(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼中に質量％で、１．０％≦Ｓｉ≦４．０％、０．１０％≦Ｍｎ≦１．０％、Ｃ≦０．００５０％、Ｎ≦０．００５０％、Ｓ≦０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを粗圧延後、熱間圧延の仕上げ圧延時に熱延ロールと鋼板の平均摩擦係数を０．１９以下で熱間圧延して熱延板とし、次いで１回の冷間圧延後仕上げ焼鈍を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
鋼中に質量％で、１．０％≦Ｓｉ≦４．０％、０．１０％≦Ｍｎ≦１．０％、０．１０％≦Ａｌ≦２．０％、Ｃ≦０．００５０％、Ｎ≦０．００５０％、Ｓ≦０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを粗圧延後、熱間圧延の仕上げ圧延時に熱延ロールと鋼板の平均摩擦係数を０．１９以下で熱間圧延して熱延板とし、次いで１回の冷間圧延後仕上げ焼鈍を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
１回目の冷間圧延後、仕上げ焼鈍を施し、さらに２〜２０％のスキンパス圧延を施す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。
【請求項４】
熱間圧延の仕上げ圧延時に、潤滑剤として熱延ロール冷却水に０．５〜２０％の油脂をエマルジョン状態で混入することを特徴とする請求項１、２または３に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、電気機器の鉄心材料として用いられる、磁束密度が高く、鉄損が低い優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、電気機器、特に無方向性電磁鋼板がその鉄心材料として使用される回転機および中、小型変圧器等の分野においては、世界的な電力、エネルギー節減、さらにはフロンガス規制等の地球環境保全の動きの中で、高効率化の動きが急速に広まりつつある。このため、無方向性電磁鋼板に対しても、その特性向上、すなわち、高磁束密度かつ低鉄損化への要請がますます強まってきている。
【０００３】
ところで、無方向性電磁鋼板においては、従来、低鉄損化の手段として一般に、電気抵抗増大による渦電流損低減の観点からＳｉあるいはＡｌ等の含有量を高める方法がとられてきた。しかし、この方法では反面、磁束密度の低下は避け得ないという問題点があった。このような問題点の克服のために、熱延板結晶粒径を粗大化することで磁束密度と鉄損の両方を改善させる方法が行われてきた。
【０００４】
従来、Ｓｉ含有量が高い非変態系の無方向性電磁鋼板においては、仕上熱延後の結晶組織の成長が不十分であり、高磁束密度低鉄損の材料を提供するためには、仕上熱延終了後、箱焼鈍あるいは連続焼鈍による熱延板焼鈍を施し、結晶組織の粗大化を図ることが必須とされてきた。しかしながら熱延板焼鈍を施すことはコストアップとなり成品の価格を押し上げる原因となるので、良好な特性の高Ｓｉ系無方向性電磁鋼板を安価に提供することには限界があった。
【０００５】
このような無方向性電磁鋼板の冷延前結晶組織を安価に粗大化する技術として、仕上熱延後の熱延板を７００℃から１０００℃の高温で巻取り、これをコイルの保有熱で焼鈍する自己焼鈍法が特開昭５４−７６４２２号公報に開示されている。しかしながらこの技術においてはコイルを高温で巻き取ることによるコイル内温度不均一によるコイル長手方向の磁気特性の変動、また長時間の自己焼鈍中に生じる内部酸化層の発生により仕上焼鈍時の結晶粒成長が不十分となり、結果として鉄損が悪化するという問題点があった。
【０００６】
また、再結晶および粒成長の進行の緩慢な高Ｓｉ系成分のハイグレード無方向性電磁鋼板の磁気特性を制御熱延により改善する技術として、特開昭５９−７４２２２号公報には、仕上熱延最終スタンドの圧下率を２０％以上として、熱延板の巻取温度を７００℃以上とする技術が開示されている。この先願においては、最終スタンド圧下率を高めて巻取温度を上昇させることにより熱延終了後の熱延組織の再結晶および粒成長を促進し、結果として磁気特性を改善することを狙っている。しかしながら鋼板中のＳｉ含有量が高い場合、この技術では熱延板の再結晶は促進されるものの、その後の粒成長が不十分であり、粒成長を十分に進行させるためには巻取後のコイルを長時間高温で保持する必要があり、この高温での保持中に内部酸化が進行し鉄損が悪化する。このため先願の技術をもってしてもＳｉ含有量の高いハイグレード無方向性電磁鋼板における高磁束密度と低鉄損の両立は困難であった。
【０００７】
一方で、鉄損低減の為に、単にＳｉあるいはＡｌ等の含有量を高めるのみではなく、鋼を高純度化する技術として、Ｓｉ含有量が２．５％〜４．０％である鋼において、特開昭５９−７４２５８号公報にはＳ≦１５ppm 、Ｏ≦２０ppm 、Ｎ≦２５ppm の高純度鋼化を図る方法が、特開昭５９−７４２５７号公報にはＳ≦１５ppm 、Ｏ≦２０ppm 、Ｎ≦２５ppm に加えてＴｉ＋Ｚｒ＋Ｃｅ＋Ｃａ≦１５０ppm とする方法が、特開昭５９−７４２２３号公報にはＳ≦１５ppm 、Ｏ≦２０ppm 、Ｎ≦２５ppm に加えて仕上焼鈍時の昇温速度を３００℃／Ｓ以上とする技術が、特開昭５９−７４２２４号公報には一回冷延法においてＳ≦１５ppm 、Ｏ≦２０ppm 、Ｎ≦２５ppm に制限する規定に加えて熱延板焼鈍条件を規定しかつ冷間圧延率を６５％以上に規定する技術が、特開昭５９−７４２２５号公報には二回冷延法においてＳ≦１５ppm 、Ｏ≦２０ppm 、Ｎ≦２５ppm の規定に加えて中間焼鈍条件を規定しかつ二回目の冷間圧延率を７０％以上に規定する技術がそれぞれ開示されている。
【０００８】
これらの先願のようにＳ，Ｏ，Ｎの低減を中心とした技術では、Ｓｉ含有量の高いハイグレード無方向性電磁鋼板の制御熱延による冷延前結晶組織粗大化が不十分であるという欠点があった。このため、これらの先願においては一回法では熱延板焼鈍、二回法では一回目と二回目の冷延の間に中間焼鈍を実施し、冷延前結晶粒径の粗大化をはかる必要があった。
【０００９】
また、特開昭５９−７４２５６号公報にはＳｉ含有量が２．５％〜４．０％である鋼において、１μｍ以上の大きさの鋼中介在物の数量を１２０個／mm2 以下にする技術が開示されているが、これもＳ，Ｏ，Ｎの低減を技術の中核とする先願と同様に、制御熱延による冷延前結晶組織粗大化が不十分であり、低鉄損かつ磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の実現は困難であった。
【００１０】
このように鋼の高純化を中心とする方法では冷延前結晶組織粗大化の限界を打破することが出来ず、Ｓｉ含有量の高いハイグレード無方向性電磁鋼板において磁束密度が高くかつ鉄損が低い無方向性電磁鋼板を製造できるには至らず、無方向性電磁鋼板に対する前記の要請に応えることは出来なかった。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、従来行われてきた仕上熱延時の再結晶促進を中心とする技術思想とは全く異なり、制御熱延時の平均摩擦係数を低減することにより意図的に回復組織を形成させ、結果として熱延結晶組織の実質粒径を粗大化することをその技術思想としている。これにより、従来技術では困難であった、Ｓｉ含有量の高いハイグレード無方向性電磁鋼板において、高磁束密度かつ低鉄損を達成する安価な製造法を提供することを目的とするものである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明は、無方性電磁鋼板の鋼成分として鋼中に質量％で、１．０％≦Ｓｉ≦４．０％、０．１０％≦Ｍｎ≦１．０％、Ｃ≦０．００５０％、Ｎ≦０．００５０％、Ｓ≦０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを粗圧延後、熱間圧延の仕上げ圧延時に熱延ロールと鋼板の平均摩擦係数を０．１９以下で熱間圧延して熱延板とし、次いで１回の冷間圧延後仕上げ焼鈍を施すことにより無方向性電磁鋼板の製造方法を第一の要旨とするものであり、また、本発明は、無方向性電磁鋼板の鋼成分として鋼中に質量％で、１．０％≦Ｓｉ≦４．０％、０．１０％≦Ｍｎ≦１．０％、０．１０％≦Ａｌ≦２．０％、Ｃ≦０．００５０％、Ｎ≦０．００５０％、Ｓ≦０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを粗圧延後、熱間圧延の仕上げ圧延時に熱延ロールと鋼板の平均摩擦係数を０．１９以下で熱間圧延して熱延板とし、次いで１回の冷間圧延後仕上げ焼鈍を施すことにより無方向性電磁鋼板の製造方法を第二の要旨とするものである。更に、本発明は、前記１回目の冷間圧延後、仕上げ焼鈍を施し、次いで２〜２０％のスキンパス圧延を施すことを第三の要旨とし、加えて、熱間圧延の仕上げ圧延時に、上記平均摩擦係数０．１９以下を達成するために潤滑剤として熱延ロール冷却水に０．５〜２０％の油脂をエマルジョン状態で混入することを第四の要旨とするものである。
なお、上記粗圧延の実施に際しては、粗圧延後のシートバーを熱間圧延の仕上げ圧延前に先行する粗圧延されたシートバーに接合し、当該シートバーを連続して仕上熱延に供してもよい。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。本発明者らは、低鉄損と高磁束密度を同時に達成すべく従来技術における問題点を鋭意検討を重ねた結果、質量％で、Ｓｉを１．０％を上廻り４．０％、Ｍｎを０．１％〜１．０％、およびこれに加えてＡｌを０．１％〜２．０％含有する鋼にあって、仕上熱間圧延時の熱延ロールと鋼板との平均摩擦係数が０．１９以下とすることにより熱延結晶組織を粗大化し、磁束密度が高く鉄損の低い無方向性電磁鋼板を製造できることが可能であることを見出し本発明の完成に至った。
【００１４】
無方向性電磁鋼板の磁気特性は冷延前結晶組織を粗大化することで改善することが可能である。しかしながらＳｉ含有量が１．０％以上の高Ｓｉ成分系の無方向性電磁鋼板においては、通常の熱延終了温度である８００℃〜９５０℃付近では熱延終了温度を上昇させても、冷延前粒径の粗大化には限度があった。このため従来高Ｓｉ系無方向性電磁鋼板では熱延終了後、連続焼鈍炉もしくは箱焼鈍炉において熱延板焼鈍を施し冷延前結晶組織の粗大化を図ることが一般に行われてきた。しかしながらこのような付加的工程を含むことにより高Ｓｉ系無方向性電磁鋼板の製造コストを押し上げる原因ともなっていた。一方で、熱延板焼鈍を省略し低コストで高機能な高Ｓｉ系無方向性電磁鋼板を製造する技術としては、特開昭５９−７４２２２号公報に開示されたように、熱延のパススケジュールを調整して熱延終了直前の鋼板に加えられる歪量を増加させ、かつ高温で巻き取って再結晶、粒成長を促進する方法があった。また、同じ技術思想で鋼を高純化することが行われてきた。
【００１５】
また、従来技術では熱延板焼鈍を施さず冷延、焼鈍を行うプロセスにおいては、熱延終了後の再結晶、粒成長を促進させるために、熱延終了温度を高めに維持しなければならず、スラブ加熱温度を上げる必要があった。しかしながらスラブ加熱温度を上昇させることは、加熱中にＭｎＳ，ＡｌＮ等の析出物の鋼中への再固溶を促進し、これが熱延時に微細に析出するため、熱延板焼鈍、仕上焼鈍時の結晶粒成長を妨げ、鉄損が悪化するということがあった。このような試みは、Ｓｉ添加量を増加させて電機抵抗率を上昇させ、鉄損を低減するという高Ｓｉ成分系無方向性電磁鋼板の成分設計の思想を損なうものである。
【００１６】
本発明者等はこのようなＳｉ含有量の高い無方向性電磁鋼板の制御熱延の限界を打破すべ鋭意検討を進めた結果、Ｓｉを１．０％を上廻り４．０％以下、Ｍｎを０．１％〜１．０％、Ａｌを０．１％〜２．０％含有する鋼にあって、仕上熱間圧延時の熱延ロールと鋼板との平均摩擦係数が０．１９以下とすることにより、熱延結晶組織の再結晶が遅延し、鋼板の全厚にわたって粗大な回復組織が得られることを見出した。しかもこの回復組織は従来の摩擦係数の高い熱延方法で得られた熱延板中心層にみられるような回復組織よりも粗大な組織であり、結果として板厚全厚にわたり実質的に粗大な結晶組織が得られるという全く新規な知見を見出した。このように本発明における技術思想は、回復組織の形成を積極的に促し実質粒径の粗大化を図るという従来とは全く異なる発想によるものである。このような方法により得られた熱延板を出発材とすることにより、仕上げ焼鈍後の製品における磁束密度が極めて高く、鉄損が良好な（鉄損値が低い）無方向性電磁鋼板を製造することに成功した。
【００１７】
まず、成分について説明すると、Ｓｉは鋼板の固有抵抗を増大させ渦流損を低減させ、鉄損値を改善するために添加される。Ｓｉ含有量が１．０％以下であると本発明が目的とする低鉄損無方向性電磁鋼板に必要な固有抵抗が十分に得られないので１．０％を上廻る量を添加する必要がある。一方、Ｓｉ含有量が４．０％を越えると圧延時の耳割れが著しく増加し、圧延が困難になるので４．０％以下とする必要がある。
【００１８】
Ａｌも、Ｓｉと同様に、鋼板の固有抵抗を増大させ渦電流損を低減させる効果を有する。本発明が目的とする低鉄損高磁束密度無方向性電磁鋼板を得るためには、０．１％以上添加する必要がある。一方、Ａｌ含有量が２．０％を越えると、磁束密度が低下し、コスト高ともなるので２．０％以下とする。また、鋼中のＡｌ含有量が０．１０％未満であっても本発明の効果はなんら損なわれるものではない。
【００１９】
Ｍｎは、Ａｌ，Ｓｉと同様に鋼板の固有抵抗を増大させ渦電流損を低減させる効果を有する。この目的のため、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が１．０％を越えると熱延時の変形抵抗が増加し熱延が困難となるとともに、熱延後の結晶組織が微細化しやすくなり、製品の磁気特性が悪化するので、Ｍｎ含有量は１．０％以下とする必要がある。
【００２０】
また、Ｍｎ添加量は仕上げ熱延前の高温のシートバー接合部の強度確保の点からもきわめて重要である。なぜなら、低融点の硫化物が結晶粒界に存在することによるシートバー接合部の熱間脆化を防止するために、ＭｎとＳとの重量濃度の比であるＭｎ／Ｓの値を２０以上とすることが必要であるからである。本発明に規定する成分範囲では、Ｍｎ含有量が０．１％以上であり、Ｓ含有量は０．００５％以下であるので、Ｍｎ／Ｓの値は２０以上に保たれ、この観点からは問題がない。
【００２１】
また、製品の機械的特性の向上、磁気的特性、耐錆性の向上あるいはその他の目的のために、Ｐ，Ｂ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｕの１種または２種以上を鋼中に含有させても本発明の効果は損なわれない。Ｃ含有量が０．００５０％を越えると使用中の磁気時効により鉄損が悪化して使用時のエネルギーロスが増加するため、０．００５０％以下に制御することが必要である。
【００２２】
Ｓ，Ｎは熱間圧延工程におけるスラブ加熱中に一部再固溶し、熱間圧延中にＭｎＳ等の硫化物、ＡｌＮ等の窒化物を形成する。これらが存在することにより熱延組織の粒成長を妨げるとともに仕上げ焼鈍時の結晶粒成長を妨げ鉄損が悪化するのでＳは０．００５０％、Ｎは０．００５０％以下にする必要がある。次に本発明のプロセス条件について説明する。
【００２３】
仕上熱延時の熱延ロールと鋼板との平均摩擦係数の成品磁気特性に対する影響を調査するため下記の様な実験を行った。表１に示す成分の鋼を溶製し仕上げ熱延を実施した。
【００２４】
【表１】
0004191806.tif 000002
【００２５】
仕上熱延時の平均摩擦係数をロール冷却水中の油脂含有量を変化させることにより０．１以下から０．３以上まで変化させた。平均摩擦係数は各スタンドにおける実測の先進率より計算し、その平均値により求めた。仕上熱延終了温度は８６０℃で一定とし、２．０mm厚に仕上げた。これを酸洗、冷延し０．３５mm厚とし、脱脂した後、９００℃、３０秒焼鈍しエプスタイン試料を切断して磁気特性を測定した。
【００２６】
仕上熱延時の平均摩擦係数に対する製品磁束密度の依存性を図１に示した。平均摩擦係数として仕上熱延機の各スタンドの実測値の平均を用いた。仕上熱延時の平均摩擦係数が０．１９以下であると製品磁束密度が上昇することがわかる。このような現象の理由を明らかにすることを目的に成分１の熱延板の金属組織の観察を光学顕微鏡で行った。その結果を図２に示す。図２に示されるとおり、平均摩擦係数が０．１９の本発明の熱延板では板厚表層、中心とも延伸粒からなる粗大組織となっている。これに対し、平均摩擦係数が０．３５の比較例の熱延板では、表層から板厚の１０分の１付近までの深さにおいて再結晶組織からなる等軸粒組織が見られ、結晶組織が細粒化し、板厚中心付近の回復組織も平均摩擦係数が低い場合ではみられなかった再結晶粒が見られ、粒界密度が高くなっていることがわかる。
【００２７】
このような熱延結晶組織の変化は、仕上熱延時の平均摩擦係数を低減することにより、鋼板内に生じる剪断歪が減少し、低圧延率で熱延したのと同様の効果が得られ、鋼板内の格子欠陥密度が減少したため、結晶組織は再結晶にいたらず粗大な延伸粒からなる回復組織が得られ、熱延組織の粒径を実質的に増加させる効果が得られたことがその原因であると推察される。
【００２８】
このように本発明者等は、仕上熱延時の鋼板とロールとの平均摩擦係数を低減するという手段により、熱延結晶組織の再結晶を抑制し、実質粒界を増加させると言うこれまでの再結晶促進とは全く異なる技術思想により、高Ｓｉ系無方向性電磁鋼板の磁気特性、特に磁束密度を向上する手段を開発することに成功した。以上の実験から示されるように、仕上熱延の圧延ロールと鋼板との間の平均摩擦係数の値は、仕上熱延全スタンドの平均値が０．１９以下であれば良い。０．１９超では前述のように再結晶粒の発生により特に熱延板表層付近の結晶組織が細粒化して製品磁束密度が低下する。
【００２９】
前記成分からなる鋼スラブは、転炉で溶製され連続鋳造あるいは造塊−分塊圧延により製造される。鋼スラブは公知の方法にて加熱される。このスラブに熱間圧延を施し所定の厚みとする。この際、仕上げ熱延の終了温度は８００℃以上であることが好ましい。仕上熱延時にロール冷却水に混入する油脂の量は体積比で０．５％以上２０％以下とする。油脂と冷却水が分離することを防止するために必要に応じ界面活性剤を加える。ロール冷却水中の油脂量が０．５％未満ではその効果が得られず、２０％以上ではその効果が飽和し、不経済であるので２０％未満とする。
【００３０】
このようにして得られた熱延板は一回の冷間圧延と連続焼鈍により製品とする。またさらにスキンパス圧延工程を付加して製品としてもよい。スキンパス圧延率は２％未満ではその効果が得られず、２０％以上では磁気特性が悪化するため２％から２０％とする。
【００３１】
【実施例】
次に、本発明の実施例について述べる。
＜実施例１＞
表２に示した成分を有する無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて加熱し、粗圧延機により厚み４０mmの粗バーに仕上げ、その後、仕上げ熱延機により２．０mmに仕上げた。
【００３２】
【表２】
0004191806.tif 000003
【００３３】
仕上げ熱延機のロール冷却水に油脂をエマルジョン状態で混入し、その混入量を変えることにより摩擦係数を調整した。平均摩擦係数は各スタンドにおける実測の先進率より計算し、その平均値により求めた。この時、熱延仕上げ温度は８６０℃とした。また、従来技術である熱延板焼鈍を前提とする一回法として、熱延仕上げ温度を８６０℃とした。
【００３４】
その後、酸洗を施し、冷間圧延により０．５０mmに仕上げた。これを連続焼鈍炉にて９００℃で３０秒間焼鈍した。その後、エプスタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。表３に本発明と比較例の成分と磁気測定結果をあわせて示す。
【００３５】
【表３】
0004191806.tif 000004
【００３６】
このように仕上げ熱延時の平均摩擦係数を低減すれば、磁束密度の値が高く、鉄損値の低い磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を得ることが可能である。
＜実施例２＞
表４に示した成分を有する無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて加熱し、粗圧延機により厚み４０mmの粗バーに仕上げ、その後、仕上げ熱延機により２．０mmに仕上げた。
【００３７】
【表４】
0004191806.tif 000005
【００３８】
仕上げ熱延機のロール冷却水に油脂をエマルジョン状態で混入し、その混入量を変えることにより摩擦係数を調整した。平均摩擦係数は各スタンドにおける実測の先進率より計算し、その平均値により求めた。また、仕上熱間圧延時に鋼板とワークロール間にスリップが生じ鋼板の表面に疵が形成されることを防止するために、粗圧延後のシートバーを先行するシートバーに溶接し、仕上熱間圧延を連続して行った。この時、熱延仕上げ温度は８６０℃とした。
【００３９】
その後、酸洗を施し、冷間圧延により０．３５mmに仕上げた。これを連続焼鈍炉にて９００℃で３０秒間焼鈍した。その後、エプスタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。表５に本発明と比較例の成分と磁気測定結果をあわせて示す。
【００４０】
【表５】
0004191806.tif 000006
【００４１】
このように仕上げ熱延時の平均摩擦係数を低減すれば、磁束密度の値が高く、鉄損値の低い磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を得ることが可能である。
【００４２】
【発明の効果】
このように本願発明によれば、磁束密度が高く鉄損の低い、磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】  仕上げ熱延時の平均摩擦係数に対する磁束密度の依存性を示す図である。
【図２】  光学顕微鏡による本発明による無方向性電磁鋼板用熱延板の金属組織写真を示す図であり、（ａ）は本発明による平均摩擦係数：０．１９の場合の熱延板表層部の組織を示し、（ｂ）は本発明による平均摩擦係数：０．１９の場合の熱延板中心層の組織を示し、（ｃ）は比較例で平均摩擦係数：０．３５の場合の熱延板表層部の組織を示し、（ｄ）は比較例で平均摩擦係数：０．３５の場合の熱延板中心層の組織を示す図である。
【図１】
0004191806.tif 000007
【図２】
0004191806.tif 000008