(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
連続鋳造法あるいは鋳造−造塊法によって製造された質量比でSi： 1.5〜5.0 ％、Al：0.10〜 2.5％、Ｓ：20ppm 以下を含む鋼スラブを、加熱後、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施した後、１回あるいは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延により、所定の板厚とした後、最終焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造工程において、鋳造後の鋳片温度が1000℃から 900℃の範囲における鋳片冷却速度を15℃／分以上とし、次いでスラブとなし、さらに、スラブ加熱時のスラブ温度が1000℃から1050℃までを30分以内で、かつ1050℃からTe℃（Te℃：スラブ抽出温度、1200℃以下）までを20分以内で昇温することを特徴とする無方向性珪素鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は鋳造後の鋳片冷却速度、ならびにスラブ加熱温度履歴を制御することを特徴とした磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
無方向性電磁鋼板は、主に回転機や変圧器の鉄心等に使用される。これらのエネルギー効率を高めるためには、無方向性電磁鋼板の磁束密度を高め、鉄損値を下げる必要がある。
まず、鉄損低減の従来技術について述べる。
【０００３】
鉄損低減の方法としては、SiおよびAlの添加量を増やし、比抵抗を高める方法が知られている。しかしながら、現在の鉄損レベルをなお一層向上させるため、Si、Alを現在以上に添加することは、冷延性の面より問題がある。また、Si、Al添加量の増加は材料の価格が高くなるなどの不利も生じる。
その他の鉄損改善手段としては、冷間圧延工程の条件を改善し、集合組織を改善して鉄損を低減する方法がある。特公昭56−22931 号公報などにその技術が開示されているが、これらの集合組織改善手段は、添加Si量および製造方法にあった最適条件がすでに発明されており、圧延−焼鈍条件の最適化による集合組織の改善の余地は小さい。
【０００４】
また鋼中の不純物元素量を低減することにより、介在物、析出物個数を低減し鉄損を低減する方法がある。鋼中の不純物元素量低減に関しては特開昭59−74258 号公報にその技術が開示されている。この不純物元素量低減は鉄損低減に効果的であるが、高純度化は製銑、製鋼技術に依存するものであり、現在の製銑、製鋼技術ではほぼ極限の高純度まで達しているので、より一層の鉄損低減に関しては、製銑、製鋼技術の進歩を待たねばならない。介在物および析出物個数の低減に関しては、特開昭59−74256 号公報、特開昭60−152628号公報、特開平３−104844号公報に介在物個数を減少させて低鉄損化を達成する技術が開示されている。しかし、これらの技術は鋼中の介在物および析出物個数を低減させるものではあるが、結局のところ先程と同様に高純度化技術に依存しており、一層の鉄損低減は製銑、製鋼技術の進歩を待たねばならない。
【０００５】
また、鋼中の不純物を製鋼後の工程により無害化する方法がある。スラブの加熱方法に関しては特公昭50−35885 号公報にスラブ加熱を1200℃以下で行い AlNを粗大析出させる方法、特開昭54−4129号公報に高温スラブを 800℃から1050℃に40分以上保持したあと 900℃から1100℃の温度に再加熱し AlNを充分に析出凝集させる方法が開示されている。
【０００６】
つぎに、磁束密度向上の従来技術について述べる。
磁束密度向上の従来技術としては、鉄損低減と同様、圧延−焼鈍条件を改善して集合組織を改善する方法がある。特公昭56−22931 号公報などにその技術が開示されているが、これらの集合組織改善手段は、添加Si量および製造方法にあった集合組織の最適条件がすでに発明されており、圧延−焼鈍条件の最適化による集合組織の改善の余地は小さい。
【０００７】
その他、磁束密度向上の手段としては、Sb、Sn、Geを添加する方法が特公昭56−54370 号公報などに開示されている。しかし、これら元素の添加は磁束密度を向上させる一方で、絶縁被膜の密着性を劣化させるなど問題が多い。
近年、電気機器の省エネルギー化とともに小型化が強く望まれるようになった。電気機器の小型化には磁束密度の向上が不可欠であるが、従来技術により製造された電磁鋼板ではそのニーズに応えることができず、鉄損に優れた 1.5〜 5.0％Si鋼での更なる磁束密度向上が必要となってきた。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、以上のような従来技術の状況に鑑みて、鋳片冷却速度とスラブ加熱時間に着目し、磁束密度に悪影響をおよぼす介在物の大きさを制御することにより、さらに磁束密度が高くかつ鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法を提案することを目的とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
さて本発明者らは、上記課題を解決すべく、各種の調査を行った結果、十分に脱硫された無方向性珪素鋼板の磁束密度は、鋳片の冷却速度ならびにスラブ加熱温度履歴の影響を著しく受けることを新規に見いだした。
この発明は、上記の知見に立脚するもので、鋳片冷却速度、ならびにスラブ加熱温度履歴を制御することにより、無方向性電磁鋼板の高磁束密度化を達成したものである。
【００１０】
すなわち、本発明は、連続鋳造法あるいは鋳造−造塊法によって製造された質量比でSi： 1.5〜5.0 ％、Al：0.10〜 2.5％、Ｓ：20ppm 以下を含む鋼スラブを、加熱後、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施した後、１回あるいは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延により、所定の板厚とした後、最終焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造工程において、鋳造後の鋳片温度が1000℃から 900℃の範囲における鋳片冷却速度を15℃／分以上とし、次いでスラブとなし、さらに、スラブ加熱時のスラブ温度が1000℃から1050℃までを30分以内で、かつ1050℃からTe℃（Te℃：スラブ抽出温度、1200℃以下）までを20分以内で昇温することを特徴とする無方向性珪素鋼板の製造方法である。
【００１１】
ここで鋳片温度とは鋳片厚さ方向の平均温度であり、鋳片冷却速度とは鋳片温度の単位時間当たりの変化量をさす。また、スラブの温度とはスラブ厚さ方向の平均温度をさす。鋳片温度とスラブ温度の測定は、「鉄と鋼」vol 79（1993）Ｔ153 に示されている電磁超音波を使用する方法など公知の技術で行うことができる。
【００１２】
以下、本発明を具体的に説明する。
【００１３】
【作用】
本発明は上述の条件を要件とするものであるが、かかる本発明をなすに至った知見について説明する。
本発明者らは、従来までの知見より一層詳しく、無方向性電磁鋼板の磁束密度に及ぼす、鋳片冷却速度、スラブ加熱条件について、研究、検討を行った。
【００１４】
鋳片冷却速度とスラブ加熱条件が製品板の磁束密度に及ぼす影響を、質量比でSi： 3.2％、Al： 0.3％、Ｓ：８ppm 、Ｎ：22ppm を含む溶鋼を連続鋳造し、スラブ加熱後、熱間圧延し、1000℃60秒の熱延板焼鈍を施した後、冷延し板厚0.5mm とし、 850℃にて20秒の最終焼鈍を施したものについて調査した。
まず、従来法での鋳片冷却速度（1000℃〜 900℃平均冷却速度：10℃／min ）における、スラブ加熱時間と磁気特性との関係を図１に示す。ここでスラブ加熱は1000℃〜1050℃の間を10〜25分で昇温した。また、スラブ加熱時間とはスラブ温度が1050℃を超えてからスラブ抽出するまでの時間である。スラブ加熱温度が高くなり過ぎるとスラブ加熱温度、時間にかかわらず鉄損は劣化した。これは、従来より知られた現象であり、スラブ加熱時 AlNが溶解し、熱延時に微細析出したためと考えられる。また、スラブ加熱温度が低いとき、鉄損は比較的良好なものを得ることができるが、磁束密度は近年の高磁束密度化の要求に応えることのできる値ではなかった。
【００１５】
次に、鋳片冷却速度を速くした場合（1000℃〜 900℃平均冷却速度：25℃／min ）について、スラブ加熱時間と磁気特性の関係を図２に示す。スラブ加熱温度が高くなり過ぎるとスラブ加熱温度、時間にかかわらず鉄損は劣化した。一方、スラブ加熱温度が低いとき、良好な鉄損とともに、とくにスラブ加熱時間の短いときに優れた磁束密度を得ることができた。
【００１６】
このように、鋳片冷却速度とスラブ加熱時間が磁束密度に大きな影響を及ぼすという新規な知見を得た。
表１に種々の鋳片冷却条件、スラブ加熱条件における 3.2％Si鋼の製品板における、介在物調査結果を示す。測定は鋼板の板厚方向の断面について走査型電子顕微鏡により観察し、１mm2 あたりの４μｍ以上の介在物数を測定した。鋳片冷却速度が遅いとき、スラブ加熱時間にかかわらず４μｍ以上の介在物が非常に多く、これらは分析の結果 AlNであることが判明した。また、鋳片冷却温度が速い場合でも、スラブ加熱時間が長くなると同様に４μｍ以上の AlNが増加した。４μｍ以上の介在物は再結晶の過程で好ましくない方位の結晶粒を発生させると考えられ、鋳片冷却速度を速く、スラブ加熱温度を短くすることにより、４μｍ以上の粗大な介在物が減少したため、高い磁束密度を得ることができたものと考えられる。
【００１７】
スラブ加熱時間が長くなるとともに、粗大な AlNが増加することから、このような４μｍ以上の粗大な AlNは、スラブ加熱時のオストワルド成長（析出物粗大化）により生成したものと推定される。また、鋳片冷却速度が遅いとき、スラブ加熱温度、時間にかかわらず、粗大な AlNが生成した理由としては、鋳片冷却中に AlNの一部が粗大に析出し、スラブ加熱時にそれらを核にさらにオストワルド成長したためと考えられる。
【００１８】
本発明は以上のような知見に基づき、鋳片冷却速度を速くし、かつスラブ加熱を短時間で行うことにより、鉄損のみならず、磁束密度にも優れた無方向性電磁鋼板を製造できるようにしたものである。
【００１９】
【表１】
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【００２０】
以下に、この発明において、鋳片冷却条件やスラブ加熱条件を上述のように限定した理由について説明する。
まず、この発明において鋳造後の鋳片温度が1000℃から 900℃までの鋳片冷却速度を15℃／分以上に限定した理由は、鋳片冷却速度が15℃／分を越えると冷却中にＮの一部が AlNとして粗大に析出し、スラブ加熱によって、磁束密度に好ましくない大きさにまでオストワルド成長し、磁束密度劣化の原因となるからである。鋳片冷却速度を15℃／分以上とするため、1000℃から 900℃となる範囲において、鋳片に水やミストを吹き付けることが望ましい。
【００２１】
従来スラブ加熱は AlNを粗大化させるため、 AlNが溶解しない1200℃以下で、長時間加熱するのが望ましいとされてきたが、本発明ではスラブ加熱時間を1000℃から1050℃までを30分以内に、1050℃からスラブ抽出温度（Te）までを20分以内に限定した。その理由は、先に述べたように、長時間スラブ加熱による AlNの過度の粗大化は磁束密度に悪影響を及ぼすことが判明したためである。また、熱延時の微細 AlN析出にともなう鉄損劣化抑制のため、スラブ抽出時の温度は1200℃以下とした。
【００２２】
以下に本発明を適用した電磁鋼板の製造方法を順に説明する。
まず、この発明の適用に好適な電磁鋼板の成分組成は質量比で以下の通りである。
Si： 1.5〜5.0 ％
Siは、固有抵抗を高めることによって鉄損を低減する有用元素であるので、低鉄損化のために下限は 1.5％とし、また 5.0％を越えると冷延性が阻害されるので、上限は 5.0％とした。
【００２３】
Al：0.10〜2.5 ％
Alは鋼の脱酸に有効であると同時に、Siと同様、固有抵抗を高めて、低鉄損化に有効な成分である。0.10％未満では、非常に微細な AlNが多数生成し、鉄損が著しく劣化する。一方 2.5％超では冷延性の劣化を招くので0.10〜 2.5％に限定した。
【００２４】
Ｓ：20ppm 以下
Ｓを20ppm 以下に限定した理由は、 AlNはMnS を析出核として析出しやすいためである。すなわち、鋳片冷却、スラブ加熱時の AlNの粗大析出を抑制するため、析出核となる MnSはできるだけ減少させることが必要であり、Ｓを20ppm 以下とした。
【００２５】
Mn：
Mnは本発明において特に限定されるものではないが、微細なMnS 生成を抑制するために、0.1 ％以上添加されることが望ましい。
Ｃ：
Ｃは本発明において特に限定されるものではないが、0.006 ％以上含まれると炭化物析出による磁気時効を生じ、鉄損が劣化するので0.006 ％未満とすることが望ましい。
【００２６】
Ｐ：
Ｐは本発明において特に限定されるものではないが、 0.2％以上含まれると冷延性が著しく劣化するので 0.2％未満とすることが望ましい。
Ｎ：
Ｎは現在の製鋼技術においても不可避的に10ppm 以上含まれる。本発明はこの不可避的に含まれるＮを、無害化する技術であり、その量は本発明において特に限定されるものではないが、60ppm 以上となると多量の窒化物が生成し、磁気特性に好ましくないので60ppm 未満とすることが望ましい。
【００２７】
Ｏ：
Ｏは本発明において特に限定されるものではないが、50ppm 以上含まれると磁気特性に好ましくないので、50ppm 未満とすることが望ましい。
その他、Sb、Sn、CuおよびNiなどを磁気特性、機械的特性改善のために添加することもできる。
【００２８】
つぎに、上記の成分に調整された溶鋼を連続鋳造法あるいは造塊法により鋳造するが、このとき、上述した理由で鋳片冷却速度は15℃／分以上とする。この際、鋳片をミストなどで冷却することにより、15℃／分以上の冷却速度を得ることができる。さらにスラブ加熱温度においては AlNの過度の粗大化を抑制するため、1200℃を越えることなく、短時間で行う。上述したように、スラブ加熱時間を1000℃から1050℃までを30分以内に、1050℃からスラブ抽出温度までを20分以内、スラブ抽出温度を1200℃以下とする。
【００２９】
冷間圧延工程は、１回の冷間圧延により製品厚みとするもの、中間焼鈍をはさんで、２回の冷間圧延により製品厚みとするもの、あるいは、熱延板を焼鈍し、ついで１回の冷間圧延により、製品厚みとするもののいずれでもよい。熱延板焼鈍は連続焼鈍による短時間焼鈍（たとえば、 950℃×30秒）、バッチ焼鈍による長時間焼鈍（例えば、 850℃×８時間）など公知の方法いずれもが適用し得る。
【００３０】
冷延後、冷延板は最終仕上げ焼鈍を経て、製品とするものである。最終仕上げ焼鈍後、公知の方法によって、鋼板表面に絶縁被膜を被成してもよい。
【００３１】
【実施例】
（実施例１）
転炉で吹錬した溶鋼を脱ガス処理し、ついで、質量比で、Si： 2.5％、Al： 0.5％、Mn： 0.5％、Ｓ：10ppm を目標にして合金成分を調整した溶鋼を連続鋳造した。その際、ミスト冷却量を制御することにより、1000〜 900℃における鋳片冷却速度を５〜30℃／min とした。つづいて、スラブ加熱を表２に示すような条件で行い、熱間圧延し、2.0mm の熱延板とした。熱延板は、 950℃×30秒の連続焼鈍の後、酸洗、冷間圧延を施した。その後、 880℃×15秒の仕上げ焼鈍を行い、半有機質の絶縁被膜を被成し、製品とした。製品板を25cmエプスタイン法により磁気測定を行った。結果を表２にまとめて示す。
【００３２】
表２からも明らかなように、本発明範囲で製造した場合、従来法と比較して磁束密度に優れた、無方向性電磁鋼板が得られることがわかる。
【００３３】
【表２】
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【００３４】
（実施例２）
転炉で吹錬した溶鋼を脱ガス処理し、ついで、質量比でSi： 3.5％、Al： 1.0％、Mn： 0.2％、Ｓ：５ppm を目標にして合金成分を調整した溶鋼を連続鋳造した。その際、ミスト冷却量を制御することにより、1000〜 900℃における鋳片冷却速度を５〜30℃／min とした。つづいて、スラブ加熱を表３に示すような条件で行い、熱間圧延し、2.5mm の熱延板とした。熱延板は、1000℃×30秒の連続焼鈍の後、酸洗、冷延圧延を施した。その後、 850℃×20秒の仕上げ焼鈍を行い、有機質の絶縁被膜を被成し、製品とした。製品板を25cmエプスタイン法により磁気測定を行った。結果を表３にまとめて示す。
【００３５】
表３からも明らかなように、本発明範囲で製造した場合、従来法に比べ磁束密度に優れた、無方向性電磁鋼板が得られることがわかる。
【００３６】
【表３】
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【００３７】
【発明の効果】
かくしてこの発明に従い、鋳造後の鋳片冷却速度とスラブ加熱条件を制御することにより、従来よりさらに磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】スラブ加熱時間が鉄損ならびに磁束密度に及ぼす影響を示すグラフ。
【図２】スラブ加熱時間が鉄損ならびに磁束密度に及ぼす影響を示すグラフ。
【図１】
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【図２】
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