(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００５ｗｔ％以下、Ｐ：０．２ｗｔ％以下、Ｎ：０．００１５〜０．００５ｗｔ％、Ｓｉ：１．５〜４．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜１．５ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００４ｗｔ％以下若しくは０．１〜１．０ｗｔ％、Ｓ：０．００２０〜０．０２ｗｔ％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる組成のスラブを熱間圧延した後、冷間圧延および仕上焼鈍を経て無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、熱間圧延を行うに際し、スラブを９５０〜１１５０℃に加熱した後、圧下率７０〜９０％の粗圧延を施し、引き続き該粗圧延材を加熱して粗圧延終了温度よりも２０℃以上高く且つスラブ加熱温度以下の温度に昇温させた後、仕上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。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明が属する技術分野】
この発明は鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、電気機器類の省エネルギー化の観点から、より鉄損の低い無方向性電磁鋼板が求められるようになってきた。無方向性電磁鋼板の鉄損を低減するためには結晶粒を粗大化させることが有効であり、低鉄損が特に要求されるＳｉ＋Ａｌ量：１〜３ｗｔ％程度の中・高級グレードの無方向性電磁鋼板の製造においては、仕上焼鈍温度を１０００℃程度まで高めたり或いは仕上焼鈍時のラインスピードを下げることで焼鈍時間を長くすることにより、仕上焼鈍時の粒成長を促進させ、結晶粒の粗大化を図っている。
【０００３】
この仕上焼鈍時の粒成長性を良好にするためには、鋼板中の析出物量を低減させるか或いは析出物を粗大化させることにより、鋼中析出物が粒成長性を阻害しないようにする必要がある。このうち析出物量の低減化のためには、Ｎ、Ｓ等の析出物形成元素を低減する必要があるが、そのためには真空脱ガス装置による長時間の処理等が必要となり、製鋼コストの著しい上昇が避けられない。一方、析出物の粗大化については、スラブ加熱温度を低温化することで析出物の粗大化を図る、以下のような技術が知られている。
【０００４】
例えば、特公昭５０−３５８８５号公報には、Ｓｉ：３．５ｗｔ％以下、Ａｌ：１ｗｔ％以下のスラブを１２００℃以下に加熱することにより、ＡｌＮを粗大に析出させる技術が開示されている。
また、特公昭５８−３４５３１号公報には、Ｓｉ：１．５〜３．５ｗｔ％、Ａｌ：０．１〜１．５ｗｔ％、Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、Ｎ：０．００４ｗｔ％以下のスラブを１２００℃以下、望ましくは１１５０℃以下に加熱すること、さらに熱延板を９００〜１０００℃で１〜７分間焼鈍することにより、ＡｌＮを粗大に析出させる技術が開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、これらの技術は著しいコスト上昇を招かない利点はあるものの、鉄損の低減効果は十分満足できるものではなく、さらなる低鉄損化を達成し得る技術が望まれている。
したがって本発明の目的は、このような従来の課題を解決し、従来に較べてより低鉄損の無方向性電磁鋼板を安定して製造することができる方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段および作用】
本発明者らは、析出物の粗大化とこれに伴う粒成長性の改善を通じて仕上焼鈍後の鉄損を効果的に低減することができる無方向性電磁鋼板の製造方法について検討を加え、その結果、熱間圧延工程において、▲１▼スラブ加熱温度を特定の低温領域とした上で、▲２▼スラブを特定の範囲の圧下率で粗圧延し、引き続き、▲３▼この粗圧延材を加熱して粗圧延終了温度よりも２０℃以上高く且つスラブ加熱温度以下の温度に昇温させた後、仕上圧延を行う、という一連の製造条件を採ることにより、仕上焼鈍後の鉄損が効果的に低減することを見い出した。
【０００７】
本発明はこのような知見に基づきなされたもので、その特徴とするところは、Ｃ：０．００５ｗｔ％以下、Ｐ：０．２ｗｔ％以下、Ｎ：０．００１５〜０．００５ｗｔ％、Ｓｉ：１．５〜４．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜１．５ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００４ｗｔ％以下若しくは０．１〜１．０ｗｔ％、Ｓ：０．００２０〜０．０２ｗｔ％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる組成のスラブを熱間圧延した後、冷間圧延および仕上焼鈍を経て無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、熱間圧延を行うに際し、スラブを９５０〜１１５０℃に加熱した後、圧下率７０〜９０％の粗圧延を施し、引き続き該粗圧延材を加熱して粗圧延終了温度よりも２０℃以上高く且つスラブ加熱温度以下の温度に昇温させた後、仕上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である。
【０００８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。
本発明では、特定の組成の鋼スラブを素材とし、これを熱間圧延する際に、スラブを９５０〜１１５０℃に加熱した後、圧下率７０〜９０％の粗圧延を施し、引き続き該粗圧延材を加熱して粗圧延終了温度よりも２０℃以上高く且つスラブ加熱温度以下の温度に昇温させた後、仕上圧延を行なう。
【０００９】
先ず、スラブ加熱温度が仕上焼鈍後の鉄損に及ぼす影響を調査するため、以下のような試験を行った。
Ｃ：０．００２５ｗｔ％、Ｓｉ：２．７５ｗｔ％、Ｍｎ：０．３０ｗｔ％、Ｐ：０．０１０ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．３０ｗｔ％、Ｎ：０．００２０ｗｔ％、Ｓ：０．００４ｗｔ％の組成を有する鋼を溶製し、これを鋳造して厚さ２２０ｍｍのスラブを作製した。このスラブを常温から９５０〜１２００℃に１時間加熱した後、板厚３０ｍｍまで粗圧延し、引き続き加熱処理を施すことなく仕上圧延を行った。次いで、この熱延板を酸洗し、８３０℃で３時間の熱延板焼鈍を行った後、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延し、さらに９２０℃×１分間の仕上焼鈍を施した。
【００１０】
このようにして得られた各鋼板の鉄損Ｗ15/50を２５ｃｍエプスタイン試験片を用いて測定し、スラブ加熱温度と仕上焼鈍後の鉄損Ｗ15/50との関係を調べた。その結果を図１に×印で示す。同図によれば、スラブ加熱温度を低くすることにより鉄損が低下することが判る。これはスラブ低温加熱によりスラブ加熱時の析出物の再溶解が抑制されたために析出物が粗大化し、仕上焼鈍時の粒成長性が向上したためである。
【００１１】
次に、粗圧延後に加熱処理を行った場合のスラブ加熱温度と仕上焼鈍後の鉄損との関係を調査するため、以下のような試験を行った。
上記試験で用いたスラブと同じ組成のスラブを常温から９５０〜１２００℃に１時間加熱した後、板厚３０ｍｍまで粗圧延し、引き続きこの粗圧延材を加熱して粗圧延終了温度よりも３０℃高い温度に昇温させた後、仕上圧延を行った。熱間圧延以降の製造工程は上記試験と同様とし、得られた各鋼板の鉄損Ｗ15/50を２５ｃｍエプスタイン試験片を用いて測定し、スラブ加熱温度と仕上焼鈍後の鉄損Ｗ15/50との関係を調べた。その結果を図１に○印で示す。
【００１２】
図１によれば、粗圧延後に加熱処理を行った鋼板は加熱処理を行わない鋼板に較べて鉄損が低下し、その効果は特にスラブ加熱温度１１５０℃以下の鋼板において顕著であることが判る。このように粗圧延後に加熱処理を行うことにより鉄損が顕著に低下する理由は必ずしも明確ではないが、以下のような理由が考えられる。すなわち、粗圧延により歪みが導入された粗圧延材に加熱処理を行うことにより、鋼中に一部溶解しているＡｌＮ、ＭｎＳ等の析出核が形成され、この核の存在により仕上圧延前および仕上圧延の初期の段階から析出物の析出が生じてその粗大化が促進され、その結果、仕上焼鈍時の粒成長性が向上し、大幅な低鉄損化が達成されたものと考えられる。
これに対し、粗圧延後に加熱処理を行わない鋼板では析出核の形成が効果的に行われないため、仕上圧延の後期に析出物が微細析出し、このため十分な粒成長性が得られないものと考えられる。
【００１３】
また、粗圧延後の加熱処理による低鉄損化がスラブ加熱温度１１５０℃超の鋼板において十分に得られない原因は、スラブ加熱温度の上昇に伴い粗圧延時の温度域も高温となるため、粗圧延時において歪みが有効に導入されず、このため粗圧延後に加熱処理を行っても析出物の核が効果的に形成されないためであると考えられる。
以上の理由から本発明では、スラブを常温から加熱する際のスラブ加熱温度を、粗圧延後の加熱処理により鉄損が顕著に低下する温度領域である１１５０℃以下とする。一方、スラブ加熱温度が９５０℃未満では熱間圧延自体が困難となるため、スラブ加熱温度の下限は９５０℃とする。
【００１４】
次に、粗圧延後の加熱処理による昇温量が仕上焼鈍後の鉄損に及ぼす影響を調査するため、以下のような試験を行った。
Ｃ：０．００２０ｗｔ％、Ｓｉ：２．７３ｗｔ％、Ｍｎ：０．２５ｗｔ％、Ｐ：０．０１５ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．３２ｗｔ％、Ｎ：０．００２０ｗｔ％、Ｓ：０．００２ｗｔ％の組成を有する鋼を溶製し、これを鋳造して厚さ２２０ｍｍのスラブを作製した。このスラブを１０５０℃に１時間加熱した後、板厚３０ｍｍまで粗圧延した。この粗圧延材の温度（粗圧延終了温度）を測定したところ８５０℃であった。引き続きこの粗圧延材を誘導加熱により加熱して８５５〜９４０℃（粗圧延終了温度に対する昇温量：５〜９０℃）に昇温させた後、仕上圧延を行った。次いで、この熱延板を酸洗した後、８３０℃で３時間の熱延板焼鈍を行い、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延し、さらに９２０℃×１分間の仕上焼鈍を施した。このようにして得られた鋼板の鉄損Ｗ15/50を２５ｃｍエプスタイン試験片を用いて測定し、粗圧延後の加熱処理による昇温量（粗圧延終了温度に対する昇温量。以下同様）と仕上焼鈍後の鉄損Ｗ15/50との関係を調べた。その結果を図２に示す。
【００１５】
図２によれば、粗圧延後の加熱処理による昇温量を２０℃以上とすることにより鉄損が効果的に低下し、特に昇温量が２０〜８０℃の範囲で鉄損が低いことが判る。これは、歪みが導入された粗圧延材に昇温量が２０℃以上の加熱を加えることにより析出物の核が効果的に形成され、これにより仕上圧延時に析出物の粗大化が促進されるためであると考えられる。
以上の理由から本発明では、粗圧延に引き続き、粗圧延材を加熱して粗圧延終了温度よりも２０℃以上高い温度、望ましくは２０〜８０℃高い温度に昇温させた後、仕上圧延を行うものとする。但し、粗圧延後の加熱温度がスラブ加熱温度を超えると析出物の再溶解が進んで粒成長性が低下するため、粗圧延後の加熱温度はスラブ加熱温度以下とする。
【００１６】
次に、粗圧延の圧下率が仕上焼鈍後の鉄損に及ぼす影響を調査するため、以下のような試験を行った。
Ｃ：０．００２５ｗｔ％、Ｓｉ：２．７６ｗｔ％、Ｍｎ：０．２２ｗｔ％、Ｐ：０．０１０ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．３０ｗｔ％、Ｎ：０．００１５ｗｔ％、Ｓ：０．００３ｗｔ％の組成を有する鋼を溶製し、これを鋳造して厚さ３００〜８０ｍｍのスラブを作製した。このスラブを１１００℃に１時間加熱した後、板厚３０ｍｍまで粗圧延した。この粗圧延材の温度を測定したところ９００℃であった。引き続きこの粗圧延材を誘導加熱により加熱して９５０℃（粗圧延終了温度に対する昇温量：５０℃）に昇温させた後、仕上圧延を行った。次いで、この熱延板を酸洗した後、８３０℃で３時間の熱延板焼鈍を行い、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延し、さらに９２０℃×１分間の仕上焼鈍を施した。このようにして得られた鋼板の鉄損Ｗ15/50を２５ｃｍエプスタイン試験片を用いて測定し、粗圧延の圧延率と仕上焼鈍後の鉄損Ｗ15/50との関係を調べた。その結果を図３に示す。
【００１７】
図３によれば、粗圧延の圧下率を７０％以上とすることにより鉄損が効果的に低下することが判る。これは、スラブに７０％以上の強圧下を加えることにより歪みが効果的に導入され、引き続き行われる加熱処理により析出物の核が効果的に形成され、これにより仕上圧延時に析出物の粗大化が促進されるためであると考えられる。
以上の理由から本発明では、粗圧延の圧下率の下限を７０％とする。但し、粗圧延の圧下率が９０％を超えるとミルの負荷増大により熱間圧延が不可能となるため、粗圧延の圧下率の上限は９０％とする。
【００１８】
次に、鋼組成の限定理由について説明する。
Ｓｉは鋼板の固有抵抗を上げるのに有効な元素であり、この作用を得るためには１．５ｗｔ％以上の添加が必要であるが、４．０ｗｔ％を超えると飽和磁束密度の低下に伴い磁束密度が低下する。このためＳｉは１．５〜４．０ｗｔ％とする。
Ｓｏｌ．Ａｌは、０．００４ｗｔ％超〜０．１ｗｔ％未満の微量添加の範囲では微細なＡｌＮを形成するため磁気特性を阻害する。一方、Ｓｏｌ．Ａｌが０．１ｗｔ％以上の添加範囲では、ＡｌＮが粗大になるため上記のような微細ＡｌＮの析出による問題が生じることはなく、Ａｌは固有抵抗の上昇に寄与するが、１．０ｗｔ％を超えるとＳｉと同様に磁束密度を低下させる。このためＳｏｌ．Ａｌは０．００４ｗｔ％以下若しくは０．１〜１．０ｗｔ％とする。
【００１９】
Ｃは磁気時効の問題があるため、０．００５ｗｔ％以下とする。
Ｍｎは熱間圧延時の赤熱脆性を防止するために、また、熱間圧延時に微細析出するＭｎＳを低減して粒成長性を確保するために０．１ｗｔ％以上添加する必要があるが、１．５ｗｔ％超えると磁束密度を低下させるので、０．１〜１．５ｗｔ％とする。
Ｐは鋼板の打ち抜き性を改善するために有効な元素であるが、０．２ｗｔ％を超えて添加すると鋼板が脆化するため、０．２ｗｔ％以下とする。
【００２０】
Ｓは磁気特性を劣化させるＭｎＳ等を形成するため、０．０２ｗｔ％以下とする。
Ｎは、その含有量が多いとＡｌＮの析出量が多くなり、ＡｌＮが粗大化したとしても粒成長性を低下させて鉄損を増大させる。このためＮは０．００５ｗｔ％以下とする。
残部は実質的にＦｅからなり、不可避不純物元素等の少量の成分元素を含むことを妨げない。
【００２１】
本発明の製造方法では、上述した製造条件以外は特別な制約はなく、したがって、通常の製造条件を採用して構わない。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た後、スラブに鋳造し、このスラブを上述した条件で熱間圧延する。この際、熱延仕上温度、巻取温度は特に規定する必要はなく、通常の条件でよい。また、熱間圧延後の熱延板焼鈍は行ってもよいが必須ではない。次いで、一回の冷間圧延若しくは中間焼鈍をはさんだ２回以上の冷間圧延により所定の板厚とした後、仕上焼鈍を行う。
【００２２】
【実施例】
転炉吹錬および脱ガス処理を経て表１〜表３に示す組成の鋼を溶製し、これをスラブに鋳造した。このスラブを所定の温度に加熱した後、粗圧延を行い、この粗圧延材を加熱処理した後若しくは加熱処理することなく板厚２．０ｍｍまで仕上圧延した。次いで、この熱延板を酸洗した後、８３０℃×３時間の熱延板焼鈍を行い、引き続き板厚０．５ｍｍまで冷間圧延した後、仕上焼鈍（各焼鈍温度×１分間）を行った。これらの具体的な製造条件を表１〜表３に併せて示す。なお、熱延板焼鈍の焼鈍雰囲気は７５％Ｈ2−２５％Ｎ2、仕上焼鈍の焼鈍雰囲気は１０％Ｈ2−９０％Ｎ2とした。
【００２３】
このようにして得られた各鋼板の磁気特性を２５ｃｍエプスタイン試験片を用いて測定した。その結果を表４〜表６に示す。これによれば、本発明例においては仕上焼鈍後の鉄損の非常に低い鋼板が得られていることが判る。
【００２４】
【表１】
0004337147.tif 000002
【００２５】
【表２】
0004337147.tif 000003
【００２６】
【表３】
0004337147.tif 000004
【００２７】
【表４】
0004337147.tif 000005
【００２８】
【表５】
0004337147.tif 000006
【００２９】
【表６】
0004337147.tif 000007
【００３０】
【発明の効果】
以上述べたように本発明法によれば、仕上焼鈍後の鉄損が効果的に低減した鋼板を安定して製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】粗圧延後に加熱処理を施した材料と加熱処理を施さない材料について、スラブ加熱温度と仕上焼鈍後の鉄損との関係を示すグラフ
【図２】スラブを低温加熱した材料について、粗圧延後の加熱処理による昇温量と仕上焼鈍後の鉄損との関係を示すグラフ
【図３】スラブを低温加熱し且つ粗圧延後に加熱処理を行った材料について、粗圧延の圧下率と仕上焼鈍後の鉄損との関係を示すグラフ
【図１】
0004337147.tif 000008
【図２】
0004337147.tif 000009
【図３】
0004337147.tif 000010