JP2009203520A

JP2009203520A - 無方向性電磁鋼板の製造方法

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Publication number: JP2009203520A
Application number: JP2008046654A
Authority: JP
Inventors: Tomoyuki Okubo; 智幸大久保; Masaaki Kono; 雅昭河野; Yoshihiko Oda; 善彦尾田; Yoshiaki Zaizen; 善彰財前
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2008-02-27
Filing date: 2008-02-27
Publication date: 2009-09-10
Anticipated expiration: 2028-02-27
Also published as: JP5369454B2

Abstract

【課題】圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を、特性のバラツキなしに安定して製造することができる方法を提供する。
【解決手段】無方向性電磁鋼板を製造するに当たり、冷間圧延を、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延で行うものとし、その際、最終冷間圧延時のＣ含有量を0.005〜0.05質量％、最終冷間圧延における圧下率を30〜80％として、｛110｝＜001＞集合組織を形成する。更に、仕上げ焼鈍後のＣ含有量を0.005％以下とする。
【選択図】図１

Description

本発明は、分割コアやEIコアのような、圧延方向の磁気特性が重視されるコアの素材として好適な無方向性電磁鋼板の製造技術に関するものである。

モータコアの製造に際しては、従来、コア形状をその形状のまま打ち抜く一体打ち抜きが主流であったが、近年、コアを幾つかのセグメントに分けて打ち抜き、最終的に組み合わせる製造技術が開発された。この技術で製造されるコアを「分割コア」と呼ぶ。分割コアでは、磁気特性の優れる方位を選択的に利用することができるため、磁気特性の面内異方性が強い材料が有利であると言える。
しかしながら、従来の無方向性電磁鋼板は、異方性を小さくすることを指向していたこともあって、分割コアに適した材料とは言えなかった。

これに対し、方向性電磁鋼板は、強い面内異方性を有し圧延方向の磁気特性に優れるため、分割コアに適した材料といえる。
しかしながら、方向性電磁鋼板は、製造コストが高いことや硬質なフォルステライト被膜を有し加工性が悪いことから、モーターコアへの適用を困難にしていた。

この点、特許文献１には、低コストな無方向性電磁鋼板の製造技術を用い、フォルステライト被膜を生成させずに、方向性電磁鋼板並みの圧延方向磁気特性を得る方法が提案されている。
特許第3893783号公報

また、特許文献２には、Si量を2.0質量％以下とした鋼に、1.0質量％以上のAlを添加し、かつ仕上焼鈍後に圧下率：３〜10％のスキンパスと歪取り焼鈍を施すことにより、圧延方向の磁気特性を向上させた無方向性電磁鋼板の製造技術が開示されている。
特開2006-265720号公報

しかしながら、発明者らが、上掲した特許文献１，２に開示の技術について詳細に検討したところ、特許文献１の方法では、得られる磁気特性にバラツキがあることが判明した。また、特許文献２の方法では、安定した磁気特性は得られるものの、通常の電磁鋼板製造ラインにはスキンパス圧延機が配置されていないため、製造工程が煩雑になるという問題の他、歪取り焼鈍が必須であることから、コア製造時のコストが高くなるという問題があった。

本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を、特性のバラツキなしに安定して製造することができる方法を提案することを目的とする。

さて、発明者らは、上記の問題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、冷間圧延工程とくに最終冷間圧延時におけるＣ含有量および圧下率を適正に制御することにより、新たな工程や設備の付加なしに、所望の目的が達成されることの知見を得た。
本発明は上記の知見に立脚するものである。

すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：0.005〜0.12％、Si：0.1〜8.0％、Mn：0.003〜1.0％、Al：0.01％以下、Ｓ：0.005％以下、Ｎ：0.005％以下およびＯ：0.005％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるスラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、ついで仕上げ焼鈍後、必要に応じて絶縁被膜処理を施すことからなる無方向性電磁鋼板の製造方法において、
最終冷間圧延時のＣ含有量を0.005〜0.05％、最終冷間圧延における圧下率を30〜80％とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。

２．質量％で、Ｃ：0.005〜0.12％、Si：0.1〜8.0％、Mn：0.003〜1.0％、Al：0.01％以下、Ｓ：0.005％以下、Ｎ：0.005％以下およびＯ：0.005％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるスラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、ついで仕上げ焼鈍後、必要に応じて絶縁被膜を施すことからなる無方向性電磁鋼板の製造方法において、
最終冷間圧延時のＣ含有量を0.005〜0.05％、最終冷間圧延における圧下率を30〜80％とすると共に、仕上げ焼鈍後のＣ含有量を0.005％以下とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。

３．前記スラブが、さらに質量％で、Ni：0.01〜3.5％、Sb：0.01〜0.1％、Sn：0.01〜0.1％、Cu：0.01〜0.5％、Ｐ：0.005〜0.5％、Ｂ：0.0005〜0.01％およびCr：0.01〜1.5％のうちから選んだ少なくとも一種を含有することを特徴とする上記１または２記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。

本発明によれば、圧延方向の磁気特性に優れた電磁鋼板を安定して得ることができる。
従って、本発明は、分割コアを用いた回転機、変圧機の効率向上に有効に寄与し、ひいてはCO₂削減や省エネルギー化に貢献できる。

以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明を由来するに至った実験について述べる。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.002〜0.15％、Si：3.3％、Al：0.002％以下、Mn：0.1％、Ｓ：0.003％以下、Ｎ：0.003％以下およびＯ：0.003％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる複数の鋼を溶製したのち、スラブとし、これらを1100℃で30分間加熱した後、熱間圧延により厚さ：2.8mmの熱延板とした。ついで、得られた熱延板に、N₂雰囲気中にて1000℃、60秒の熱延板焼鈍を施し、酸洗後、１回目の冷間圧延を施して厚さ：0.85mmの中間冷延板とした。この中間冷延板に、H₂−N₂乾燥雰囲気中にて950℃，30秒の中間焼鈍を施した後、２回目の冷間圧延を施して厚さ：0.35mmの最終冷延板とした。ついで、得られた冷延板に1000℃、30秒の仕上げ焼鈍を施して、試験片とした。
この試験片について、JIS C 2550に記載のエプスタイン試験により、磁束密度Ｂ₅₀を測定し、その後鋼中のＣ量を分析した。

得られた各試験片の圧延方向の磁束密度Ｂ₅₀とそのＣ量との関係について調べた結果を、図１に示す。
同図に示したとおり、Ｃ量が0.005〜0.05％の場合に圧延方向Ｂ₅₀が高レベルで安定していることが分かる。
すなわち、0.005〜0.05％のＣを含有させることによって、圧延方向のＢ₅₀が高位安定することが明らかになったのである。

次に、熱延板焼鈍、中間焼鈍および仕上げ焼鈍の各工程で脱炭処理を行い、いずれの工程でＣの効果が発揮されているかについて調査を行った。
Ｃ：0.012％、Si：3.3％、Al：0.002％以下、Mn：0.1％、Ｓ：0.003％以下、Ｎ：0.003％以下およびＯ：0.003％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成になるスラブを、1100℃，30分間加熱した後、熱間圧延により厚さ：2.8mmの熱延板とした。ここで、一部の熱延板には大気中にて650℃,10ｈの脱炭焼鈍を施した（No.４）。ついで、各熱延板にN₂雰囲気中にて1000℃，60秒の熱延板焼鈍を施し、酸洗により表面スケールを除去したのち、１回目の冷間圧延を施して0.85mm厚の中間冷延板とした。ここで、一部の中間冷延板には、N₂：H₂＝70：30、露点：50℃の雰囲気中にて850℃，５分の脱炭焼鈍を施した（No.３）。ついで、各中間冷延板に、N₂：H₂＝70：30の乾燥雰囲気中にて950℃，30秒の中間焼鈍を施したのち、２回目の冷間圧延（最終冷間圧延）を施して厚さ：0.35mmの最終冷延板とした。ここで、一部の最終冷延板には、N₂：H₂＝70：30、露点：50℃の雰囲気中にて850℃，５分の脱炭焼鈍を施した（No.２）。その後、各最終冷延板に、N₂：H₂＝70：30の乾燥雰囲気中にて1000℃，30秒の仕上げ焼鈍を施し、試験片とした。
かくして得られた試験片の圧延方向の磁束密度Ｂ₅₀を測定し、各工程で分析したＣ量との比較を行った。得られた結果を表１に示す。

同表より明らかなように、２回目の冷間圧延前のＣ量がＢ₅₀に影響を与えており、本発明におけるＣの磁気特性向上効果は、２回目の冷間圧延で発揮されていることが分かる。
すなわち、２回目の冷間圧延前に適量のＣ、好適には0.005〜0.05％のＣを含有させておくことにより、圧延方向の磁束密度Ｂ₅₀が高位安定して得られることが明らかとなった。

そこで、最終冷間圧延の時点でＣ含有量を0.005〜0.05％の範囲を満足する条件で得られた製品板の集合組織を測定したところ、ODF最大強度は全て{110}＜001＞から±10°以内に存在していることが判明した。
すなわち、最終冷間圧延時に0.005〜0.05％のＣを含有させて圧延を行うことにより、最終仕上げ焼鈍で得られる集合組織が{110}＜001＞に安定して強く集積することが明らかとなったのである。

また、Ｃによる{110}＜001＞集積効果は１回の冷間圧延ではほとんど発揮されず、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延が必要であることも明らかとなった。
この理由については、まだ明確に解明されたわけではないが、一旦冷延・再結晶させて{111}//NDや{110}＜100＞を含む集合組織を形成させ、これを初期方位として再度冷延・再結晶を行うことが、強い{110}＜001＞組織の形成に重要な役割を果たしているものと推定される。

次に、本発明において、スラブの成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.005〜0.12％
Ｃは、再結晶集合組織を{110}＜001＞に安定して集積させる効果があり、この効果を得るためには中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行い、かつ最終冷間圧延におけるＣ含有量を0.005〜0.05％の範囲とすることが必要である。従って、スラブ中に少なくとも0.005％のＣを必要とするが、Ｃ量が0.12％を超えると、途中工程の脱炭処理で上記した適正範囲に調整することが困難となるため、スラブのＣ含有量は0.005〜0.12％とする。
ただし、製品中のＣ量が0.005％超の場合、磁気時効により磁気特性が劣化してしまうおそれがあるため、仕上げ焼鈍もしくはコア形成後の歪取焼鈍にて脱炭処理を行い、Ｃ含有量を0.005％以下として使用することが望ましい。

Si：0.1〜8.0％
Siは、鋼板の比抵抗を上げ、鉄損を低減する効果がある。この効果を得るためには0.1％以上の含有を必要とするが、8.0％を超えるとコストが増加し、また圧延も困難になるため、Si量は0.1〜8.0％とする。

Mn：0.003〜1.0％
Mnは、熱間圧延での割れを防ぐ効果があり、この効果を得るためには0.003％以上の含有が必要である。また、鋼板の比抵抗を上げ鉄損を低減する効果もある。しかしながら、含有量が1.0％を超えるとコストが増加するため、Mn量は0.003〜1.0％とする。

Al：0.01％以下
Alは、微細AlＮを形成して焼鈍中の粒成長を妨げ、粒成長過程における{110}＜001＞方位への集積を阻害する元素であるので、極力低減することが望ましい。粒成長性を損なわないようにするためには、Al量は0.01％以下に抑制する必要がある。より優れた磁気特性を得るためには、Al：0.005％以下とすることが望ましい。

Ｓ：0.005％以下、Ｎ：0.005％以下、Ｏ：0.005％以下
Ｓ，ＮおよびＯはいずれも、微細析出物を形成して焼鈍中の粒成長を妨げるため、極力低減することが望ましい。微細介在物を低減して粒成長性の劣化を回避するためには、いずれの元素も0.005％以下とする必要がある。より優れた磁気特性を得るためには、いずれも0.003％以下とすることが望ましい。

以上、必須成分について説明したが、本発明では、その他にも以下の元素を適宜含有させることができる。
Ni：0.01〜3.5％
Niは、集合組織を改善し、磁気特性を向上させる効果があるので、必要に応じて含有させることができる。しかしながら、含有量が0.01％未満ではその添加効果に乏しく、一方3.5％を超えるとコストの増加を招くため、Niは0.01〜3.5％の範囲で含有させることが好ましい。

Sb：0.01〜0.1％、Sn：0.01〜0.1％
SbおよびSnはいずれも、粒界や表面に偏析しやすい元素であり、再結晶集合組織を改善したり、焼鈍時の酸化や窒化を防止する効果があるので、必要に応じて含有させることができる。しかしながら、いずれも含有量が0.01％未満では効果が薄く、一方0.1％を超えると効果が飽和に達するため、SbおよびSnはそれぞれ0.01〜0.1％の範囲で含有させることが好ましい。

Cu：0.01〜0.5％
Cuは、集合組織を改善し、磁気特性を向上させる効果があるので、必要に応じて含有させることができる。しかしながら、含有量が0.01％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.5％を超えると熱間圧延時に割れが発生し易くなるため、Cuは0.01〜0.5％の範囲で含有させることが好ましい。

Ｐ：0.005〜0.5％
Ｐは、固溶強化能が大きく、鋼板の強度不足を補うことができる有用元素であり、必要に応じて含有させるが、含有量が0.005％未満ではその効果が薄く、一方0.5％を超えると著しい脆化を招くため、Ｐは0.005〜0.5％の範囲で含有させることが好ましい。

Ｂ：0.0005〜0.01％
Ｂは、Ｎとの親和力が強い元素であり、微細窒化物を低減して粒成長性を改善する効果があるので、必要に応じて含有させることができる。しかしながら、含有量が0.0005％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.01％を超えると粒界に偏析して逆に粒成長性を阻害するため、Ｂは0.0005〜0.01％の範囲で含有させることが好ましい。

Cr：0.01〜1.5％
Crは、比抵抗を向上させる元素であり、鉄損の改善に有効に寄与するので、必要に応じて含有させるが、含有量が0.01％未満ではその効果が薄く、一方1.5％を超えると表面に緻密なCr₂O₃が形成されこれが脱炭を阻害するようになるため、Crは0.01〜1.5％の範囲で含有させることが好ましい。

次に、本発明の製造方法について説明する。
本発明では、無方向性電磁鋼板の製造に際し、冷延圧延を中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延とすること、最終冷間圧延時点でのＣ含有量を0.005〜0.05％の範囲に調整すること、最終冷延圧下率を30〜80％とすること、を満たせば、その他の条件については鋼板の一般的な製造プロセスを適用することができる。
すなわち、転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理して所定の成分に調整し、引き続き鋳造、熱間圧延を行い、熱延板とする。熱間圧延におけるスラブ加熱温度や加工温度、巻き取り温度等は特に制限されることはない。なお、熱延板焼鈍は必ずしも必要ではないが、優れた磁気特性を得るためには実施することが望ましい。

ついで、中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を施して所定の板厚としたのち、最終仕上げ焼鈍を施し、必要に応じて絶縁被膜処理を施して、製品板とする。なお、製造コストは増加するものの、中間焼鈍を挟む冷間圧延の回数を増やすことで、{110}＜001＞方位集積度を一層向上させることができる。

本発明において、冷間圧延を中間焼鈍を挟む少なくとも２回としたのは、前述したとおり、一旦冷間・再結晶させて{111}//NDや{110}＜100＞を含む集合組織とし、これを初期方位として再度冷延・再結晶を行うことが、強い{110}＜001＞組織の形成に有利だからである。

また、最終冷間圧延時のＣ量を0.005〜0.05％の範囲に限定したのは、前掲図２に示したとおり、この範囲でＣの磁気特性向上効果が特に高いからである。

最終冷間圧延時のＣ量を0.005〜0.05％の範囲に調整するには、素材段階で所定の範囲に調整してもよいし、また製造プロセスの途中、例えば中間焼鈍を脱炭雰囲気で行うなどして、Ｃ量を0.005〜0.05％の範囲に調整してもよい。

また、最終冷間圧延での圧下率を30〜80％の範囲に限定したのは、圧下率が30％に満たないと{110}＜001＞方位の発達が十分でなく、一方80％を超えると{111}//ND組織が発達しその分{110}＜001＞の強度が弱まり、いずれにしても優れた圧延方向磁気特性が得られないからである。

本発明において、磁気時効を防止する観点からは、製品板のＣ含有量を0.005％以下とすることが望ましい。例えば、仕上げ焼鈍の前半を湿潤H₂−N₂雰囲気、約850℃とすることにより、脱炭を行うことができる。また、仕上げ焼鈍として、例えば脱炭目的の焼鈍および粒成長目的の焼鈍等の２回以上の焼鈍を行うようにしても良い。さらに、鋼板の製造工程での脱炭は必ずしも必須ではなく、コア作製後の歪取焼鈍で脱炭処理を行うようにしてもよい。
なお、本発明の電磁鋼板は、再結晶後の粒成長過程で{110}＜001＞強度が高くなる。従って、高温もしくは長時間の最終仕上げ焼鈍を行い、加工性を損なわない範囲で粒成長の促進を図ることが望ましい。

実施例１
表２に示す種々の成分組成になる連鋳スラブを、1100℃，30分間加熱後、熱間圧延により板厚：2.6mmの熱延板とした。ついで、乾燥N₂雰囲気中にて1000℃，60秒の熱延板焼鈍後、表３に示す条件で中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施したのち、得られた冷延板にN₂：H₂＝70：30、露点：50℃の雰囲気中にて850℃，２分の脱炭焼鈍を施し、ついでN₂：H₂＝70：30、露点：−30℃の雰囲気中にて表３に示す温度で１分間の仕上げ焼鈍を行ったのち、絶縁被膜を塗布・焼付して製品板とした。なお、No.25については中間焼鈍を挟まない１回の冷間圧延で製造した。
かくして得られた各製品板の磁気特性（圧延方向Ｂ₅₀、Ｂ₅₀/Ｂs）について調べた結果を表３に併記する。

表３に示したとおり、本発明に従い得られた発明例はいずれも、圧延方向Ｂ₅₀≧1.820Ｔで、かつＢ₅₀/Ｂs≧0.90という、優れた圧延方向磁気特性が安定して得られている。

実施例２
表２に示す鋼記号Ｃの成分組成になる連鋳スラブを、1100℃，30分間加熱後、熱間圧延により板厚：2.6mmの熱延板とした。ついで、乾燥N₂雰囲気中にて1000℃，60秒の熱延板焼鈍後、１回目の冷間圧延により0.85mm厚の中間板厚としたのち、中間焼鈍を施し、２回目の冷間圧延により0.35mmの最終板厚（最終冷間圧延圧下率：58.8％）に仕上げた。ここで、中間焼鈍はウエット焼鈍（880℃，10〜300秒、N₂：H₂＝70：30、露点：０〜50℃）とドライ焼鈍（950℃，30秒、N₂：H₂＝70：30、露点：−30℃ ）を連続して行い、最終冷間圧延におけるＣ含有量の調整を行った。その後、温度：1020℃、時間：30秒、雰囲気ガス組成；N₂：H₂＝80：20、露点：−20℃の条件で仕上げ焼鈍を行い、製品板とした。
表４に、２回目冷延前のＣ含有量と製品板の磁気特性との関係について調べた結果を示す。

同表から明らかなように、２回目冷間圧延のＣ量が0.005〜0.05％を満足する場合に、優れた磁気特性が得られている。

Ｃ含有量と圧延方向Ｂ₅₀との関係を示す図である。

Claims

質量％で、Ｃ：0.005〜0.12％、Si：0.1〜8.0％、Mn：0.003〜1.0％、Al：0.01％以下、Ｓ：0.005％以下、Ｎ：0.005％以下およびＯ：0.005％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるスラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、ついで仕上げ焼鈍後、必要に応じて絶縁被膜処理を施すことからなる無方向性電磁鋼板の製造方法において、
最終冷間圧延時のＣ含有量を0.005〜0.05％、最終冷間圧延における圧下率を30〜80％とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
質量％で、Ｃ：0.005〜0.12％、Si：0.1〜8.0％、Mn：0.003〜1.0％、Al：0.01％以下、Ｓ：0.005％以下、Ｎ：0.005％以下およびＯ：0.005％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるスラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、ついで仕上げ焼鈍後、必要に応じて絶縁被膜を施すことからなる無方向性電磁鋼板の製造方法において、
最終冷間圧延時のＣ含有量を0.005〜0.05％、最終冷間圧延における圧下率を30〜80％とすると共に、仕上げ焼鈍後のＣ含有量を0.005％以下とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
前記スラブが、さらに質量％で、Ni：0.01〜3.5％、Sb：0.01〜0.1％、Sn：0.01〜0.1％、Cu：0.01〜0.5％、Ｐ：0.005〜0.5％、Ｂ：0.0005〜0.01％およびCr：0.01〜1.5％のうちから選んだ少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項１または２記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。