JPH06504324A - 優れた磁気特性を有する高磁束密度の粒子の配向した電気鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるため要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 優れた磁気特性を有する高磁束密度の粒子の配向した電気鋼板の製造方法技術分 野 本発明は、変圧器等の鉄芯として使用される、優れた磁気特性を有する高磁束密 度の粒子の配向した電気鋼板の製造方法に関する。

背景技術 一般に、粒子の配向した電気鋼板は変圧器および他の電気装置の鉄芯として使用 される。これらの磁気特性としては、冷間圧延方向に沿って高い磁気感応と低い 鉄損を有することが好ましい、これらの特性を持たせるためには、粒子の配向し た電気鋼板は、キューブオンエツジ（１１０）　［１１０］　（］ｃｕｌ＋ｅ− ｏｎ−ｅｄｇｅ組織で製造されねばならない。

このような（１１０）［１１０１組織は、二次再結晶化により得られ、そしてこ の二次再結晶化は異常な粒子成長の形である１通常の再結晶化により製造された 微細結晶粒子の、特別な配向の粒子であり、すなわち（１１０）［１１０］配向 を有する粒子は全体として異常に成長し、これにより二次再結晶化を形成する、 二次再結晶化の駆動力は、粒界エネルギーおよび二次粒子になろうとする粒子（ ｗｏｕｌｄ−ｂｅ　５ｅｃｏｎｄａｒｙ　ｇｒａｉｎ）と−次微細粒子の粒径差 により決定される。それゆえ、配向（１１０）［１１０］の二次再結晶粒子の成 長を促進しようとするならば、−次再結晶粒子の成長を抑制すること、この際、 ＭｎＳ、ＡＩＮ、ＢＮ等の析出物（ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ）を添加する方法 が適用される。

高磁束密度の、粒子の配向した電気鋼板の製造には、種々の技術が提案され、そ してこれらの一つに日本特許４９９．３３１がある。この特許の方法に従えば、 シリコンを３％の１で添加し、そして−次再結晶粒子の成長を抑制するために、 ＡＩＮおよびＭｎＳを添加する。さらに最終冷間圧延の減少率（ｒｅｄｕｃｔｉ ｏｎ　ｒａｔ　ｉｏ）を８１−９５％まで増加し、これにより磁束密度を増加さ せている。

配向した高磁束密度の電気鋼板の鉄損を減少する方法として、シリコン含量を増 加し、そして板の厚さを減少することが提案されている。しかしながら、シリコ ン含量を増加し、板の厚さを減少すると二次再結晶化は不安定となり、磁気特性 は不安定なものと’！６．’ｆ：れ孕疋、二次再結晶化を安定にする方法が要求 される。高シリコン含量および減少した板厚のもとての二次再結晶化を安定化す る方法として、種々の技術が提案され、その一つとしてＳｎおよびＣｕを添加す る日本特公昭６０−４８８６がある。この方法に従えば、二次再結晶化を安定と するために、Ｓｎを０．０５−１．０％の範囲で添加し、そしてＳｎに添加に起 因するガラスフィルムの劣化を改善するためにＣｕを添加する。

ＳｎおよびＣｕの添加は、二次再結晶化の安定および磁束密度の増加に有効であ る。しかしながら、ＳｎおよびＣｕの添加は、著しく熱間圧延鋼板の巻取の表面 におけるクラックを増加させ、そしてこれらのクラックは冷間圧延中板の破面（ （ｒｌ＋（Ｈｔｕｒｅｓ）の原因となり、これは生産性および収率を減少させる 。

大韓民国特許公報９１−０４３３３９は、鋼に低溶解性である２〜４の元素を添 加する方法を提案している。すなわち、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｓｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｐｂ、 ＭＯおよびＮｂから選ばれた２〜４の元素をＡＩＮとＭｎＳの合計重量に対して １−５の範囲内の比率となるような量で添加する。この特許は、添加すると、Ａ ＩＮおよびＭｎ５Ｌ７）微細析出物の成長が抑制され、これにより二次再結晶化 を安定化すると主張している。しかしながら、この方法でもまた。ＳｎおよびＣ ｕの添加があるレベルを超えると熱間圧延中クラックを形成し、その結果実際の 収率は減少する。

特開昭４９−７２１１８は、二次再結晶化を安定化するためにＣｕを添加する方 法を開示している。この方法によれば、添加されたＣｕは鋼内に存在するＳと反 応してＣｕ、Ｓを形成し、そしてこれは既に存在する抑制剤と共同して粒子成長 の阻止を強化し、これにより二次再結晶化を安定化する。しかしながら、本発明 者らの研究によれば、Ｃｕの添加は二次再結晶化の安定化に重要な影響を与えず 、むしろ熱間圧延中の表面クラックの形成のような逆の影響を与え、そして脱炭 欠陥を発生する。

日本特許昭５７−０１４７３７および昭５６−４６１３は、配向した電気鋼板に Ｍｏを添加する方法を提案している。Ｍｏの添加は、熱間圧延中Ｓに起因する熱 間圧延のクラックを阻止するためである。これは熱間圧延中の表面クラック阻止 にかなり効果的ではあるが、ＭＯを単独で添加すると不十分な脱炭の原因となり うる。

発明の要約 本発明の目的は、優れた磁気特性を有する高磁束密度の、粒子の配向した薄い電 気鋼板の製造方法を提供するにある１本発明に従えば、−次回結晶化粒子の成長 を抑制するためにＡＩＮおよびＭｎＳを添加し、ついでＳｎ、Ｃｒ、Ｎｉおよび Ｍｏを添加し、これにより二次再結晶化を安定化し、そして生産性および収率を 改善する。

好ましい形態 本発明を以下に詳細に説明する。

本発明の電気鋼板は、重量％でＣ：０．０１−０．１％、Ｓｉ：２．５−４゜０ ％、Ｍｎ：０．０４−０．１５％、Ｐｒｏ、００５−０．０４％、Ｓ：０．００ ５−０．０４％、Ａｌ　：Ｏ，ｏｔ−ｏ、０５％、Ｎ：０．００２−０．０１％ 、抑制剤安定化剤としての少量のＣｕ、Ｓｎ、ＣｒおよびＭＯを含有する。最初 に、この鋼は連続鋳造あるいはインゴット鋳造によりスラブに鋳造され、ついで 、２゜３ｍｍゲージに熱間圧延される。ついで最終ゲージ０．３０または０．２ ｍｍに冷間圧延され、冷間圧延工程での最終厚さ減少率は８０％を超える。さら に、抑制剤安定化元素であるＳｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭＯを次の量で添加する。

Ｓｎ：０．０１−０．０４％、Ｃｒ：０．０２−０．１２％、Ｎｉ：０．０２− ０．１２％、およびＭｏ：０．０１−０．０８％、さらに、４元素の合計量は、 ０．０６−０．２０％の範囲内にあり、そしてこのようにして、優れた磁気特性 を有する、高磁束密度の粒子の配向した電気鋼板が製造される。

成分組成の範囲限定理由を次に説明する。

ＳＬでは、添加量が２．５％より少ないと、鉄損を悪化し、添加Ｉが４．０％を 超えると鋼は脆くなり、鋼を冷間圧延に供することは不可能となる。従って、添 加量は、好ましくは２．５％−４，０％の範囲であり、より好ましくは２．８− ３．８％の範囲である。

Ｃは、適切な熱間圧延構造を形成し、そして冷間圧延用の高い歪みエネルギーを 与える。それゆえ、添加量は最小０．０１％である。添加量が０．１％を超える と、磁気特性の劣化と共に脱炭中にも問題を生ずる。それゆえ、添加量は好まし くは０．０１−０．１０％の範囲である。

Ｍｎは、熱間圧延クラックの形成を抑制し、−次回結晶粒子の成長を抑制し、こ れに必要な量は０．０４％を超える。しかし、０．１５％を超える量が添加され ると、熱間圧延なかの再加熱炉で固溶体に十分溶解することは困難である。それ ゆえ、添加Ｉは、好ましくは０．０４−０．１５％に限定され、より好ましくは ０．０５−０．１２％に限定される。

通常の鋼製造工程におけるＰの下限は、０．００５％であり、その量がｏ、０４ ％を超えると冷間圧延を実施することが困難となる。従って、その添加範囲は好 ましくは０．００５−０．０４％である。

−次回結晶粒子の成長を抑制するＭｎＳを形成するＳは、０．００５％の量が必 要であり、添加量が０．０４％を超えると最終焼鈍工程で脱硫黄することが困難 となり、このため鉄損を悪化する。従って、Ｓは好ましくは０．００５−０゜０ ４％の範囲で、より好ましくは０．０１５−０．０４％の範囲で添加される。

ＡＩは一次再結晶粒子の成長抑制用ＡＩＮを形成するために添加され、そして最 小０．０１％の量が必要である。含有量が０．０５％を超えるとＡＩＮの析出物 は過剰となり、一方一次再結晶粒子の成長抑制剤としての作用は弱化する。従っ て添加範囲は、好ましくは０．０１−０．０５％である。

Ｎの添加範囲は、ＡＩＮの含有量を考慮して０．００２−０．０１％である。

Ｓｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏという元素は、鋼における溶解性が比較的低く、こ れらの元素を添加すると、析出物の周囲に偏析して、−次回結晶粒子の成長抑制 剤とし使用される微細析出物を保護し、しかも二次再結晶化を安定化する。この 作用は、Ｓｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏ中のより多くの種類の元素を添加すること で強化される。その理由は、より複雑な保護フィルムを析出物の回りに形成する ためである。それゆえ、これらの元素を共に添加することは、単一元素を添加し た場合と比較して、より強い効果を与える。

Ｓｎを０゜０１％より少ない量で添加すると、二次再結晶化を安定化する上で重 要な効果をもたらさないが、一方、その添加量が０．０４％を超えると、不十分 な脱炭の原因となると共に冷間圧延性（ｃｏｌｄ　ｒｏｌｌａｂｉｌｉｔｙ）を 劣化する。従って、添加量は好ましくは０．０１−０．０４％の範囲に限定され る。

Ｃｒを０．０２％より少ない量で添加すると、重要な効果はなく、一方、０゜１ ２％超えの量で添加すると、不十分な脱炭を招来する。従ってその添加は、好ま しくは０．０２−０．１２％の範囲に限定される。

Ｎｉを０．０２％より少ない量で添加すると、効果はなく、一方、０．１２％超 えの量で添加するとその効果は全く増加しない、従って好ましい添加範囲は、０ ．０２−０．１２％である。

Ｍｏは熱間圧延中のクラックを阻止する効果を示し、その適切な添加範囲は０． ０１−０．０８％である。

Ｓｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏを添加したときには、ＭｏおよびＮｉはＭｎＳ系の 析出物に対する効果を有し、一方、ＣｒおよびＳｎはＡＩＮの析出を助ける。

その結果、ＡＩＮおよびＭｎＳ析出物は安定化される。

しかしながら、Ｓｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの添加が過剰であると、熱間圧延中 のクラック、破面および不十分な脱炭を生ずる。それゆえ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｎｉお よびＭｏの合計量は、−次回結晶粒子の成長を妨げる抑制剤を安定化する、脆さ 、表面欠陥および脱炭を妨げるという事実を考慮して、好ましくは０．０６−０ ．２０％の範囲に限定される。

上記方法で製造された鋼は、この鋼を連続鋳造あるいはインゴット鋳造に掛けて スラブに形成される。ついでスラブを熱間圧延に掛け、この熱間圧延板を冷間圧 延により最終ゲージに減少する。ついで脱炭焼鈍を実施し、ついで主要成分とし てＭｇＯを含む焼鈍分離剤（ｓｅｐａｒａＬｏｒ）を散布するｌ終焼鈍を１２０ ０℃の温度で実施し、ついで熱間圧延平滑矯正工程を実施し、ついで絶縁フィル ムを広げる、これにより優れた磁気特性および厚さ０．２３−０．３０ｍｍを有 する高磁束密度の、粒子の配向した薄い電気鋼板の製造を完了する。

実施例を以下に説明する。

実施例Ｉ Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．０７％、Ｃ：０．０７５％、酸可溶性Ａ１：０． ０２６％、Ｓ：０．０２５％、Ｎ：０．００８％および少量のＣｕ、Ｓｎ、Ｃｒ 、ＮｉおよびＭｏを含有する鋼を溶融した。Ｃｕ、Ｓｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭＯ は、表１に示すように配合した。ついで、鋼のし−ト（１＋ｅａＬ）を連続鋳造 によりスラブに鋳造し、ゲージ３．３ｍｍに熱間圧延し、温度１１２５℃で熱間 圧延し、ついでゲージ０．３０ｍｍに冷間圧延した０次いで脱炭焼鈍を含む通常 の粒子配向シリコン鋼製造工程を実施した。

鋼の磁気特性、熱間圧延クラックの深さ、冷間圧延破面の比率および実際の収率 に関する試験を行った。

結果を表１に示す 表１ ヒート　第３元素 □　二　鼠旦　Ｃｒ　土　型車　会計−Ｃｏａｌ　Ｏ，１０，１−−−０，２ Ｃｏｍ２　０．１５．−　−　−　−　０．１５Ｃｏｍ３　−　０．０１　０． ０１　０．０１　０．０１　０．０４Ｉｎｖｔｌ　−０，０１０，０２０，０２ ０，０１０，０６Ｉｎｖｔ２　−　０．０４　０．０４　０．０４　０．０３　 ０．１５ＩｎｖＬ３　−０．０４　０．０５　０．０５　０．０６　０．２０Ｃ ｏｍ４　−　０．０４　０．０８　０．０８　０．０５　０．２５表１（続） ヒート　−］對【−一 ８１０（Ｔ）　１１１７７５０　熱間圧延　破面　収率□　１虹眩Ｌ　畝り１畦 　−■−−」とＣｏａｌ　１．９２　０．９８　３Ｂ、５　４５．２　４６．６ Ｃｏｍ２　１．８４　１．３７　２８．０　３６．９　１２．ｌＣｏｍ３　１． ８６　１．３１　５．０　９．１　３４．５Ｉｎｖｔｌ　１．９０　１．０７　 ４．５　７．５　８１．０Ｉｎｖｔ２　１．９３　０．９６　４．５　７．３　 ８５．７Ｉｎｖｔ３　１．９４　０．９７　５．４　９．６　８３．１Ｃｏａ４ 　１．９３　０．９７　３１　３２．８　４６．８上表において、“Ｃｏｍ″は 比較ヒートを、“１ｎｖｔ”は本発明のヒートを示す、さらに“熱間圧延のクラ ック”は熱間圧延中に形成されたクラックの平均深さを示し、破面は冷間圧延中 に生じた破面のパーセント、すなわち（破面／コイル数）Ｘ１００を示し、“収 率”は形状および磁気特性が受容できる製品の実際の収率を示す。

上記表１に示すように、ＣｕおよびＳｎを添加した比較し−ト１の場合には磁気 特性は優れているが、熱間圧延中に形成されるクラックおよび冷間圧延中に形成 される破面が厳しく、収率も劣っているので、大量生産には適していない、一方 Ｃｕのみを添加した比較テストピース２は、磁気特性と生産性の両方が劣ってい る。

Ｓｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏを少なすぎる量添加した比較し−ト３の場合には、 磁気特性と生産性が悪く、一方Ｓｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭＯを多すぎる量添加し た比較し−ト４の場合には、磁気特性は優れているが生産性が悪いことを示して いる。

他方、Ｓｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏを本発明の成分範囲となるように添加した本 発明のヒート１〜３は、磁気特性に優れているのみならず、熱間圧延のクラック 、冷間圧延の破面および収率において優れた特性を示し、工業製品として適して いることを証明している。

実施例２ Ｓｉ：３．２７％、Ｍｎ：０．０６５％、Ｃ：０．０７０％、ＡＩ　：０．０２ ７％、Ｓ：０．０２３％、およびＮ：０．００７％、および少量のＳｎ、Ｃｒ、 ＮｉおよびＭｏを添加して溶融鋼を形成した。この鋼を、一つには第３元素を加 えないことで、残りにはＳｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの添加量を変えることで６ つの興なる鋼にした。これらの鋼は、連続鋳造によりスラブに鋳造し、ついでゲ ージ２．３ｍｍに熱間圧延し、ついで冷間圧延により０．２３ｍｍの厚さに減少 した。ついで脱炭焼鈍を含む通常の製造方法を実施した。Ｓｎ、Ｃｒ、Ｎｉおよ びＭｏの添加Ｉ変化に対する磁気特性、熱間圧延クラック、および冷間圧延破面 および収率の関係を検査し、その結果を表２に示した。

表２ ヒート　第３元素 □　旦旦　ｑ工　」１　欲旦　合計− Ｃｏａｌ　−−−−０，００ Ｃｏｍ２　０．００　０．０８　０．０３　０．０２　０．１３Ｃｏｍ３　０． ０３　０．００　０．０５　０．０５　０．１３Ｃａａ４　０．０３　０．０２ 　０．００　０．０８　０．１３Ｃｏｍ５　０．０２　０．０６　０．０５　０ ．００　０．１３Ｃｏｍ６　０．０７　０．０２　０．０２　０．０２　０．１ ３Ｉｎｖｔｌ　Ｏ，０２０，０４０，０４０，０３０，１３Ｉｎｖｔ２　０．０ ３　０．０２　０．０５　０．０３　０．１３表２（続） ヒー）！υ１１−一 ８１０（Ｔ）　ｌ１１１７１５０　熱間圧延　破面　収率□　卵ンラ鮭　」ｕ− ｕ Ｃｏａｌ　１．８１　１．３６　３．５　５．５　３．６Ｃｏｍ２　１．８５　 １．３６　５．５　４．１　３６．５Ｃｏｍ３　１．８５　１．１６　８．３　 ６．０　４１．４Ｃｏｍ４　１．８４　１．２６　５．２　６．７　２５．３Ｃ ｏｍ５　１．８６　１．０７　１５．８　３８．４　４５．６Ｌ：ｏ輪６　１． ９２　０．９２　５３．６　７２．４　５４．２Ｉｎｖｔｌ　１．９１　０．９ ０　４．８　５．０　８２．５Ｉｎｖｔ２　１．９３　０．８９　４．５　５． １　８５．４表２に示したように、Ｓｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏを全く添加しな かった比較し−ト１は、熱間圧延クラックは希にしか認められず、冷間圧延性は 優れていたが、収率は１０％より少なく、磁気特性は極端に悪かった。一方、Ｓ ｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏを添加した場合には、全てのヒートについてＳｎ、Ｃ ｒ、ＮｉおよびＭｏの全含有量は０．１３％であったけれども、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｎ ｉおよびＭＯのいずれか一つの添加を省略した比較し−ト２−５の場合には、磁 気特性と収率は極端に悪化した。さらに、比較し−ト６のように、Ｓｎの添加量 が本発明の範囲から外れた場合には、磁気特性は良かったが、熱間圧延クラック および冷間圧延性は悪化し、収率も受容できるものではなかった。

他方、本発明の成分範囲を適用した本発明のヒート１および２は、磁気特性およ び生産性が優れていることを示した。

上記したように、本発明によれば、第３元素であるＳｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭＯ の適正量を高磁束密度の粒子の配向した電気鋼板に添加すると、ＡＩＮおよびＭ ｎＳが一次再結晶粒子の成長抑制に利用される。その結果、優れた磁気特性およ び高い生産性を有し、そして０．２３−０．３０ｍｍの範囲の厚さを有する高磁 束密度の、粒子の配向した薄い鋼板の製造方法が提供される０本発明の工程は、 工業的大量生産に適している。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. １．重量％で、Ｃ：０．０１−０．１０％、Ｓｉ：２．５−４．０％，Ｍｎ：０ ．０４−０．１５％、Ｐ：０．００５−０．０４％、Ｓ：０．００５−０．０４ ％、Ａｌ：０．０１−０．００５％、およびＮ：０．００２−０．０１０％、残 りＦｅ、他の不可避的不純物を含有する溶融鋼の製造工程、連続鋳造法により該 鋼をスラブに形成する工程、該スラブに熱間圧延法を実施する工程、冷間圧延法 を実施して、厚さを８０％超え減少して０．３０−０．２３ｍｍにする工程、 さらに、Ｓｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの４元素を、Ｓｎ：０．０１−０．０４％ 、Ｃｒ：０．０２−０．１２％、Ｎｉ：０．０２−０．１２％、およびＭｏ：０ ．０１−０．０８％の範囲で、かつ該４元素の合計量で０．０６−０．２０％の 範囲の量を添加する工程からなる製造方法、からなる優れた磁気特性を有する、 高磁束密度の粒子の配向した薄い電気鋼板の製造方法。
2. ２．Ｓｉの添加範囲が、より好ましくは２．８−３．８％である請求項１記載の 高磁束密度の粒子の配向した薄い電気鋼板の製造方法。
3. ３．ＭｎおよびＳの添加範囲が、より好ましくはそれぞれ０．０５−０．１２％ および０．０１５−０．０４％である、請求項１および２のいずれかに記載の高 磁束密度の粒子の配向した薄い電気鋼板の製造方法。