JP2009203520A - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【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
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。
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。
本発明は上記の知見に立脚するものである。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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,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。
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。
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。
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。
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。
Claims (3)
- 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。
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