JP6146582B2 - 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、熱間圧延における生産性を高めることができる無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
無方向性電磁鋼板は、電気機器のモーターやトランス等の鉄心材料として幅広く用いられている。この無方向性電磁鋼板には、近年における世界的な省エネルギー指向を背景にして、高磁束密度化、低鉄損化が強く求められている。
無方向性電磁鋼板を高磁束密度化する方法の1つとして、熱間圧延後の鋼板に熱延板焼鈍を施して集合組織を改善する方法がある。すなわち、熱延板に焼鈍を施して、冷延前の粒径を粗大化させておくことで、冷間圧延後の再結晶焼鈍における、磁気特性に有利な{110}再結晶粒の形成を促進し、磁気特性に不利な{111}再結晶粒の形成を抑制することができるからである。しかし、熱延板焼鈍を行うことは、製造コストの上昇を招く。そのため、低合金系の無方向性電磁鋼板(以降、「低級鋼」とも称する)では、生産コストを削減するため、熱延板焼鈍を省略したいという要求がある。
このような低級鋼の成分系の鋼素材は、高温から低温に降温する際、γ→α変態を起こすのが一般的であり、熱間圧延の仕上圧延においては、γ相からα相へと相変態しながら圧延される。したがって、熱間圧延後の粒径を大きくして磁束密度の向上を図るためには、上記仕上圧延において、γ相からα相への変態を促進するよう、制御して圧延することによって結晶粒の粗大化することが好ましいといえる。
そこで、例えば、特許文献1には、熱間圧延の仕上圧延の圧下率、仕上圧延終了温度等を制御することによって、冷延前の結晶組織すなわち熱間圧延後の結晶粒を粗大化させて高磁束密度化を図る技術が提案されている。
また、特許文献2には、素材のスラブの成分組成を適正化するとともに、熱間圧延および仕上焼鈍における温度条件を適正化することで、熱延板焼鈍を施すことなく、歪取焼鈍における粒成長性を改善する技術が提案されている。
特開平11−172333号公報 特開2007−217744号公報
しかしながら、上記の従来技術においては、熱間圧延中のγ→α変態を促進するために、仕上圧延の圧下率を高めた上で、熱間圧延終了温度をγ→α変態完了温度(Ar変態点)以下に設定しているが、熱間圧延終了温度を低くするためには、仕上圧延速度を低下させる必要があり、生産性を阻害する要因となっていた。
本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、γ→α変態を有する低合金系の無方向性電磁鋼板を、磁気特性の低下を伴うことなく、高い生産性をもって熱間圧延することができる無方向性電磁鋼板の製造方法を提案することにある。
発明者らは、上記課題の解決に向けて、熱間圧延における冷却速度と圧下パターンとの関係に着目して鋭意検討を重ねた。
その結果、熱間圧延における圧延性を高めるためには、まず、仕上圧延での圧延速度を所望する高い圧延速度に定め、そして、その実現のためには、仕上圧延における上記圧延速度を達成するために必要な仕上圧延機における平均冷却速度の下限値を算出し、次いで、上記平均冷却速度の下限値が得られる最大シートバー厚を算出し、その結果に基いて熱間圧延を実施すればよいことを想到し、本発明を開発するに至った。
すなわち、本発明は、C:0.005mass%以下、Si:0.05〜1.0mass%、Mn:1mass%以下、Al:1.0mass%以下、P:0.2mass%以下、S:0.005mass%以下およびN:0.005mass%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、該成分組成はγ−α変態を有するスラブを再加熱した後、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延し、冷間圧延し、仕上焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法において、上記仕上圧延の総圧下率を93%以上、圧延終了温度をAr変態点以下に設定するとともに、上記仕上圧延の圧延速度を定め、該圧延速度で圧延するために必要な仕上圧延機における平均冷却速度の下限値を算出し、次いで、上記下限値以上の平均冷却速度が得られる最大シートバー厚および仕上圧延における上記総圧下率を満たす最小シートバー厚を算出して目標シートバー厚を決定し、それらの結果に基いて、粗圧延においては、スラブを上記目標シートバー厚に圧延し、仕上圧延においては、上記シートバーを上記算出した平均冷却速度の下限値以上で冷却しつつ圧延することを特徴とする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用いる上記スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Sn:0.005〜0.1mass%およびSb:0.005〜0.1mass%のうちから選ばれる1種または2種を含有することを特徴とする。
本発明によれば、γ−α変態を有する低合金系の無方向性電磁鋼板においても、磁束密度に優れる無方向性電磁鋼板を生産性よく製造することが可能となるので、製造コストの低減に大いに寄与する。
まず、本発明の無方向性電磁鋼板の製造に用いる鋼素材(スラブ)が有すべき成分組成について説明する。
C:0.005mass%以下
Cは、製品鋼板中に含まれる量が0.005mass%を超えると、磁気時効を起こして、鉄損特性が経時的に低下する。また、Cは、Ar変態点を下げる効果があるので、生産性を確保する観点からは、できるだけ低減することが望ましい。そこで、本発明の無方向性鋼板は、C含有量を0.005mass%以下とする。
Si:0.05〜1.0mass%
Siは、鋼の比抵抗を高めて渦電流損を低減するため、鉄損の低減に有効な元素である。また、SiはAr変態点を上げる効果もある。これらの効果を得るためには、Siは、少なくとも0.05mass%の添加が必要である。一方、1.0mass%を超えると、磁束密度が低下したり、リジングと称される欠陥が発生し易くなったりする。よって、Siは0.05〜1.0mass%の範囲とする。好ましくは0.1〜0.5mass%の範囲である。
Mn:1mass%以下
Mnは、Ar変態点を下げる効果があり、飽和磁束密度の低下させる有害元素でもある。これらの悪影響は、1mass%を超えると大きくなるため、上限を1mass%とする。好ましくは0.5mass%以下である。ただし、Mnは、Feよりも酸化し難しい元素であり、製鋼プロセスで過度に除去するのはコストの増加を伴う。また、熱間加工性を改善する効果もある。よって、製造コストの観点からは、0.1mass%以上含有させるのが好ましい。
Al:1.0mass%以下
Alは、含有量が微量の場合には、窒化物を形成し、結晶粒の粗大化を抑制する元素であるが、多量に含有する場合には、熱間圧延中の冷却段階で、各種窒化物が微細に析出するのを抑制したり、焼鈍、特に歪取焼鈍における粒成長を促進したりする効果がある。また、鋼の比抵抗を高めて渦電流損を低減する効果や、Ar変態点を上げる効果もあるので、0.2mass%以上添加してもよい。しかし、1.0mass%を超えて添加すると、磁束密度が低下したり、リジングが発生し易くなったりする等のデメリットが大きくなる。よって、Alを含有させる場合は1.0mass%以下とする。好ましくは0.6mass%以下である。
P:0.2mass%以下
Pは、鋼板の硬さを高めて、打抜加工における「だれ」や「かえり」の発生を防止する目的で添加する元素である。しかし、0.2mass%を超えて添加すると、鋼が硬質化し過ぎ、加工性自体が低下する。よって、Pの含有量は0.2mass%以下とする。好ましくは0.05〜0.15mass%の範囲である。
S:0.005mass%以下
Sは、MnやCu等と硫化物を形成して析出し、焼鈍、特に歪取焼鈍における粒成長性を阻害する元素であるので、できる限り低減するのが望ましい。特に、含有量が0.005mass%を超えると、この影響が無視できなくなる。よって、Sは0.005mass%以下とする。好ましくは0.001mass%以下である。
N:0.005mass%以下
Nは、AlやTi,V等と窒化物を形成して析出し、焼鈍、特に歪取焼鈍における粒成長を妨げる元素であり、できる限り低減するのが望ましい。特に、含有量が0.005mass%を超えると、この影響が無視できなくなる。よって、Nは0.005mass%以下とする。好ましくは0.001mass%以下である。
本発明に用いる鋼素材は、上記成分以外に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0.005〜1.0mass%の範囲で含有していてもよい。
SnやSbは、集合組織の改善や焼鈍時の酸化や窒化、浸炭を防止する効果がある。しかし、どちらの元素も、0.005mass%以下では上記効果は小さく、1.0mass%を超えると、上記効果が飽和する。よって、添加する場合は上記範囲で添加するのが好ましい。
本発明に用いる鋼素材は、上記成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を阻害しない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。
なお、本発明に用いる上記鋼素材は、上記成分組成から、熱間圧延における降温時にγからαに変態(γ→α変態)が生じるAr変態点を有することが特徴である。ここで、本発明における上記Ar変態点とは、C≧0.02mass%の領域で、オーステナイトがフェライトとセメンタイトに変態する温度(約720℃)ではなく、C≦0.02mass%の領域で、オーステナイトがフェライトに変態を完了する温度のことであり、Cが低いほど、Ar変態点は上昇し、A点(約910℃)に近づく。
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の製造方法は、上記に説明した成分組成を有する鋼素材(スラブ)を再加熱した後、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延し、冷間圧延し、仕上焼鈍する一連の工程からなる製造方法であり、スラブの成分組成および熱間圧延工程を除いて、従来公知の無方向性電磁鋼板の製造方法と違いはない。
まず、本発明の無方向性電磁鋼板の製造に用いる鋼素材(スラブ)は、上記成分組成を満たす鋼を、転炉および真空脱ガス装置等を用いた通常公知の精錬プロセスで溶製し、造塊−分塊圧延法あるいは連続鋳造法で製造するのが好ましい。また、直接鋳造法で、100mm以下の薄スラブをとしてもよい。
次いで、上記スラブは、その後、所定の温度に再加熱した後、熱間圧延に供する。上記スラブの再加熱方法は、特に限定されるものではなく、公知の方式を適用することができる。また、スラブの再加熱温度は、1000〜1200℃の範囲とすることが好ましい。1000℃未満では、熱間圧延が困難となり、一方、1200℃を超えると、熱エネルギーコストの面で好ましくないからである。
なお、後述する熱間圧延温度を確保できる場合には、連続鋳造したスラブを、再加熱することなく、直ちに熱間圧延する直接圧延を採用してもよい。
続く熱間圧延は、本発明において最も重要な工程であり、粗圧延および仕上圧延からなる通常公知の熱間圧延方法を適用できるが、以下の条件を満たすことが必要である。
まず、本発明の熱間圧延における仕上圧延は、仕上圧延中にγ相からα相への変態が完了し、α相域で圧延を終了する、すなわち、仕上圧延終了温度FDTをAr変態点以下とすることが必要である。FDTが、Ar変態点超えの温度では、熱間圧延終了後にγ−α変態が生じるため、結晶粒が微細化し、磁気特性が劣化してしまうからである。
また、本発明における仕上圧延は、総圧下率を93%以上とすることが必要である。仕上圧延の総圧下率が93%未満であると、FDTをAr変態点以下としても、γ→α変態の駆動力が不足し、仕上圧延中にγ→α変態が完了せず、仕上圧延終了後もγ→α変態を起こすため、結晶粒が微細化し、磁気特性が劣化するおそれがあるからである。
さらに、本発明における熱間圧延は、上記条件を満たした上で、さらに、熱間圧延機の生産性を高めるために、まずは上記仕上圧延において、所望する圧延速度を設定することが肝要である。
ここで、上記圧延速度は、仕上圧延機出側(最終スタンド出側)の鋼板速度のことをいう。仕上圧延機の生産性は、仕上圧延機の圧延速度に比例関係にあるからである。
そして、本発明では、上記に設定した仕上圧延機の圧延速度を達成するため、以下の手順で熱間圧延を実施する。
・まず、仕上圧延機の仕様・能力および圧延する鋼板の鋼種、寸法、熱延温度条件等から、仕上圧延機における最大圧延速度(仕上圧延終了時の仕上圧延機出側の鋼板速度)を考慮し、その最大圧延速度に近くなるような任意の圧延速度を設定する。
・次いで、上記決定した圧延速度に基づき、仕上圧延機内における鋼板の冷却速度の下限値を決定する。
・次いで、上記下限値以上の冷却速度を得ることができる最大シートバー厚、および、仕上圧延における総圧下率(93%以上)を満たすために必要な最小シートバー厚を求め、両者を満たすシートバー厚を決定する。なお、上記粗圧延後のシートバー厚の決定は、計算により求めてもよいが、鋼種ごとに蓄積された過去の仕上圧延実績におけるシートバー厚と冷却速度との関係から推定してもよい。
・次いで、上記決定に従い熱間圧延を行う。すなわち、粗圧延においては、スラブを上記決定したシートバー厚に圧延し、仕上圧延においては、α相域で仕上圧延を終了する、すなわち、仕上圧延終了温度をAr変態点とするため、上記した冷却速度の下限値以上で鋼板を冷却しつつ、最大圧延速度で所定の板厚に圧延する。
次いで、上記熱間圧延した鋼板(熱延板)は、冷間圧延し、仕上焼鈍し、必要に応じて絶縁被膜を被成し、製品板とする。
上記冷間圧延は、通常公知の方法を適用することができ、特に制限はない。
また、上記冷間圧延に続く仕上焼鈍は、特に制限しないが、650〜800℃で2〜60秒間均熱保持する連続焼鈍を採用することが好ましい。均熱温度が650℃未満あるいは均熱時間が2秒未満では、結晶粒が十分に成長せず、本発明の主眼である良好な磁気特性が得られないおそれがある。一方、均熱温度が800℃超えあるいは均熱時間が60秒超えでは、逆に結晶粒が粗大化し過ぎ、打抜加工性が低下するおそれがあるからである。
また、製品板に被成する絶縁被膜は、特に制限はなく、通常公知のものを用いることができる。
転炉で溶製し、真空脱ガス処理を施して、C:0.003mass%、Si:0.12mass%、Mn:0.25mass%、P:0.08mass%、S:0.003mass%、Al:0.001mass%およびN:0.002mass%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成に調整した鋼を連続鋳造してスラブとした。なお、上記鋼の成分組成から、Ar変態点は約865℃である。
次いで、上記スラブを、1100℃の温度に再加熱した後、粗圧延し、圧延終了温度を830℃(Ar変態点温度未満)として仕上圧延する熱間圧延して、板厚2.6mmの熱延板とした。ここで、上記熱間圧延に用いた仕上圧延機の能力等を考慮して、上記鋼板の圧延速度を950m/minに設定した。
なお、上記熱間仕上圧延は、下記の4条件で圧延した。
・条件A:上記仕上圧延機において上記に設定した圧延速度を達成するのに必要な仕上圧延時の冷却速度の下限を85℃/sと定め、次いで、該下限以上の冷却速度が得られる最大シートバー厚、および、仕上圧延の総圧下率が93%以上となる最小シートバー厚から粗圧延における目標シートバー厚を、同様の成分組成を有する鋼板の過去の圧延実績に基いて決定し、その結果に基いて、粗圧延においては、スラブを上記目標シートバー厚に圧延し、仕上圧延では、上記シートバーを上記冷却速度の下限値以上で冷却しつつ、上記設定した圧延速度で目標板厚(2.6mm)に圧延する(発明例)
・条件B:上記冷却速度やシートバー厚の制御を行うことなく熱間圧延する(比較例1)
・条件C:条件Aにおいて、仕上圧延終了温度をAr変態点以上として圧延する(比較例2)
・条件D:条件Aにおいて、粗圧延後のシートバー厚を変えて、仕上圧延における総圧下率を90%として熱間圧延する(比較例3)
この際、熱間仕上圧延における噛み込みから尻抜けまでの圧延所要時間および仕上圧延終了時の仕上圧延機出側の鋼板速度を測定した。
次いで、上記熱延板を冷間圧延して板厚0.5mmの冷延板とした後、該冷延板を10vol%H−90vol%N雰囲気中で700℃×30秒の仕上焼鈍を施し、製品板(コイル)とした。なお、上記製品板は、各条件で5コイルを製造した。
斯くして得た冷延焼鈍板からエプスタイン試験片を採取し、磁束密度B50および鉄損W15/50を測定し、それぞれの平均値および標準偏差を求めた。
上記測定の結果を表1に示した。なお、表1に示した圧延所要時間は、条件Aをベースとし、条件Aに対する増減分で示した。
表1から、本発明に適合する条件で熱間圧延した鋼板は、磁気特性の平均値は、比較例と比較して同等であるが、ばらつきが約1/2に低減している、すなわち、製品板の磁気特性の最悪値が、比較例と比較して向上していることがわかる。また、本発明の方法で圧延した場合には、圧延所要時間が、比較例1と比較して約10秒短縮しており、生産性の面でも有利な効果が得られた。

Claims (2)

  1. C:0.005mass%以下、Si:0.05〜1.0mass%、Mn:1mass%以下、Al:1.0mass%以下、P:0.2mass%以下、S:0.005mass%以下およびN:0.005mass%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、該成分組成はγ−α変態を有するスラブを再加熱した後、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延し、冷間圧延し、仕上焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法において、
    上記仕上圧延の総圧下率を93%以上、圧延終了温度をAr変態点以下に設定するとともに、
    上記仕上圧延の圧延速度を定め、該圧延速度で圧延するために必要な仕上圧延機における平均冷却速度の下限値を算出し、次いで、上記下限値以上の平均冷却速度が得られる最大シートバー厚および仕上圧延における上記総圧下率を満たす最小シートバー厚を算出して目標シートバー厚を決定し、それらの結果に基いて、粗圧延においては、スラブを上記目標シートバー厚に圧延し、仕上圧延においては、上記シートバーを上記算出した平均冷却速度の下限値以上で冷却しつつ圧延することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 上記スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Sn:0.005〜0.1mass%およびSb:0.005〜0.1mass%のうちから選ばれる1種または2種を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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