である。
続いて行われる熱間圧延の粗圧延やデスケーリングは、通常の方法で行えば良く、特に条件を限定するものではない。
以降、熱間圧延鋼板の焼鈍を外部加熱で行う場合と自己焼鈍で行う場合とに分けて説明する。
まず外部から加熱する方法の場合である。熱間圧延の仕上げ圧延においては、その終了温度FTを800℃〜(Ar1変態点+20℃)とする。仕上げ圧延終了温度FTを800℃未満とすると、熱間圧延の操業が不安定になり生産性が低下する。一方、仕上げ圧延終了温度FTをAr1変態点+20℃超とした場合、AlNが変態後のα粒の粒界に多量に微細析出し、熱間圧延焼鈍鋼板におけるフェライト粒の粒成長が阻害される。更に先に説明したように、熱間圧延焼鈍条件との組み合わせによっては、冷間圧延、再結晶後の鋼板に折れが生じてしまう。好ましくは、800℃〜Ar1変態点の範囲である。
コイル巻き取り温度は、500〜700℃とする。500℃未満では、熱間圧延の操業が不安定になる。700℃以上では、鋼板の表面にスケールが多く吸着し、酸洗でスケールを除去することが困難になる。
次に行う熱間圧延焼鈍は、温度が低すぎると平均磁束密度B50の増加が十分ではなく、温度が高すぎると変態を起こして、焼鈍後の組織が微細化する。従って750℃〜Ac1変態点の温度範囲とする。保定時間は、適宜選択できる。方式は連続焼鈍でも、箱焼鈍でも可能である。
その後、熱間圧延焼鈍鋼板は、酸洗後、冷間圧延されて冷間圧延鋼板が得られ、その後、仕上げ焼鈍される。仕上げ焼鈍工程においては、焼鈍後の組織を、未再結晶組織を含まないフェライト相とし、かつ、そのフェライト粒の平均粒径を30μm〜200μmとする。そのフェライト粒の平均粒径を30μm以上とするために、焼鈍温度を800℃以上とする。ただしAc1変態点を超えると、組織は細粒化するので、Ac1変態点以下とする。好ましくは850℃〜Ac1変態点である。
次に、熱間圧延時の熱を利用する自己焼鈍の場合について述べる。熱間圧延の仕上げ圧延終了温度FTは、先の外部加熱法の場合と同様800℃〜(Ar1変態点+20℃)とする。Ar1変態点+20℃以上で操業した場合、その後の自己焼鈍においてフェライト粒の粒成長が阻害されるので、それを避ける為である。また下限は熱間圧延の操業の安定化のため800℃とするが、巻き取り後の自己焼鈍の温度を高めるためには高い方がよい。好ましくは850℃〜Ar1変態点+20℃である。
熱間圧延の熱でコイル自身を焼鈍する自己焼鈍のために、コイル巻き取り温度は780℃以上とする。脱スケール性を良くするためなどの理由でコイルを水冷する場合は、水冷開始までの時間を10分以上とする。これらの操作により熱間圧延により形成された組織は粗大化し、磁束密度は向上する。また析出物も粗大化し、冷間圧延後の仕上げ焼鈍時の粒成長を良好にする。巻き取り温度は、温度が高いほど自己焼鈍により組織が大きくなるので、800℃以上、更には、850℃以上が好ましい。
巻き取り温度を高めるために仕上げ圧延の直前に粗バーを加熱してもよい。また鋼成分によっては、Ar1変態点が低いため先の仕上げ温度の限定から、続く巻き取り温度も低下する場合がある。その場合は巻き取り直前の熱間圧延鋼板を加熱し、Ac1変態点よりも低い温度に昇温することができる。これらの加熱方法は特に限定しないが、誘導加熱などを用いることができる。
また巻き取り温度の上限は、Ac1変態点以下とするのが好ましい。Ac1変態点よりも高くなると、冷却過程で再度変態し、冷間圧延前の組織が微細になり、冷間圧延、再結晶後の磁束密度が低下してしまう。
以上の工程で製造された自己焼鈍鋼板は、酸洗後、冷間圧延されて冷間圧延鋼板が得られ、その後、仕上げ焼鈍される。仕上げ焼鈍工程においては、焼鈍後の組織を、未再結晶組織を含まないフェライト相とし、かつ、そのフェライト粒の平均粒径を30μm〜200μmとする。そのフェライト粒の平均粒径を30μm以上とするために、焼鈍温度を800℃以上とする。ただしAc1変態点を超えると、組織は細粒化するので、Ac1変態点以下とする。好ましくは850℃〜Ac1変態点である。
本発明は、以上のような高磁束密度で低鉄損の無方向性電磁鋼板及びその電磁鋼板を製造する方法であるが、以下、実施例を用いて、そのような本発明の実施可能性及び効果についてさらに説明する。なお、以下に説明する実験における条件等は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した例であり、本発明は、これらの例に限定されるものではない。
<実施例1>
表2に示した成分組成のインゴットを実験室で真空溶解して製造し、次いで、このインゴットを加熱し、粗圧延して厚さ40mmの粗バーを得た。得られた粗バーに熱間仕上げ圧延を施し、厚さが2.5mmの熱間圧延鋼板とし、850℃、15分の熱間圧延焼鈍の後、酸洗を行って、0.5mmまで冷間圧延し、仕上げ焼鈍を行った。同表に各鋼の変態温度、熱間圧延加熱温度、仕上げ圧延温度、巻き取り相当温度、及び冷間圧延後の仕上げ焼鈍温度を示す。
表2に示した成分組成のインゴットを実験室で真空溶解して製造し、次いで、このインゴットを加熱し、粗圧延して厚さ40mmの粗バーを得た。得られた粗バーに熱間仕上げ圧延を施し、厚さが2.5mmの熱間圧延鋼板とし、850℃、15分の熱間圧延焼鈍の後、酸洗を行って、0.5mmまで冷間圧延し、仕上げ焼鈍を行った。同表に各鋼の変態温度、熱間圧延加熱温度、仕上げ圧延温度、巻き取り相当温度、及び冷間圧延後の仕上げ焼鈍温度を示す。
次に、得られた試料の磁気特性評価はエプスタイン法(JIS C 2556)で行い、粒径測定(JIS G 0552)、析出物観察も行った。その結果も同表に示す。磁気特性(磁束密度)は、L方向及びC方向の平均値で示した。今回の評価では、平均磁束密度B50が1.75T以上、鉄損W15/50が5.0W/kg以下のものを良好なものとして評価し、本発明例ではすべて良好な特性が得られた。
表2に示すように、本発明範囲の成分組成の無方向性電磁鋼板では、優れた磁気特性が得られた。一方、比較例では、B3は平均磁束密度B50が低く、B6は鋼板に破断が生じ、それ以外のものは鉄損が大きかった。
<実施例2>
質量%で、C:0.0014%、Si:0.5%、Mn:0.2%、P:0.076%、Al:0.3%、及びSn:0.09%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物である成分組成の鋼よりなるインゴットを実験室の真空溶解炉で溶製した。この鋼のAr1変態点は955℃、Ar3変態点は985℃、Ac1変態点は1018℃である。
質量%で、C:0.0014%、Si:0.5%、Mn:0.2%、P:0.076%、Al:0.3%、及びSn:0.09%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物である成分組成の鋼よりなるインゴットを実験室の真空溶解炉で溶製した。この鋼のAr1変態点は955℃、Ar3変態点は985℃、Ac1変態点は1018℃である。
このインゴットを用いて、表3に示す条件で、熱間圧延、熱間圧延焼鈍を行い、酸洗後、0.5mmに冷間圧延後、同表に示す条件で仕上げ焼鈍を行った。
得られた材料について、実施例1と同様に、磁気測定、粒径測定、析出部観察を行った。製造条件と測定結果とをあわせて表3に示す。Snを添加した本実施例において、本発明の製造条件で製造すると、平均磁束密度B50が1.77T以上、鉄損W15/50が4.5W/kg以下の良好な特性が得られた。
得られた材料について、実施例1と同様に、磁気測定、粒径測定、析出部観察を行った。製造条件と測定結果とをあわせて表3に示す。Snを添加した本実施例において、本発明の製造条件で製造すると、平均磁束密度B50が1.77T以上、鉄損W15/50が4.5W/kg以下の良好な特性が得られた。
本発明範囲の製造方法で製造した無方向性電磁鋼板は、優れた磁気特性が得られた。一方、D2、D3及びD5については、いずれも熱間圧延の操業が不安定となる温度で処理したため、今回の実験では優れた磁気特性の無方向性電磁鋼板は得られたものの、再現性までは確認できなかった。また、D4については、磁気特性は優れていたものの、鋼板の表面に付着したスケールを酸洗で十分に除去できず、冷間圧延で鋼板形状が異常に劣化したため、製品として取り扱うことができないものであった。
<実施例3>
転炉で溶製した溶鋼を真空脱ガス処理し、表4に示した成分組成に調整後、連続鋳造してスラブとし、このスラブを加熱して熱間圧延を施し、厚さが2.5mmの熱間圧延板として巻き取った。同表には、それぞれの鋼の変態温度、スラブの加熱温度、仕上げ圧延の終了温度、熱間圧延鋼板の巻き取り温度を示す。
その後、この熱間圧延鋼板を酸洗し、0.5mmまで冷間圧延し、仕上げ焼鈍を行った。同じく同表に仕上げ焼鈍温度を示す。
転炉で溶製した溶鋼を真空脱ガス処理し、表4に示した成分組成に調整後、連続鋳造してスラブとし、このスラブを加熱して熱間圧延を施し、厚さが2.5mmの熱間圧延板として巻き取った。同表には、それぞれの鋼の変態温度、スラブの加熱温度、仕上げ圧延の終了温度、熱間圧延鋼板の巻き取り温度を示す。
その後、この熱間圧延鋼板を酸洗し、0.5mmまで冷間圧延し、仕上げ焼鈍を行った。同じく同表に仕上げ焼鈍温度を示す。
得られた材料について、実施例1と同様に、磁気測定、粒径測定、析出部観察を行った。製造条件と測定結果とをあわせて表4に示す。今回の評価では、平均磁束密度B50が1.75T以上、鉄損W15/50が5.0W/kg以下のものを良好なものとして評価し、本発明例ではすべて良好な特性が得られた。
本発明範囲の成分組成の無方向性電磁鋼板は、優れた磁気特性が得られた。一方、比較例では、F3は平均磁束密度B50が低く、F6は鋼板に破断が生じ、それ以外のものは鉄損が大きかった。
本発明範囲の成分組成の無方向性電磁鋼板は、優れた磁気特性が得られた。一方、比較例では、F3は平均磁束密度B50が低く、F6は鋼板に破断が生じ、それ以外のものは鉄損が大きかった。
<実施例4>
C:0.0011%、Si:0.5%、Mn:0.17%、P:0.073%、Al:0.31%、及びSn:0.095%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物である成分組成のスラブを転炉で溶製した。この鋼のAr1変態点は955℃、Ar3変態点は985℃、Ac1変態点は1018℃であった。
C:0.0011%、Si:0.5%、Mn:0.17%、P:0.073%、Al:0.31%、及びSn:0.095%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物である成分組成のスラブを転炉で溶製した。この鋼のAr1変態点は955℃、Ar3変態点は985℃、Ac1変態点は1018℃であった。
このスラブを、加熱し、熱間圧延を施し、厚さが2.5mmの熱間圧延鋼板として巻き取った。表5に、スラブの加熱温度、仕上げ圧延の終了温度、熱間圧延鋼板の巻き取り温度を示す。巻き取ったコイルは15分保持し、その後水冷した。巻き取り温度の高い一部の材料については、巻き取り直前に加熱を行った。
その後、熱間圧延鋼板を酸洗し、0.5mmまで冷間圧延し、表5に示す温度で30秒間の仕上げ焼鈍を行った。
その後、熱間圧延鋼板を酸洗し、0.5mmまで冷間圧延し、表5に示す温度で30秒間の仕上げ焼鈍を行った。
得られた材料について、実施例1と同様に、磁気測定、粒径測定、析出部観察を行った。製造条件と測定結果をあわせて表5に示す。Snを添加した本実施例において、本発明の製造条件で製造すると、平均磁束密度B50が1.77T以上、鉄損W15/50が4.5W/kg以下の良好な特性が得られた。
本発明範囲の製造方法で製造した無方向性電磁鋼板は、優れた磁気特性が得られている。一方、比較例では、F3は平均磁束密度B50が低く、F6は、鋼板に破断が生じ、それ以外のものは鉄損が大きかった。
本発明により、モータなど各種機器の高効率化に寄与できる。
Claims (9)
- 質量%で、
C:0.005%以下、
Si:0.1%〜1.6%、
Mn:0.05%〜0.2%、
P:0.100%以下、
Al:0.5%以下、
を含有し、残部がFe及び不可避不純物であり、
平均直径10nm〜200nmの非磁性析出物AlNを、個数密度10個/μm3以下含有し、かつ、未再結晶組織を含まないフェライト粒からなる組織であり、前記フェライト粒の平均粒径が30μm〜200μmであり、
圧延方向及び圧延直角方向の平均の磁束密度B50が1.75T以上であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。 - さらに、質量%で、Sn、Sbの少なくとも一方を0.05%〜0.2%含有することを特徴とする請求項1に記載の無方向性電磁鋼板。
- さらに、質量%で、Bを0.0005%〜0.0030%含有することを特徴とする請求項1または2に記載の無方向性電磁鋼板。
- 質量%で、
C:0.005%以下、
Si:0.1%〜1.6%、
Mn:0.05%〜0.6%、
P:0.100%以下、
Al:0.5%以下
を含有し、残部がFe及び不可避不純物である鋼組成を有するスラブに熱間圧延を施して熱間圧延鋼板を得る工程と、
前記熱間圧延鋼板に熱間圧延焼鈍を施して熱間圧延焼鈍鋼板を得る工程と、
前記熱間圧延焼鈍鋼板を酸洗する工程と、
前記酸洗された熱間圧延焼鈍鋼板に冷間圧延を施して冷間圧延鋼板を得る工程と、
前記冷間圧延鋼板に仕上げ焼鈍を施す工程とを有し、
前記熱間圧延において、前記スラブの加熱温度を1050℃〜1250℃、仕上げ圧延の終了温度を800℃〜(Ar1変態点+20℃)、コイルの巻き取り温度を500℃〜700℃とし、
前記熱間圧延焼鈍における焼鈍温度を750℃〜Ac1変態点とし、前記仕上げ焼鈍における焼鈍温度を800℃〜Ac1変態点とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記スラブは、さらに質量%で、Sn、Sbの少なくとも一方を0.05%〜0.2%含有することを特徴とする請求項4に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記スラブは、さらに質量%で、Bを0.0005%〜0.0030%含有することを特徴とする請求項4または5に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 質量%で、
C:0.005%以下、
Si:0.1%〜2.0%、
Mn:0.05%〜0.2%、
P:0.100%以下、
Al:0.5%以下
を含有し、残部がFe及び不可避不純物である鋼組成を有するスラブに熱間圧延を施して熱間圧延鋼板を得る工程と、
前記熱間圧延鋼板を酸洗する工程と、
前記酸洗された熱間圧延鋼板に冷間圧延を施して冷間圧延鋼板を得る工程と、
前記冷間圧延鋼板に仕上げ焼鈍を施す工程とを有し、
前記熱間圧延において、前記スラブの加熱温度を1050℃〜1250℃、仕上げ圧延の終了温度を800℃〜(Ar1変態点+20℃)、コイルの巻き取り温度を800℃以上Ac1変態点以下とし、
前記仕上げ焼鈍における焼鈍温度を800℃〜Ac1変態点とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記スラブは、さらに質量%で、Sn、Sbの少なくとも一方を0.05%〜0.2%含有することを特徴とする請求項7に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記スラブは、さらに質量%で、Bを0.0005%〜0.0030%含有することを特徴とする請求項7または8に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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