JP5892327B2 - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、無方向性電磁鋼板の製造方法に関し、具体的には、高磁束密度でかつ低鉄損の無方向性電磁鋼板を製造する方法に関するものである。
近年、電力を初めとする各種消費エネルギーの削減という世界的な動きの中で、電気機器の分野においても、高効率化や小型化が強く望まれるようになってきている。無方向性電磁鋼板は、電気機器の鉄心材料として広く用いられており、電気機器の高効率化や小型化を達成するためには、無方向性電磁鋼板の高品質化、すなわち、高磁束密度化、低鉄損化が不可欠となる。
上記要求に対応するため、従来、無方向性電磁鋼板においては、主にＳｉやＡｌ等の電気抵抗を高める元素を添加して固有抵抗を上昇させたり、板厚を低減したりすることなどで低鉄損化を図ってきている。
また、上記方法以外に、無方向性電磁鋼板では、冷延前結晶粒径の粗大化、冷延圧下率の最適化などの手段により、高磁束密度化を図っている。これは、回転機や小型トランスでは、鉄心に巻くコイルに電流が流れることで生じる銅損を無視することができないが、この銅損を低減するには、同一磁束密度をより低い励磁電流で達成することができる、いわゆる高磁束密度材の使用が有効であるからである。
したがって、高磁束密度でかつ低鉄損の無方向性電磁鋼板が開発できれば、電気機器の高効率化や小型化に大きく寄与できるものと考えられる。このような高磁束密度−低鉄損の無方向性電磁鋼板を製造する方法としては、例えば、特許文献１には、Ｓｉを０．１〜３．５％含有する鋼にＳｎを０．０３〜０．４０％の範囲で添加することで鉄損を低減する技術が、また、特許文献２には、ＳｎとＣｕを複合添加することにより、磁気的に望ましい〔１００〕および〔１１０〕集合組織を発達させ、望ましくない〔１１１〕集合組織を抑制することで、鉄損が低く磁束密度が高い無方向性電磁鋼板が得る技術が開示されている。
特開昭５５−１５８２５２号公報 特開昭６２−１８００１４号公報
上記特許文献１や特許文献２の開示の技術を適用することで、一次再結晶集合組織を改善し、優れた磁気特性を得ることができる。しかし、需要家の高品質化への要求は益々厳しくなってきており、上記の技術のみでは、昨今の要求に十分に応えることができなくなってきている。
本発明は、従来技術における上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、高磁束密度かつ低鉄損の無方向性電磁鋼板を製造する方法を提案することにある。
発明者らは、上記課題を解決するべく鋭意検討を重ねた。その結果、ＰおよびＣａを適正量添加した冷延板を再結晶焼鈍するに際して、従来の加熱時の昇温速度より急速加熱することで、高磁束密度かつ低鉄損の無方向性電磁鋼板を得ることができることを知見し、本発明を開発したものである。
上記知見に基く本発明は、Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．５〜４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３〜３ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００４ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０３〜０．２ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下およびＮ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、Ｃａを０．０００５〜０．０１ｍａｓｓ％かつＳに対する原子比（Ｃａ（ｍａｓｓ％）／４０）／（Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２）が０．５〜３．５の範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延した後、少なくとも７４０℃までを平均昇温速度１００℃／ｓｅｃ以上で加熱する再結晶焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法における前記鋼スラブは、前記成分組成に加えてさらに、ＳｎおよびＳｂのうちから選ばれる１種または２種をそれぞれ０．００３〜０．５ｍａｓｓ％の範囲で含有することを特徴とする。
本発明によれば、優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を提供することができるので、特に回転機や小型トランスなど電気機器の高効率化や小型化に大いに寄与することができる。
磁束密度Ｂ５０に及ぼすＰ含有量の影響を示すグラフである。 鉄損Ｗ１５／５０に及ぼすＰ含有量の影響を示すグラフである。 磁束密度Ｂ５０に及ぼすＣａ／Ｓ（原子比）の影響を示すグラフである。 鉄損Ｗ１５／５０に及ぼすＣａ／Ｓ（原子比）の影響を示すグラフである。 磁束密度Ｂ５０に及ぼす昇温速度の影響を示すグラフである。 鉄損Ｗ１５／５０に及ぼす昇温速度の影響を示すグラフである。
まず、磁気特性に及ぼすＰ含有量の影響について調査するため、以下の実験を行った。
Ｃ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１９ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％およびＣａ：０．００２５ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ｐ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％の範囲で変化させた鋼スラブを、１１００℃×３０分加熱後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、１０００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で板厚０．３５ｍｍの冷延板とした。その後、上記冷延板を、直接通電加熱炉で昇温速度を３０℃／ｓｅｃと２００℃／ｓｅｃの２段階に変えて７４０℃まで加熱した後、さらに、３０℃／ｓｅｃで１０００℃まで昇温して１０秒間保持した後、冷却する仕上焼鈍（再結晶焼鈍）に供した。なお、Ｐ含有量が０．３５ｍａｓｓ％と０．５ｍａｓｓ％の鋼板は、冷間圧延時に破断したため磁気特性の評価は行わなかった。
斯くして得られた冷延焼鈍板から、Ｌ：１８０ｍｍ×Ｃ：３０ｍｍのＬ方向サンプルおよびＬ：３０ｍｍ×Ｃ：１８０ｍｍのＣ方向サンプルを採取し、エプスタイン試験で磁気特性を測定し、その結果を図１および図２に示した。
図１および図２から、Ｐ含有量が０．０３ｍａｓｓ％以上、かつ、昇温速度が２００℃／ｓｅｃで、良好な磁気特性が得られることがわかる。この原因は、Ｐを０．０３ｍａｓｓ％以上添加したことで、磁化容易軸である｛１００｝＜０１２＞方位が増加したこと、また、仕上焼鈍時の７４０℃までの昇温速度を高めたことで、｛１００｝＜０１２＞方位への集積度が高まり、さらに、その後の高温焼鈍で｛１００｝＜０１２＞方位がさらに成長することで、良好な磁気特性が得られたものと考えられる。
次に、磁気特性に及ぼすＣａの影響について調査するため、以下の実験を行った。
Ｃ：０．００２８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．３ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００４ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２２ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０８ｍａｓｓ％およびＳ：０．００２４ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ｃａの添加量を０．０００１〜０．０１５ｍａｓｓ％の範囲で変化させた鋼スラブを、１１００℃×３０分加熱後、熱間圧延して板厚１．８ｍｍの熱延板とし、１０００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で板厚０．２５ｍｍの冷延板とした。その後、上記冷延板を、直接通電加熱炉で昇温速度を３０℃／ｓｅｃと３００℃／ｓｅｃの２段階に変えて７４０℃まで加熱した後、さらに、３０℃／ｓｅｃで１０００℃まで昇温して１０秒間保持した後、冷却する仕上焼鈍（再結晶焼鈍）に供した。
斯くして得られた冷延焼鈍板から、Ｌ：１８０ｍｍ×Ｃ：３０ｍｍのＬ方向サンプルおよびＬ：３０ｍｍ×Ｃ：１８０ｍｍのＣ方向サンプルを採取し、エプスタイン試験で磁気特性を測定し、それらの結果を図３および図４に示した。
図３および図４から、Ｓに対するＣａの原子比、すなわち、（（Ｃａ／４０）／（Ｓ／３２））が０．５〜３．５の範囲、かつ、昇温速度が３００℃／ｓｅｃで良好な磁気特性が得られていることがわかる。この理由は、Ｃａは鋼中のＳを固定し、ＣａＳとして析出する効果があるので、熱延板焼鈍時の粒成長が改善され、冷延前の結晶粒径が粗大になり、その結果、冷間圧延後の再結晶組織における磁化困難軸である｛１１１｝＜１１２＞方位が減少する。さらに、仕上焼鈍（再結晶焼鈍）の加熱における昇温速度を上昇させることで、｛１１１｝＜１１２＞方位が減少し、磁化容易軸である｛１００｝＜０１２＞方位が増加するため、大幅な磁気特性の向上が得られたものと考えられる。
次に、磁気特性に及ぼす昇温速度の影響について調査するため、以下の実験を行った。
Ｃ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％およびＣａ：０．００３ｍａｓｓ％を含有する鋼スラブを、１１００℃×３０分加熱後、熱間圧延して板厚１．８ｍｍの熱延板とし、１０００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で板厚０．３０ｍｍの冷延板とした。その後、上記冷延板を、直接通電加熱炉で昇温速度を３０〜３００℃／ｓｅｃの範囲で種々に変化させて７４０℃まで加熱した後、さらに、３０℃／ｓｅｃで１０２０℃まで昇温して１０秒間保持した後、冷却する仕上焼鈍（再結晶焼鈍）に供した。
斯くして得られた冷延焼鈍板から、Ｌ：１８０ｍｍ×Ｃ：３０ｍｍのＬ方向サンプルおよびＬ：３０ｍｍ×Ｃ：１８０ｍｍのＣ方向サンプルを採取し、エプスタイン試験で磁気特性を測定し、それらの結果を図５および図６に示した。
図５および図６から、７４０℃までの昇温速度を１００℃／ｓｅｃ以上とすることで、良好な磁気特性が得られていることが分かる。これは昇温速度を高めることで、｛１１１｝粒の再結晶が抑制され、｛１１０｝粒、｛１００｝粒の再結晶が促進されたことにより、磁気特性が向上したものと考えられる。
本発明は、上記の知見に基いて開発したものである。
次に、本発明の無方向性電磁鋼板（製品板）の成分組成について説明する。
Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｃは、０．００５ｍａｓｓ％を超えて含有すると、磁気時効を起こして鉄損特性の劣化を招く。よって、Ｃは０．００５ｍａｓｓ％以下とする。
Ｓｉ：４ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を改善するために添加されるが、４ｍａｓｓ％を超える添加は、圧延して製造することが困難となる。よって、本発明ではＳｉの上限を４ｍａｓｓ％とする。好ましくは、１〜４ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：０．０３〜３ｍａｓｓ％
Ｍｎは、熱間加工性を改善するために必要な元素であるが、０．０３ｍａｓｓ％未満では上記効果が得られない。一方、３ｍａｓｓ％を超える添加は、飽和磁束密度の低下や原料コストの上昇を招く。よって、Ｍｎは０．０３〜３ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様に、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を改善するために添加されるが、３ｍａｓｓ％を超える添加は、圧延性を低下させる。よって、本発明ではＡｌの上限を３ｍａｓｓ％（無添加も含む）とする。好ましくは、２ｍａｓｓ％以下である。
Ｐ：０．０３〜０．２ｍａｓｓ％
Ｐは、磁化容易軸である｛１００｝＜０１２＞方位を増加し、磁気特性を向上する効果があり、本発明においては必須の添加元素である。上記効果は、図１，２に示したように、０．０３ｍａｓｓ％以上の添加による得られる。しかし、０．２ｍａｓｓ％を超える添加は、冷間圧延性を阻害し、製造することが困難となる。よって、Ｐは０．０３〜０．２ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．０５〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下
ＳおよびＮは、鋼中に混入してくる不可避的不純物であり、それぞれ０．００５０ｍａｓｓ％を超えて含有すると、磁気特性の低下を招くようになるので、それぞれ０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１ｍａｓｓ％かつ（Ｃａ（ｍａｓｓ％）／４０）／（Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２）：０．５〜３．５
Ｃａは、Ｓを固定し、熱延板焼鈍時の粒成長を促進し、冷延前の結晶粒径を粗大して、冷間圧延後の再結晶組織における｛１１１｝＜１１２＞方位を低減する効果がある。Ｃａの添加量が０．０００５ｍａｓｓ％未満では、上記効果が十分ではなく、一方、０．０１ｍａｓｓ％を超える添加は、ＣａＳの過析出を招き、ヒステリシス損が増加するため好ましくない。
さらに、Ｃａの上記効果を確実に得るためには、上記組成範囲とすることに加えて、ＣａのＳに対する原子比（Ｃａ（ｍａｓｓ％）／４０）／（Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２））が０．５〜３．５の範囲となるよう添加する必要がある。ＣａのＳに対する原子比が０．５未満では、上記効果が十分に得られず、一方、ＣａのＳに対する原子比が３．５を超えると、ＣａＳの析出量が多くなり過ぎてヒステリシス損が増加するため、却って鉄損が増加する。よって、Ｃａは、Ｓに対する原子比で０．５〜３．５の範囲で添加する必要がある。好ましくは１〜３の範囲である。
本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分に加えてさらに、Ｓｎ：０．００３〜０．５ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００３〜０．５ｍａｓｓ％のうちのいずれか１種または２種を含有することができる。
ＳｎおよびＳｂは、集合組織を改善して磁束密度を向上させるだけでなく、鋼板表層の酸化や窒化およびそれに伴う表層微細粒の生成を抑制することによって、磁気特性の低下を防止する等、種々の好ましい作用効果を有する。かかる効果を発現させるためには、ＳｎおよびＳｂのうちのいずれか１種以上を０．００３ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。一方、０．５ｍａｓｓ％を超える添加は、結晶粒の成長を阻害し、却って磁気特性の低下を招くおそれがある。よって、ＳｎおよびＳｂを添加する場合には、それぞれ０．００３〜０．５ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。
なお、本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
次に、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
本発明の無方向性電磁鋼板は、本発明に適合する上記成分組成に調整した鋼を、転炉や電気炉、真空脱ガス装置などを用いた精錬プロセスで溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法で鋼スラブとした後、この鋼スラブを熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍した後、冷間圧延し、再結晶焼鈍（仕上焼鈍）する通常公知の方法で製造することができる。上記製造工程のうち、熱延板焼鈍を含む熱間圧延工程までは、従来公知の条件に従って行うことができ、特に制限はない。よって、冷間圧延以降の工程について説明する。
熱延板焼鈍後の熱延板から最終板厚の冷延板とする冷間圧延は、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延のいずれを採用してもよい。また、その圧下率も、通常の無方向性電磁鋼板の製造プロセスと同様で構わない。
上記冷延板は、その後、仕上焼鈍（再結晶焼鈍）を施すが、本発明の製造方法は上記仕上焼鈍（再結晶焼鈍）における加熱条件を、再結晶温度域まで急速加熱をすることが必要であり、具体的には、室温〜７４０℃までの平均加熱速度を１００℃／ｓｅｃ以上とする急速加熱を行なうことが必要である。図５，６に示したように、１００℃／ｓｅｃ以上で急速加熱することで、｛１１１｝粒の再結晶が抑制され、｛１１０｝粒、｛１００｝粒の再結晶が促進される結果、磁気特性が改善されるからである。好ましくは、１５０℃／ｓｅｃ以上である。
なお、急速加熱する終点温度は、少なくとも再結晶が完了する温度である７４０℃であればよく、したがって、７４０℃を超える温度としてもよい。しかし、終点温度が高温になればなるほど加熱に要する設備コストやランニングコストが増加するため、製造上は好ましくない。よって、本発明では急速加熱する終点温度を７４０℃とする。
上記急速加熱して再結晶させた冷延板は、その後、所定の大きさの結晶粒に成長させるため、さらに温度を上げて均熱焼鈍を施す。この際の昇温速度、均熱温度、均熱時間は、通常の無方向性電磁鋼板で行われている条件に従って行えばよく、特に制限はない。例えば、７４０℃以上均熱温度までの昇温速度は１〜５０℃／ｓｅｃ、均熱温度は８００〜１１００℃、均熱時間は５〜１２０ｓｅｃの範囲とするのが好ましい。なお、より好ましい均熱温度は、９００〜１０５０℃の範囲である。
なお、前述した加熱時の昇温速度を１００℃／ｓｅｃ以上とする方法については、特に制限はなく、例えば、直接通電加熱法あるいは誘導加熱法などを好適に用いることができる。
表１に示した各種成分組成の鋼を溶製して鋼スラブとした後、１０８０℃×３０分で加熱後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍとし、１０００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で表２に示した最終板厚ｔの冷延板とした。
次いで、直接通電加熱炉で、表２に記載したように、昇温速度と急速加熱終点温度を種々に変えて加熱した後、同じく表２に示した均熱温度まで３０℃／ｓｅｃで加熱し、１０秒間保持した後、冷却する仕上焼鈍（再結晶焼鈍）を施して冷延焼鈍板とした。
斯くして得られた冷延焼鈍板から、Ｌ：１８０ｍｍ×Ｃ：３０ｍｍのＬ方向サンプルおよびＣ：１８０ｍｍ×Ｌ：３０ｍｍのＣ方向サンプルを切り出し、エプスタイン試験を行って磁気特性を測定し、その結果を表２に併記した。
表１および表２から、本発明の条件を全て満たす条件で製造された無方向性電磁鋼板は、磁束密度が高くて鉄損が低い、優れた磁気特性を有することがわかる。
Figure 0005892327
Figure 0005892327

Claims (2)

  1. Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．５〜４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３〜３ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００４ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０３〜０．２ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下およびＮ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、Ｃａを０．０００５〜０．０１ｍａｓｓ％かつＳに対する原子比（Ｃａ（ｍａｓｓ％）／４０）／（Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２）が０．５〜３．５の範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延した後、少なくとも７４０℃までを平均昇温速度１００℃／ｓｅｃ以上で加熱する再結晶焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 前記鋼スラブは、前記成分組成に加えてさらに、ＳｎおよびＳｂのうちから選ばれる１種または２種をそれぞれ０．００３〜０．５ｍａｓｓ％の範囲で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の製造方法。
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