(57)【要約】【課題】製鋼でのＴｉ、Ｓｏｌ．Ａｌ量低減の製鋼負荷を回避し、歪取焼鈍で窒化を抑制し、仕上焼鈍、歪取焼鈍時の粒成長の良い磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板。【解決手段】  特定の範囲のＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎを含有し、さらにＲＥＭ：０．００３〜０．０１％、Ｔｉ：０．００１５超〜０．００５％、Ｓｎ：０．０１〜０．１％、Ｏ：０．００２０〜０．００５０％を含み、残部は実質的に鉄よりなる無方向性電磁鋼板。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ    ：０．００４％以下、
Ｓｉ  ：０．１％〜１．０％、
Ａｌ  ：０．１５％超〜１．０％、
Ｍｎ  ：０．０２〜１．０％、
Ｐ    ：０．１５％以下、
Ｓ    ：０．００３０％以下、
Ｎ    ：０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．００３〜０．０１％、
Ｔｉ  ：０．００１５％超〜０．００５％、
Ｓｎ  ：０．０１〜０．１％、
Ｏ    ：０．００２０〜０．００５０％
を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる歪取焼鈍後の鉄損の優れた無方向性電磁鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ    ：０．００４％以下、
Ｓｉ  ：０．１％〜１．０％、
Ａｌ  ：０．０１％〜０．１５％、
Ｍｎ  ：０．０２〜１．０％、
Ｐ    ：０．１５％以下、
Ｓ    ：０．００３０％以下、
Ｎ    ：０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．００３〜０．０１％、
Ｔｉ  ：０．００１５％超〜０．００５％、
Ｓｎ  ：０．０１〜０．１％、
Ｏ    ：０．００２０〜０．００５０％、
更にＢを
Ｂ／Ｎ＝０．５〜２．５
の範囲で含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる歪取焼鈍後の鉄損の優れた無方向性電磁鋼板。
【請求項３】
スラブを加熱して熱延し、冷延、仕上焼鈍を行う無方向性電磁鋼板の製造方法において、請求項１または２に記載の組成を有するスラブを１０３０℃以上１１５０℃以下の温度に加熱することを特徴とする歪取焼鈍後の鉄損の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、歪取焼鈍後の鉄損の優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法を提供するものである。
【背景技術】
【０００２】
無方向性電磁鋼板は、例えば発電機、電動機、小型変圧器等の電気機器に広範囲にわたって使用され、最近省エネルギーの見地から更に鉄損の少ない材料が供給されることが求められている。
【０００３】
無方向性電磁鋼板の鉄損を決定する主な要因は、Ｓｉ＋Ａｌの含有量と結晶粒径であり、同一成分の場合は結晶粒径は約１２０μｍの時に最も鉄損が少なくなることが知られている。また、家電用の電気機器では鋼板の磁束密度が高いことも必要とされ、一般に約１％Ｓｉ以下の低Ｓｉクラスが使用される場合が多い。
【０００４】
ところで鋼板中には介在物が存在し、微細な介在物は焼鈍時の結晶粒成長を妨げるのでその無害化を図らなければならないが、介在物の量を少なくするか、介在物のサイズを大きくする必要がある。介在物制御方法のひとつにＲＥＭ添加する技術が提案されており、ＲＥＭ添加によりＳを粗大な硫化物として固定できることが知られている。
【０００５】
低ＳｉクラスのＲＥＭ添加技術としては、特許文献１（特開平３−２１５６２７号）に特定成分を含有し、Ｓｉ  ０．１０〜１．４％、Ａｌ＜０．２％、ＲＥＭ／Ｓ＝３〜８とするスラブを鋳造後直ちに熱間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が、特許文献２（特開平８−３６９９号）に、特定成分を含有し、Ｓｉ  １．０％以下、Ａｌ  ０．２〜１．５％、ＲＥＭ：２〜８０ｐｐｍ、Ｔｉ  １５ｐｐｍ以下およびＺｒ  ８０ｐｐｍ以下を含有する歪取焼鈍後鉄損に優れる無方向性電磁鋼板およびその製造方法が、特許文献３（特開平９−３１６５３５号）に、Ｓｉ  １．０％以下、Ａｌ  ０．２〜１．５％、ＲＥＭ：２〜８０ｐｐｍ、ＲＥＭ含有介在物に占める窒化物と結合したＲＥＭ含有介在物の個数比率が２０％以上とする磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板およびその製造方法が、特許文献４（特開平２００４−６８０８４号）に、Ｓｉ  １．２％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ  ０．０００４％以下、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｉ  ０．００２０％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｓｎ：０．００５〜０．２％を含み、粒成長阻害延性非金属介在物を制御した無方向性電磁鋼板およびその製造方法がそれぞれ提案されている。
【特許文献１】特開平３−２１５６２７号公報
【特許文献２】特開平８−３６９９号公報
【特許文献３】特開平９−３１６５３５号公報
【特許文献４】特開平２００４−６８０８４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかし、特許文献１、３は磁気特性が満足できるものではない。特許文献２ではＴｉを１５ｐｐｍと極めて低いレベルまで低減しなければならず製鋼の負荷が高い。特許文献４では、Ｓｏｌ．Ａｌを０．０００４％と極めて低いレベルまで低減しなければならず製鋼の負荷が高い。
本発明は、前記の従来の技術の課題を解決した歪取焼鈍後の鉄損の優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは介在物制御のためにＲＥＭに着目し、それを最も有効に使用する方法を鋭意検討した結果、ＲＥＭ：０．００３〜０．０２％（％は質量、以下同じ）、Ｔｉ：０．００１５％超〜０．００５％、Ｓｎ：０．０１〜０．１％、Ｏ：０．００２０〜０．００５０％を含み、更にＡｌを０．１５％超〜１．０％とすること、またはＡｌ：０．０１％〜０．１５％の場合はＢをＢ／Ｎ＝０．５〜２．５の範囲添加することが非常に有効であることを見いだした。
【０００８】
すなわち本発明は、
（１）質量％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．１％〜１．０％、Ａｌ：０．１５％超〜１．０％、Ｍｎ：０．０２〜１．０％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００３０％以下、ＲＥＭ：０．００３〜０．０１％、Ｔｉ：０．００１５％超〜０．００５％、Ｓｎ：０．０１〜０．１％、Ｏ：０．００２０〜０．００５０％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の組成よりなる歪取焼鈍後の鉄損の優れた無方向性電磁鋼板、
（２）質量％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．１％〜１．０％、Ａｌ：０．０１％〜０．１５％、Ｍｎ：０．０２〜１．０％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００３０％以下、ＲＥＭ：０．００３〜０．０１％、Ｔｉ：０．００１５％超〜０．００５％、Ｓｎ：０．０１〜０．１％、Ｏ：０．００２０〜０．００５０％、Ｂ／Ｎ＝０．５〜２．５を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の組成よりなる歪取焼鈍後の鉄損の優れた無方向性電磁鋼板であり、
更に、上記（１）、（２）の成分を含むスラブを１０３０〜１１５０℃でスラブ加熱し、熱延し、冷延、仕上焼鈍を行うことを特徴とする歪取焼鈍後の鉄損の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法である。
【０００９】
本発明の第１のポイントは、鋼中のＴｉを微細に析出させない為に、まずＲＥＭオキシサルファイドを晶出させて、これと格子整合性の良いＴｉＮの析出サイトとして利用する点にある。また第２のポイントは、ＲＥＭを添加した鋼は歪取焼鈍時に窒化され易くなり、歪取焼鈍後の鉄損を劣化させるが、それを防止するためにＳｎを適量添加する点にある。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、Ｔｉ、Ｓｏｌ．Ａｌを極端に下げる製鋼負荷がなく、歪取焼鈍後の鉄損の優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法を提供できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
以下、本発明の詳細について説明する。
まず、本発明者らはＳ含有介在物を制御するために、溶鋼にＲＥＭを添加する実験を行った。Ｃ：０．００１９％、Ｓｉ：０．３％、Ａｌ：０．３％、Ｍｎ：０．１９％、Ｓ：０．００１６％、Ｎ：０．００１８％、Ｔｉ：０．００２４％、Ｏ：０．００２３％、ＲＥＭ  ０．００４０％を含む溶鋼を真空溶解し、鋳片を１１００℃×６０分加熱し、２．５ｍｍ厚に熱延し、０．５０ｍｍに冷間圧延し、７５０℃で仕上焼鈍を行い、仕上焼鈍板の板厚の中心層の介在物を電顕観察した。図１には、介在物の一例を示すが、ＲＥＭはＲＥＭ２Ｏ２Ｓと酸硫化物を形成しているとともに、それにＴｉＮが複合析出していた。ＲＥＭ２Ｏ２ＳはＴｉＮとの格子整合性が良いため複合析出しやすいと考えられた。
【００１２】
そこで、ＲＥＭ２Ｏ２Ｓをできるだけ生成させるため、Ｃ：０．００２０％、Ｓｉ：０．３％、Ａｌ：０．３％、Ｍｎ：０．２０％、Ｓ：０．００１９％、Ｎ：０．００１９％、Ｔｉ：０．００２６％を含有し、ＲＥＭ：０〜１２０ｐｐｍ、Ｏ：６〜５０ｐｐｍと含有量を種々変更した溶鋼を真空溶解し、鋳片を１１００℃×６０分加熱し、２．５ｍｍ厚に熱延し、０．５０ｍｍに冷間圧延し、７５０℃で仕上焼鈍を行い、仕上焼鈍板の板厚の中心層の介在物を電顕観察した。代表的な介在物を表１に示す。ＲＥＭが３０ｐｐｍ未満ではＯの多寡に拘わらず、１μｍクラスのＡｌ２Ｏ３と２０〜５０ｎｍクラスの非常に微細なＭｎＳ＋ＴｉＮやＴｉＮが多数観察された。微細なものが多いと正常粒成長を抑制するので鉄損を劣化させる。また、Ｏが２０ｐｐｍ未満でＲＥＭが３０ｐｐｍ以上の場合は、ＲＥＭ２Ｏ２ＳにＴｉＮは複合析出したものも少数あったがその個数が少なく、微細な単独のＴｉＮが析出しているものが多かった。一方、Ｏが２０ｐｐｍ以上でＲＥＭが３０ｐｐｍ以上の場合には、ＲＥＭ２Ｏ２Ｓが多く、かつ、それにＴｉＮが大きく複合析出しており、微細なＭｎＳに複合析出したＴｉＮ、あるいは微細な単独に析出したＴｉＮは非常に少なかった。以上の実験結果により、微細な析出物を低減するためには、Ｏを２０ｐｐｍ以上、かつＲＥＭを３０ｐｐｍ以上とすることが必要なことが判明した。
【００１３】
【表１】
2006124809.tif 000003
【００１４】
次に、スラブ加熱条件について検討した。図１の実験と同じ組成のＣ：０．００１９％、Ｓｉ：０．３％、Ａｌ：０．３％、Ｍｎ：０．１９％、Ｓ：０．００１６％、Ｎ：０．００１８％、Ｔｉ：０．００２４％、Ｏ：０．００２３％、ＲＥＭ  ０．００４０％を含む鋳片を種々の温度で６０分加熱し、２．５ｍｍ厚に熱延し、０．５０ｍｍに冷間圧延し、７５０℃で仕上焼鈍を行い、７５０℃×２ｈの歪取焼鈍を行い、磁気特性を調査した。スラブ加熱温度、Ｗ１５／５０と歪取焼鈍板の板厚の中心層の介在物を電顕観察した代表的な介在物を表２に示す。スラブ加熱温度が１１００℃では介在物はＲＥＭ２Ｏ２Ｓ＋ＴｉＮ（１μｍ以上）が多く、粒界にはＴｉＣは認められなかった。スラブ加熱温度が１０００℃や１２００℃では、ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ＋ＴｉＮ（１μｍ以上）も観察されたが、粒界にＴｉＣの析出が認められた。これは、１２００℃のスラブ加熱ではＴｉＮの析出には温度が高すぎ、１０００℃のスラブ加熱ではＴｉの拡散が遅くＴｉＮとして析出できず、Ｔｉが固溶したまま残り、これが歪取焼鈍でＴｉＣとして析出したと考えられる（図２に、１２００℃でスラブ加熱した試料の歪取焼鈍板に観察されるＴｉＣ析出物を示す）。一方、ＴｉＮの析出ノーズ付近の１１００℃でスラブ加熱した場合にはＲＥＭ２Ｏ２Ｓ＋ＴｉＮの形に非常によく複合析出できると考えられる。
【００１５】
【表２】
2006124809.tif 000004
【００１６】
更に、歪取焼鈍における窒化について調査した。Ｃ：０．００１９％、Ｓｉ：０．８％、Ａｌ：０．０２％、Ｍｎ：０．２１％、Ｓ：０．００２２％、Ｎ：０．００１８％、Ｔｉ：０．００２４％、Ｏ：０．００２３％、Ｂ：０．００１３％、Ｂ／Ｎ＝０．７２、更にａ）ＲＥＭなし、Ｓｎなし、ｂ）ＲＥＭ  ０．００４０％、Ｓｎなし、ｃ）ＲＥＭ  ０．００４０％、Ｓｎ  ０．０４％を含有した溶鋼３種類を真空溶解し、鋳片を１１００℃×６０分加熱し、２．５ｍｍ厚に熱延し、０．５０ｍｍに冷間圧延し、７５０℃で仕上焼鈍を行い、７５０℃×２ｈ、１００％Ｎ２、露点１０℃で歪取焼鈍を行った。歪取焼鈍後の鋼板中のＮの分析を行い、歪取焼鈍における窒化を調査した。窒化量ΔＮは、歪取焼鈍板Ｎ−鋳片Ｎである。表３に窒化量ΔＮを示す。ａ）のＲＥＭ無添加材は窒化が非常に少ないが、ｂ）のＲＥＭのみ添加したものは窒化が非常に多いことがわかる。これは、ＲＥＭを添加するとＳを効果的に硫化物として固定するため、鋼板表面に偏析するＳが少なくなり、窒化が多くなるものと考えられる。これに対し、ｃ）のようにＳｎを添加すると窒化は大幅に抑制されるが、これはＳｎが表面に偏析することによる効果と考えられる。
【００１７】
【表３】
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【００１８】
以下に本発明の限定理由を説明する。
Ｃは、０．００４％を超えると磁気時効により鉄損が劣化する。また、０．００４％を超えるとＳＲＡ（歪取り焼鈍）で微細なＴｉＣとして析出しやすく粒成長性が悪化し鉄損が改善しない（図２に歪取焼鈍後の鋼板の粒界に観察されるＴｉＣ析出物を示した）。
【００１９】
Ｓｉは電気抵抗を上げ、渦電流損失を下げ、鉄損を減少させる。０．１％未満では鉄損が悪すぎ、１．０％を超えると磁束密度の低下を招く。
【００２０】
Ａｌ：Ａｌは電気抵抗を上げ、渦電流損失を下げ、鉄損を低減させる。０．１５％超〜１．０％添加すると微細なＡｌＮが析出しない。１．０％を超えると磁束密度の低下を招く。０．０１％〜０．１５％添加する場合は、Ｂを同時に添加することにより微細なＡｌＮの析出を防止する。Ａｌが０．０１％未満では鉄損が悪すぎる。
【００２１】
Ｍｎは、脆性を改善するため０．０２％以上とする。上限の１％はこれを超えて添加すると磁束密度が劣化する。
【００２２】
Ｓは、微細な硫化物をつくり、鉄損に有害な作用を演ずるため、０．００３０％以下とする。
【００２３】
ＮはＡｌＮ、ＴｉＮなど微細な窒化物をつくり、鉄損に有害な作用を演ずるため、０．００３０％以下とする。
【００２４】
ＲＥＭは、表１に示すようにＲＥＭ２Ｏ２Ｓをできるだけ生成させて、ＴｉＮの析出核として機能させるため下限を０．００３％とした。上限の０．０１％を超えるとかえって磁気特性が劣化する。ここでＲＥＭとは、ランタンからルテシウムまでの１５元素にスカンジウムとイットリウムを加えた合計１７元素の総称であるが、そのうちの１種だけを用いても、あるいは２種以上の元素を組み合わせて用いても本発明の範囲内であれば、上記効果は発揮される。
【００２５】
Ｔｉは、０．００１５％以下にするのは製鋼負荷が著しい。また、０．００１５％以下だと、仕上焼鈍後ではＴｉは固溶しており、その後のＳＲＡ（歪取り焼鈍）で微細なＴｉＣとして析出するため、ＳＲＡでの粒成長がＴｉ  ０．００１５％超と比べて改善されない（図２に歪取焼鈍後の鋼板の粒界に観察されるＴｉＣ析出物を示した）。上限の０．００５％は、これを超えるとＴｉ量が多くなりすぎ、ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ＋ＴｉＮとして粗大に複合析出する以外に、微細なＴｉＮが析出し磁気特性が劣化する。
【００２６】
Ｓｎは、歪取焼鈍時の窒化を防止するため下限を０．０１％とする。０．１％を超えると効果が飽和しコストの上昇を招く。
【００２７】
Ｏは、表１に示すようにＲＥＭ２Ｏ２Ｓをできるだけ生成させて、ＴｉＮの析出核として機能させるため下限を０．００２％とした。上限の０．００５％を超えるとＡｌ２０３が生成し、ＴｉＮが粗大に複合析出しにくくなる。
【００２８】
Ｂは、Ａｌが０．０１％〜０．１５％の場合に添加する。Ｂを添加すると粗大なＢＮが析出し、微細なＡｌＮが析出せず、磁気特性が改善される。ＢはＮと一定関係においてバランスさせるべきで、Ｂ／Ｎ＝０．５〜２．５の範囲に含有させる。Ｂ／Ｎが０．５より小さいとＢ添加の効果がなく、２．５より大きいとＢ添加の割には磁性改善の効果が得られず、コストの上昇を招き、機械特性の劣化も起こる。
【００２９】
スラブ加熱は１０３０〜１１５０℃で行う。１０３０℃未満や１１５０℃超とした場合は、スラブ加熱時にＴｉがＴｉＮとして十分に析出しないため、歪取焼鈍でＴｉＣが析出することとなり、ＳＲＡでの粒成長が改善されない（図２に歪取焼鈍後の鋼板の粒界に観察されるＴｉＣ析出物を示した）。
【００３０】
本発明の材料は、介在物を制御し、結晶粒の粒成長性が良いため、仕上焼鈍においても、同一焼鈍温度であれば従来材よりも焼鈍時間を短くできたり、同一焼鈍時間であれば従来材よりも焼鈍温度を下げることができる。従って、焼鈍時間短縮による生産性向上や焼鈍温度低下による燃料費の低減、バンプス（押しキズ）減少による歩留まり改善の効果もある。
【実施例１】
【００３１】
Ｃ：０．００１８％、Ｓｉ：０．３％、Ｍｎ：０．２２％、Ａｌ：０．２２％、Ｓ：０．００１７％、Ｎ：０．００１８％、Ｔｉ：０．００１９％、ＲＥＭ、Ｏ、Ｓｎ種々の量を含有する溶鋼を連続鋳造し、鋳片を１１５０℃で加熱し２．５ｍｍ厚に熱間圧延した。０．５０ｍｍに冷延し、７５０℃×６０秒の焼鈍を施し、７５０℃×２ｈ、ＤＸガス中で歪取焼鈍を行った。この時の、ＲＥＭ、Ｏ、Ｓｎの含有量と歪取焼鈍での窒化量（歪取焼鈍板Ｎ−鋳片Ｎ）、磁気特性の関係を表４に示す。これより、本発明で規定したＲＥＭ、Ｏ、Ｓｎを含有する本発明例では良好な鉄損を得られることが分かる。
【００３２】
【表４】
2006124809.tif 000006
【実施例２】
【００３３】
Ｃ：０．００２２％、Ｓｉ：０．８％、Ｍｎ：０．２４％、Ａｌ：０．０２％、Ｓ：０．００１５％、Ｎ：０．００１７％、Ｂ：０．００１５％、Ｂ／Ｎ＝０．８８、ＲＥＭ：０．００４０％、Ｏ：０．００３１％、Ｓｎ  ０．０２％、Ｔｉを種々の量を含有する溶鋼を連続鋳造し、鋳片を種々の温度で加熱し２．５ｍｍ厚に熱間圧延した。０．５０ｍｍに冷延し７５０℃×３０秒の焼鈍を施し、７５０℃×２ｈ、ＤＸガス中で歪取焼鈍を行った。この時の、Ｔｉの含有量と磁気特性の関係を表５に示す。これより、本発明で規定したＴｉ含有量、スラブ加熱温度を満足する本発明例では良好な鉄損を得られることが分かる。
【００３４】
【表５】
2006124809.tif 000007
【図面の簡単な説明】
【００３５】
【図１】ＲＥＭ２Ｏ２Ｓに粗大に複合析出したＴｉＮを示す写真である。
【図２】粒界に析出したＴｉＣを示す写真である。
【図１】
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【図２】
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