JP2004084034A

JP2004084034A - Method for producing bi-directional magnetic steel sheet

Info

Publication number: JP2004084034A
Application number: JP2002249154A
Authority: JP
Inventors: Naoyuki Sano; 佐野　直幸; Toshiro Tomita; 富田　俊郎; Shigeo Kaminotani; 上野谷　繁雄
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-08-28
Filing date: 2002-08-28
Publication date: 2004-03-18

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a magnetic steel sheet which has excellent bi-directional magnetic characteristic of the rolled direction and the direction orthogonal to the above direction in the parallel to the sheet surface at ä100} face of bcc lattice. <P>SOLUTION: In a method for producing the di-directional magnetic steel sheet, with which the steel containing by mass% of 0.02-0.2% C, 2.4-4.0% Si and 0.2-2.0% Mn, is hot rolled and successively, a cold-rolling and an intermediate annealing on the way of both processes, are performed and thereafter, a finish annealing is performed by holding separating agent for annealing between the steel sheets, The intermediate annealing is performed by heating at (α+γ)-two phase range of ≥ 750°C and in the cooling process, the passing-through time in the temperature range of 500-300°C, is set to ≥100 sec. As the other way, in this producing method, the above intermediate annealing is heated to the (α+γ)-two phase range of ≥750°C and thereafter, cooled at just above A<SB>1</SB>point and isothermally held for ≥100 sec at a specific temperature of 500-300°C. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、磁気特性に優れた二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】
従来から、電動機、発電機、変圧器などの磁心材料には珪素含有率の高い珪素鋼板が用いられ、電磁鋼板とも呼ばれている。この電磁鋼板に要求される磁気特性は、交流磁界中で磁気エネルギー損失が少ないこと、および磁束密度が高いことである。これらの特性を実現するには電気抵抗を高め、かつ磁化容易方向であるｂｃｃ格子の＜００１＞軸が使用磁界方向に集積するような集合組織を形成することが有効である。
【０００３】
図１は、電磁鋼板の集合組織を模式的に説明する図である。図１（ａ）はｂｃｃ格子の｛１１０｝面が板面に平行で、＜００１＞軸が圧延方向のみに集積した組織であり、同図（ｂ）は｛１００｝面が板面に平行で、＜００１＞軸が板面内に特定の方向性を持たずに存存する組織であり、さらに、同図（ｃ）は｛１００｝面が板面に平行で、＜００１＞軸が板面内の圧延方向と幅方向に集積した組織である。
【０００４】
上記図１（ａ）に示す集合組織は、巻き鉄心を用いる変圧器の鉄心のように、圧延方向のみに磁束が流れる用途に適する。通常、この集合組織を持つ電磁鋼板は、一方向性電磁鋼板と呼ばれる。次に、図１（ｂ）に示す集合組織は、回転機等の鉄心のように板面内の様々な方向に磁束が流れる用途に好適である。さらに、図１（ｃ）に示す集合組織は、巻き鉄心を用いたトランスに加え、積み鉄心を用いたトランスの鉄心のように圧延方向と板幅方向の互いに直交する二方向に磁束が流れる用途にも好適である。図１（ｃ）に示す集合組織を持つ電磁鋼板は、二方向性電磁鋼板と呼ばれる。
【０００５】
本発明者らは、上記二方向性電磁鋼板およびその効率的な製造方法に関する研究を進め、これまでに次のような技術を開示している。
【０００６】
まず、特開平７−１７３５４２号公報では、｛１００｝面が鋼板表面に平行な集合組織を有する磁気特性の優れた珪素鋼板の製造方法を開示している。すなわち、質量％でＣ：１％以下、Ｓｉ：０．２〜６．５％、Ｍｎ：０．０５〜５．０％を含有した冷間圧延鋼板を、タイトコイル状態または積層状態にして最終焼鈍する際に、焼鈍分離材として脱炭を促進する物質、または脱炭を促進する物質と脱Ｍｎを促進する物質の両方を用いて焼鈍する方法（以下、「ＭＲＤ法」［Ｍａｎｇａｎｅｓｅ　Ｒｅｍｏｖａｌ　Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ　Ｐｒｏｃｅｓｓ］という）に関するものである。
【０００７】
このＭＲＤ法の特徴は、最終焼鈍時の脱炭過程においてオーステナイト（γ）がフェライト（α）に変態する（γ→α変態）際に、表面エネルギー的に安定な｛１００｝面を有する再結晶粒を鋼板表層部に生成させ、その後脱炭を進行させて該再結晶粒を選択的に成長させることにより、｛１００｝面集合組織を有する鋼板を得るものである。これは、鋼中のＭｎが焼鈍中に鋼板表面から昇華する過程で、鋼板表層でのγ→α変態を促進するため、板面に平行な｛１００｝面の集合組織の発達が表層部で促進されることによる。
【０００８】
さらに、国際特許公開ＷＯ９８／２０１７９号公報では、上記ＭＲＤ法による製造に関し、最終焼鈍に供される鋼板に予め冷間圧延の途中で中間的な焼鈍（以下、単に「中間焼鈍」という）を挟む複数回の冷間圧延を施すことによって、板面内の＜００１＞軸が圧延方向と幅方向に配向するようになることを開示している。そして、この中間焼鈍において、加熱昇温の過程で６００℃から７５０℃までの温度域の通過時間を２分以下とすることが効果的であることも示している。
【０００９】
また、特開２００１−９８３３０号公報では、冷間圧延の途中で７５０℃以上の（α＋γ）二相域に加熱し、その冷却過程においてＡ_１点直上からパーライト変態ノーズが生じる温度までの間を２分以内で冷却する中間焼鈍を少なくとも１回施せば、ＭＲＤ法において最終的な集積度の高い集合組織が安定して形成されることを開示している。これは、例えば、この温度範囲を実質的に一定な冷却速度で冷却する場合であれば、冷却速度が２℃／秒以上となる冷却方法である。
【００１０】
このような冷却条件の湯合には、フェライト粒界に析出する炭素が濃化した第二相の構成比率が、その３０％以上が非パーライト粒子、すなわち、マルテンサイトや残留オーステナイトとなることから、最終製品の磁気特性にとって望ましいとされている。また、同公報では、冷間圧延中の鋼板板厚と圧延機ワークロールの直径との比が大きく、１パスあたりの圧下率が２５％を超えないようにし、ワークロールと鋼板とに油潤滑を行いながら冷間圧延することが、磁気特性に優れた二方向性電磁鋼板を製造するのに有効であることも示している。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
前述のＭＲＤ法による電磁鋼板の製造方法によって、ｂｃｃ格子の｛１００｝面を板面と平行とし、板面内の圧延方向と幅方向に＜００１＞軸が集積した集合組織を発達させることができるが、必ずしも十分な集積度の集合組織を安定して得ることができず、磁気特性が十分な二方向性電磁鋼板が製造できない場合がある。
【００１２】
電磁鋼板の製造過程において、このような、いわば不良品が発生することは製品の歩留まりを低下させて、製造コストの高騰を招くのみならず、製品の安定供給をも阻害することになる。このため、十分な集積度を有する集合組織が再現性よく、安定的に得られるようにすることは極めて重要になる。しかしながら、前記の特許公開公報や国際特許公開に記載された技術では、これらの問題の解決方法は明らかにはされていない。
【００１３】
本発明の目的は、これらの問題点を解決して、板面と平行な｛１００｝面と、圧延方向と幅方向に＜００１＞軸とが集積した集合組織が安定した、磁気特性に優れた二方向性電磁鋼板の製造方法を提供することにある。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、前記の課題を解決するため、さらに検討を重ねた結果、主として冷間圧延の途中工程で行う中間焼鈍を最適にすることにより、最終製品の磁気特性が良好で、かつ安定して得られることを知見した。
【００１５】
従来の中間焼鈍では（α＋γ）二相域に加熱後、所定の冷却速度よりも大きい冷却速度で室温まで、またはパーライト変態のノーズ温度まで冷却するのが望ましいとされている。しかしながら、本発明者らの検討結果によれば、その冷却過程の５００〜３００℃の温度範囲において、特定温度で等温保持、またはこの温度範囲を緩冷却してから、室温へ冷却すると、最終製品の磁気特性がさらに向上することが明らかになった。
【００１６】
本発明が規定する化学組成を有する鋼は、室温における平衡相がフェライト（α）とセメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）である。この鋼から通常の熱間圧延を経て冷間圧延された鋼板は、圧延方向に展伸して押しつぶされたフェライト粒とセメンタイトからなるバンド状の組織を呈し、セメンタイトは主としてパーライトの形態で観察される。
【００１７】
この状態の鋼板を（α＋γ）二相域に加熱して焼鈍すると、セメンタイトが分解して（α＋γ）二相状態となる。これを室温まで冷却するとγ相が変態するが、その際の生成物は冷却条件によって異なる。冷却速度が大きいとマルテンサイトが生じ、冷却速度が小さく平衡状態が実現し易ければ、セメンタイトが生成してパーライトが生じる。冷却速度がその中間の場合には、ベイナイトが生成する。
【００１８】
Ｓｉを含んだ鋼では、α相が生成する際に排出される炭素がセメンタイトとして析出しにくくなるので、セメンタイトの生成が困難になる。この炭素はγ相に濃化されていく。通常、γ相の安定性は炭素濃度の増大とともに増すので、安定化されたγ相は冷却中にγ→α＋Ｆｅ_３Ｃ変態、またはマルテンサイト変態せずに、そのまま、残留オーステナイトとなって、室温まで持ちきたされることがある。
【００１９】
また、適当な冷却速度でパーライト変態のノーズ温度以下、かつＭｓ点以上の温度まで冷却して準安定オーステナイトとし、その温度で保持してベイナイト変態させる恒温変態処理（オーステンパー）をしても、室温で残留γを得ることができる（津崎兼彰、牧正志、熱処理、３２巻２号、ｐｐ７０−７５．）
この残留γは室温では準安定であるので、Ｍｓ点以下の温度に冷却すればマルテンサイトに変態し、炭素が拡散できるような温度に加熱すれば、フェライトとセメンタイトに分解する。さらに、残留γで特徴的なことは、Ｍｓ点以上で、かつ炭素が拡散できないような温度においても、加工を加えるとマルテンサイトへ変態することであり、加工誘起マルテンサイトとして知られている。
【００２０】
そこで、本発明者らは、残留γが生成するような中間焼鈍を行った鋼板において、中間焼鈍によって形成される結晶組織がその後の冷間圧延における冷延集合組織に影響を及ぼすことを次のように推察し、その作用に着目した。
【００２１】
すなわち、パーライトはマルテンサイトに比較すると軟質であるために容易に変形し、加工ひずみの集中が緩和される。これに対して、マルテンサイトは基地であるフェライトよりも著しく硬質であり、ここにひずみが集中して、冷間圧延中の変形モードや蓄積ひずみエネルギーが変化して、最終焼鈍における再結晶集合組織の発達に好影響を与えるものと推測される。残留γそのものは基地のフェライトよりも軟質であるが、加工誘起変態を起こしてマルテンサイトに変態するので、はじめからマルテンサイトである粒子と同様の効果を奏するものと推察できる。
【００２２】
フェライト粒界にマルテンサイト粒子が生成する場合には、冷却速度のみでマルテンサイト粒子のサイズを制御することはできない。これは、Ｍｓ点は一定であるため、過冷によってマルテンサイトの核生成頻度を高めるということができないからである。
【００２３】
一方、残留γの加工誘起マルテンサイト変態を利用すれば、冷間圧延中に残留γの変形、分断が起こりながらマルテンサイト粒子が生成するので、マルテンサイト粒子は微細化される。このことは、加工ひずみの集中形態や、さらには変形モードの変化となって、最終焼鈍における再結晶集合組織の発達により、磁気特性に好影響を与えるものと考えられる。
【００２４】
さらに、最終焼鈍の直前の冷延鋼板において、パーライト粒子を多く含む場合と、マルテンサイト（加工誘起マルテンサイトを含む）粒子を多く含む場合とでは、最終焼鈍における回復、一次再結晶の過程に及ぼす効果が異なる。例えば、マルテンサイト粒子を多く含む場合では、回復と一次再結晶と併行してマルテンサイトの焼き戻しが起こるからであり、焼き戻し過程で生成する微細なセメンタイト粒子の析出が再結晶核の生成およびその成長に影響を及ぼすことが予測される。
【００２５】
本発明は、上述した新たな知見を基にして完成されたものであり、その要旨は、下記（１）および（２）の二方向性電磁鋼板の製造方法を要旨としている。
（１）　質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：２．４〜４．０％およびＭｎ：０．２〜２．０％を含む鋼を熱間圧延し、次いで冷間圧延およびその途中工程で中間焼鈍を行った後、焼鈍分離材を鋼板間に介在させて最終焼鈍を行う二方向性電磁鋼板の製造方法であって、上記中間焼鈍は７５０℃以上の（α＋γ）二相域に加熱して行い、冷却過程で５００〜３００℃の温度範囲の通過時間を１００秒以上にすることを特徴とする二方向性電磁鋼板の製造方法である。
（２）　質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：２．４〜４．０％およびＭｎ：０．２〜２．０％を含む鋼を熱間圧延し、次いで冷間圧延およびその途中工程で中間焼鈍を行った後、焼鈍分離材を鋼板間に介在させて最終焼鈍を行う二方向性電磁鋼板の製造方法であって、上記中間焼鈍は７５０℃以上の（α＋γ）二相域に加熱した後、Ａ_ｌ点直上から冷却し、５００〜３００℃の範囲内の特定温度で１００秒以上等温保持することを特徴とする二方向性電磁鋼板の製造方法である。
【００２６】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の実施の形態を詳細に説明する。なお、以下に述べる％表示は質量％を示す。
１．鋼の化学組成
Ｃ：０．０２〜０．２％
Ｃは、最終焼鈍時に脱炭に伴う（α＋γ）二相からのα相への変態を利用した集合組織の制御を行うため、熱間圧延に供する鋼（以下、単に「素材鋼」とも記す）のＣ含有量を０．０２％以上とする。Ｃ含有量が０．０２％未満では、最終焼鈍で脱炭する前からすべてα単相となっている場合があり、変態を活用した集合組織の形成ができない。Ｃ含有量が０．２％を超えると、脱炭に長時間を要するうえ、圧延加工が困難になるので、素材鋼のＣ含有量は０．２％以下とする。Ｃは、電磁鋼板の磁気特性を劣化させるので、最終製品中では少ないほどよく、多くても０．００５％以下とするのが望ましい。
【００２７】
Ｓｉ：２．４〜４．０％
Ｓｉは電気抵抗を増し、鉄損の一部を構成する渦電流損失を低減させる。Ｓｉはフェライト形成元素であり、Ｓｉ含有量が増すと脱炭によるα相出現の温度を高くする効果がある。本発明の製造方法では、｛１００｝面方位の形成には（α＋γ）域での高温処理が必要である。脱炭時に高温でα単相となるのが望ましいため、素材鋼のＳｉ含有量は２．４％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が４．０％を超えると鋼が脆くなり、変形抵抗が増して圧延が困難になる上、磁束密度も低下する。これらのことから、素材鋼のＳｉ含有量は４．０％以下とする。
【００２８】
Ｍｎ：０．２〜２．０％
Ｍｎは鋼の電気抵抗を増し、鉄損を低減させる効果がある。また、最終焼鈍時に脱炭と同時に脱Ｍｎさせることにより、｛１００｝面方位をより一層効果的に発達させることができる。このような効果を得るために、素材鋼のＭｎ含有量は０．２％以上とする。より安定して優れた磁気特性を得るために、望ましくは０．３％以上とする。
【００２９】
Ｍｎはオーステナイト形成元素であり、２．０％を超えて含有させると脱炭に伴うα＋γ→α変態時に安定化されたγが残留する。残留γは非磁性であり、最終製品の磁気特性を劣化させる。これを避けるために素材鋼のＭｎ含有量は２．０％以下、望ましくは１．５％以下とする。
【００３０】
Ｍｎは最終焼鈍時に脱炭と平行して鋼板から昇華して減少するので、最終製品でのＭｎ量は素材鋼のＣ量に依存し、すなわち、脱炭に要する時間に依存して変化する。電気抵抗および鉄損の観点からは、最終製品において０．１０％以上のＭｎを含有しているのが望ましい。
【００３１】
上記含有成分の以外は、Ｆｅおよび不純物である。不純物は加工性または磁気特性を劣化させるので少ないほうが望ましいが、下記の不純物元素については、次に示す範囲内において本発明の効果を損なわないので、素材鋼に含有されていてもよい。
【００３２】
すなわち、Ａｌ：０．５％以下、Ｗ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、ＮｉおよびＭｏ：それぞれ１％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｓ：０．５％以下、Ｓｂ、ＳｅおよびＡｓ：それぞれ０．０５％以下、Ｂ：０．００５％以下並びにＰ：０．５％以下である。
【００３３】
なお、製鋼後の熱間圧延〜冷間圧延〜中間焼鈍〜冷間圧延の工程では、鋼の化学組成の変化は無視しうる程度に小さいとみなしてよく、本発明の規定する鋼の化学組成は製鋼終了後の鋼材の化学組成と同等であるとしてよい。
２．熱間圧延、冷間圧延および中間焼鈍
熱間圧延：
熱間圧延の素材としては、鋳塊を分塊圧延したスラブ、連続鋳造によるスラブ、または連続鋳造した薄鋳片などいずれでもよい。化学組成が上記の値を満足する鋼材は、７５０〜１０００℃の温度範囲で（α＋γ）二相組織となり、通常の熱間連続圧延の後段では（α＋γ）二相域での圧延となる。化学組成の組み合わせによっては、より高温でも二相状態になる。
【００３４】
熱間圧延での圧延集合組織は、高温のγ相域での圧延では形成され難いが、α相域または（α＋γ）二相域における圧延では顕著に形成される。したがって、化学組成が上記の値を満足する鋼材は、熱間圧延の温度条件は特に設定しなくても、仕上げ圧延過程で圧延による集合組織の形成が可能である。また、熱間圧延後には熱間圧延集合組織を安定化させるなどの目的で、熱延板焼鈍を施してもよい。
【００３５】
冷間圧延：
冷間圧延では、鋼板表層部に過剰なせん断応力が負荷されない状態で圧延するのがよい。そのためには、圧延機のワークロール径と鋼板板厚の比を大きくして圧延するのがよい。１パスあたりの圧下率を小さくすることや、ロールと鋼板の間に潤滑を施すことも、鋼板表層部へのせん断応力成分の導入を低減するのに効果がある。
【００３６】
中間焼鈍：
本発明では、冷間圧延の途中工程で中間焼鈍を行う。中間焼鈍により冷間圧延が容易になるとともに、磁気特性を向上させるのに必須である。最終製品の厚さが薄い場合などでは、中間焼鈍を２回以上行うのがよい。
【００３７】
中間焼鈍の均熱温度は７５０℃以上の（α＋γ）二相域とする。より安定した磁気特性を得るには８５０℃以上にするのが望ましい。鋼が（α＋γ）二相状態であれば温度は高くてもよいが、設備や操業上の限界から１２００℃程度以下とするのが望ましい。
【００３８】
均熱時間は、均熱温度が下限の７５０℃近傍の場合には数〜数十分が望ましいが、９００℃以上の温度域で焼鈍する湯合には１０秒以上が望ましく、３０秒以上がより望ましい。連続焼鈍法などを用いた工業的製造における効率化の観点から、均熱時間は最大５分程度にするのが望ましい。
【００３９】
中間焼鈍後の冷却過程では、Ａ_ｌ点直上から５００〜３００℃の任意の温度まで冷却し、５００〜３００℃の温度範囲の通過時間を１００秒以上にする。例えば、５００〜３００℃の範囲内の特定温度で１００秒以上等温保持してから室温へ冷却してもよいし、または５００〜３００℃の任意の温度まで冷却してから、小さな冷却速度に変更して５００〜３００℃の温度範囲を１００秒以上かけて通過させるような緩冷却処理を行ってもよい。５００〜３００℃の温度範囲を１００秒以上かけて通過させるものであれば、その温度変化のパターンはどのようなものでもよい。
【００４０】
本発明で５００〜３００℃の温度範囲の通過時間を規定しているのは、５００℃を超えると、保持にともなってパーライト変態が進行するので磁気特性の低下が見られ、一方、３００℃未満であると、マルテンサイト変態が実質的に起こってしまうので、残留γによる磁気特性向上効果が得られないからである。また、通過時間および保持時間を１００秒以上にしているのは、後述する実施例で示すように、磁気特性の向上に必要とされる時間である。
【００４１】
Ａ_ｌ点直上から５００〜３００℃の温度範囲までの冷却は、実質的な冷却速度が２℃／秒以上、望ましくは５℃／秒以上になるような冷却時間を確保するのがよい。例えば、Ａ_ｌ点直上から５００℃までの冷却であれば、冷却時間を２分以下とするのがよい。また、５００〜３００℃の温度範囲を１００秒以上かけて通過させた後、室温への冷却速度は特に限定するものではない。
【００４２】
５００〜３００℃の範囲で等温保持を行う場合には、保持時間を保持温度によって変化させるのが望ましい。保持温度が上限の５００℃近傍の場合では、６０秒以上とするのが望ましく、さらに１００秒以上にするのがより望ましい。保持温度が下限の３００℃近傍の場合では、１００秒以上とするのが望ましく、さらに３００秒以上にするのがより望ましい。
【００４３】
工業的製造における効率化の観点から、保持時間は最大１０分程度にするのが望ましい。また、５００〜３００℃の温度範囲を連続的に冷却する場合には、実質的な冷却速度が２℃／秒以下、望ましくは１℃／秒以下になるような時間で冷却するのがよい。
【００４４】
中間焼鈍での雰囲気は、露点を制御した水素雰囲気や窒素やアルゴン等の不活性ガス雰囲気など、非酸化性の雰囲気であれば、常圧または減圧下のいずれでもよい。中間焼鈍は少なくともそのうちの１回を上述の条件で行えばその効果があるが、複数回に亘って中間焼鈍する場合には、全ての中間焼鈍を上述の条件で行うのがさらに望ましい。
３．最終焼鈍
最終焼鈍は、圧延した鋼板と鋼板との間に、脱炭を促進する物質、または脱炭と脱Ｍｎの両方を促進する物質を含む焼鈍分離材を挟んで行う。長尺の鋼帯の場合はコイル状に巻き、また切板状の場合は積層して、１．３×１０^４Ｐａ以下の減圧下、または真空の雰囲気で焼鈍する。
【００４５】
焼鈍分離材は、元来鋼板同士が焼き付くのを防止するためのものであるが、本発明では、脱炭促進材、または脱Ｍｎ促進材としても機能させる。なお、最終焼鈍での再結晶過程を安定化させるなどの目的で、最終焼鈍前の冷間圧延鋼板に急速加熱、急速冷却からなる熱処理を施してもよい。その場合の加熱温度は、７５０℃以上の（α＋γ）二相域とし、その上限を１２００℃程度とするのが望ましい。
【００４６】
脱炭を促進する物質は、ＳｉＯ_２、Ｃｒ_２Ｏ_３、ＴｉＯ_２、ＦｅＯ、Ｖ_２Ｏ_３、Ｖ_２Ｏ_５、ＶＯ等の酸化物がある。これらの酸化物は、単独または２種以上を混合して用いてもよい。これらの酸化物を鋼板表面に接触させ、減圧下で高温にすれば、酸化物が分解して放出された酸素と鋼中の炭素が反応して、一酸化炭素となる等の反応により脱炭が進行する。酸化物が例えばＳｉＯ_２の湯合、１０００℃程度の高温では次式のような反応によって、ＳｉＯ_２が分解して酸素を放出し、この酸素が鋼中の炭素を酸化して（鋼中の炭素を一酸化炭素として）、取り除くものと考えられる。
【００４７】
ＳｉＯ_２　→　ＳｉＯ　＋　Ｏ
Ｏ　＋　Ｃ（鋼板中）　→　ＣＯ（気相）
または、高温ではＳｉＯ_２が鋼中の炭素と直接に反応する次式のような反応によって、脱炭が進行するとも考えられる。
【００４８】
ＳｉＯ_２　＋　２Ｃ　→　［Ｓｉ］（鋼板中へ固溶）　＋　２ＣＯ（気相）
いずれにしても、反応生成物のＣＯは、ガスとして系外に排除され脱炭が促進される。
【００４９】
脱Ｍｎ促進物質は、最終焼鈍中に鋼板から昇華するＭｎを吸収する作用を有し、かつ脱炭反応や鋼板の表面エネルギー状態に悪影響を及ぼさないものを用いる。このような物質にはＴｉＯ_２、Ｔｉ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２、ＺｒＯ_２などがある。これらの物質は、単独または２種以上を混合して用いてもよい。また、脱炭促進物質と脱Ｍｎ促進物質とを混合して用いてもよい。
【００５０】
適切な雰囲気中では鋼板のＭｎは表面から昇華し、鋼板表面近傍にＭｎの欠乏した層（脱Ｍｎ層）が形成される。例えば、脱Ｍｎ促進物質としてＴｉＯ_２を用いる場合、ＴｉＯ_２は鋼板から昇華したＭｎを吸収し、結合して複合酸化物（ＴｉＭｎＯ_２）を形成する。これにより脱Ｍｎが促進される。上記の脱Ｍｎ促進物質のうち、ＳｉＯ_２やＴｉＯ_２には脱炭促進作用もあるので、これら単独でも脱炭と脱Ｍｎの双方を促進することができる。
【００５１】
さらに、必須ではないが、これらの脱炭促進物質や脱Ｍｎ促進物質に加えて、高温で安定な無機物、例えば、Ａ１_２Ｏ_３、ＣａＯ、ＺｒＯ_２、ＭｇＯなどの酸化物、ＳｉＣなどの炭化物、ＢＮなどの窒化物またはホウ化物のうちの１種または２種以上を混合して含有させてもよい。これにより、脱炭促進物質や脱Ｍｎ促進物質の活性度を調節したり、取り扱いを容易にするための固体状、スラリー状またはシート状などへの成形が容易になり、鋼板への接触性が改善されるなどの効果がある。
【００５２】
上記の焼鈍分離材（脱炭促進物質、脱Ｍｎ促進物質）を鋼板間に介在させる方法は限定されるものではなく、例えば、粉末や液体状（スラリー状またはペースト状も含む）にして鋼板に塗布してもよいし、繊維状のもの、または繊維からなるシート状のもの、またはそれら繊維やシートに粉末を混入させたものを用いてもよい。繊維状のものまたは繊維からなるシート状のものに成形しておけば、取り扱いが容易になる上、繊維間に存在する空隙が一酸化炭素やＭｎの除去を促進する効果も期待できるので、好適である。
【００５３】
最終焼鈍での雰囲気は減圧ないしは真空がよく、その圧力は、１．３×１０^４Ｐａ以下が望ましい。これは、雰囲気の圧力が１．３×１０^４Ｐａを超える圧力では、脱炭反応により生じたＣＯが鋼板表面から除去されにくいため、反応の進行が著しく遅延し、その上Ｍｎの昇華も抑制され、脱Ｍｎが生じにくくなるからである。さらに望ましいのは、１．３×１０^３Ｐａ以下である。雰囲気圧力は低いほどよいが、工業的に実施するには自ずから限界があり、下限は、３×１０^−３Ｐａ程度である。
【００５４】
全板厚にわたって脱炭が完了するまで、上述の減圧雰囲気で焼鈍するのがよい。これは鋼板表面近くに生成する酸化物や、酸素の拡散によって生じる内部酸化を抑止し、磁気特性の低下を回避するためである。しかし、焼鈍分離材を用いて減圧下で脱炭させる主たる目的は、鋼板表面に数μｍ以上の｛１００｝＜００１＞方位の再結晶粒の層を生成させるためであるので、こうした再結晶粒の層が生成した後は、水素を含む湿性雰囲気で、より高い圧力、または常圧で脱炭してもよい。
【００５５】
最終焼鈍では（α＋γ）二相域に均熱保持する。この温度領域で鋼板は脱炭に伴う変態によりα単相に変化する。均熱温度の下限は、工業的製造が行える程度の脱炭速度が実現できる８５０℃以上である。均熱温度の上限は、脱炭してα単相となる限りにおいていくら高温でもよいが、１３００℃を超える温度は工業的に実現するのが困難であるので、その上限は１３００℃程度となる。最も効果的に｛１００｝＜００１＞方位を形成できる温度は９００〜１２００℃である。なお、鋼板表面に｛１００｝＜００１＞方位の再結晶粒層が形成した後は、脱炭が進行する温度であれば上記のような高温でなくてもよい。
【００５６】
均熱時間は、３０分〜１００時間の範囲とするのが望ましい。３０分未満では脱炭や脱Ｍｎが不十分で表面の｛１００｝＜００１＞方位の再結晶粒の発達が不十分であり、また鋼板の結晶粒成長も十分ではない。また１００時間を超えると焼鈍効果が飽和し、ときには結晶粒径が大きくなりすぎ、磁気特性劣化の要因となることがある。
【００５７】
脱炭のための最終焼鈍を終えた鋼板の平坦化のための焼鈍、表面のコーティング等については、従来、無方向性電磁鋼板や方向性電磁鋼板にて採用されているものと同等な方法で行っても、何ら差し支えはない。無機質系や有機−無機混合系の絶縁コーティングを適用することができ、さらに焼付け後の冷却時のコーティングの熱収縮により、板面内に等方的な張力を付加すれば、最終製品の磁気特性に好適である。
【００５８】
【実施例】
化学組成が０．０５６％Ｃ−３．０２％Ｓｉ−１．０３％Ｍｎ（質量％、残部Ｆｅおよび不純物）の鋼を真空鋳造し、鋳塊を熱間鍛造して７５ｍｍ厚のスラブとし、１２００℃に加熱後、３．０ｍｍの厚さまで熱間圧延した。次いで、酸洗により表面のスケールを除去した後、途中に中間焼鈍を挟んだ冷間圧延を行った。
【００５９】
まず、熱間圧延で得られた鋼板を０．７５ｍｍの厚さまで冷間圧延（１次冷延）し、中間焼鈍を行ってから、再び０．３５ｍｍの厚さまで冷間圧延（２次冷延）した。中間焼鈍は、長さ約４００ｍｍ、幅１５０ｍｍの切り板を赤外線加熱を用いた連続焼鈍シミュレータで熱処理した。昇温速度は１０℃／秒で、均熱温度の１０５０℃まで昇温し、均熱温度にて３０秒保持後、所定の等温保持する温度または連続冷却を開始する温度まで冷却した。
【００６０】
均熱温度から等温保持する温度または連続冷却を開始する温度までの冷却速度は２６〜３０℃／秒とした。この冷却速度は均熱温度から５００℃までの間の平均の冷却速度である。等温保持の終了後または連続冷却温度範囲の下限温度へ到達してから室温への冷却は、２０〜２５℃／秒の冷却速度で行った。冷却速度の調整は、液体窒素ボンベから取り出した冷たい窒素ガスを鋼板に吹き付けて行った。表１に中間焼鈍条件を示す。
【００６１】
２次冷間圧延で得られた鋼板から、長さ１００ｍｍ、幅３０ｍｍの短冊状の磁化測定用試験片を採取した。この時、試験片の長手方向が圧延方向と平行、または幅方向になるように採取し、この試験片を最終焼鈍に供した。
【００６２】
最終焼鈍の条件は、試験片の間に焼鈍分離材として、４８質量％Ａ１_２Ｏ_３−５１質量％ＳｉＯ_２系の繊維状の脱炭促進物質を４０ｇ／ｍ^２と、脱Ｍｎ促進物質であるＴｉＯ_２粉末を２０ｇ／ｍ^２を使用し、これらを試験片の間に挟んで積層し、３×１０^−２Ｐａの真空中で１℃／分の速度で昇温し、１０７５℃で２４時間保持した。最終焼鈍後の化学分析によれば、Ｃ濃度は全ての試料について０．００２５％以下であった。最終焼鈍後、各試験片の磁気特性として磁束密度Ｂ_１０と鉄損Ｗ_１７／_５０とを単板磁化特性測定装置で測定した。これらの測定結果を表１に示す。
【００６３】
【表１】

【００６４】
図２は、磁束密度Ｂ_１０と中間焼鈍の冷却過程での等温保持温度および保持時間の関係を示す図である。また、図３は、鉄損Ｗ_１７／_５０と中間焼鈍の冷却過程での等温保持温度および保持時間の関係を示す図である。
【００６５】
図２および図３に示す関係によれば、保持温度が５５０℃と高い場合には、保持時間の増大にともなって、パーライト変態が進行するので磁気特性が徐々に低下している。これに対し、保持温度が２５０℃の場合には、マルテンサイト変態が実質的に起こることから、磁気特性は殆ど保持時間の影響を受けず、磁気特性は直接、室温へ急冷した場合とほぼ同等であった。
【００６６】
一方、保持温度が適切な場合でも、保持時間が１００秒に満たない場合には磁気特性の向上効果は認められなかった。しかし、本発明で規定する冷却条件であれば、残留オーステナイトを生成させることで、高い磁束密度と小さな鉄損が得られることによって、優れた磁気特性を得ることができる。
【００６７】
また、表１に試番１４〜１６として連続冷却した場合を示したが、この場合には５００〜３００℃の温度範囲の通過時間が１００秒以上になると、優れた磁気特性を得ることができる。しかし、通過時間が１００秒に満たない場合には、磁気特性の向上効果は得られなかった。
【００６８】
なお、表１中のいずれの試番でも、圧延方向および幅方向のそれぞれの磁気特性はほぼ同一であり、｛１００｝＜００１＞方位が高い集積度で発達した二方向性電磁鋼板が得られていることがわかる。
【００６９】
【発明の効果】
本発明の二方向性電磁鋼板の製造方法によれば、ｂｃｃ格子の｛１００｝面が板面に平行で、圧延方向とそれに直交する方向の二方向の磁気特性に優れた電磁鋼板を安定的かつ工業的に効率よく製造することができ、電気機器の小型化および高効率化に大きく寄与する。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、電磁鋼板の集合組織を模式的に説明する図である。
【図２】磁束密度Ｂ_１０と中間焼鈍の冷却過程での等温保持温度および保持時間の関係を示す図である。
【図３】鉄損Ｗ_１７／_５０と中間焼鈍の冷却過程での等温保持温度および保持時間の関係を示す図である。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for producing a bidirectional electrical steel sheet having excellent magnetic properties.
[0002]
[Prior art]
BACKGROUND ART Conventionally, silicon steel sheets having a high silicon content have been used for magnetic core materials such as electric motors, generators, and transformers, and are also called electromagnetic steel sheets. The magnetic properties required of the magnetic steel sheet are that the magnetic energy loss is small in an alternating magnetic field and the magnetic flux density is high. In order to realize these characteristics, it is effective to increase the electrical resistance and to form a texture in which the <001> axis of the bcc lattice, which is the direction of easy magnetization, is integrated in the direction of the used magnetic field.
[0003]
FIG. 1 is a diagram schematically illustrating the texture of an electromagnetic steel sheet. FIG. 1A shows a structure in which the {110} plane of the bcc lattice is parallel to the plate surface and the <001> axis is accumulated only in the rolling direction, and FIG. 1B shows that the {100} plane is parallel to the plate surface. In this figure, the <001> axis exists in the plane of the plate without specific orientation, and FIG. 3 (c) shows that the {100} plane is parallel to the plane and the <001> axis is the plane. It is a structure accumulated in the rolling direction and the width direction in the plane.
[0004]
The texture shown in FIG. 1A is suitable for applications in which magnetic flux flows only in the rolling direction, such as a core of a transformer using a wound core. Usually, an electrical steel sheet having this texture is called a unidirectional electrical steel sheet. Next, the texture shown in FIG. 1B is suitable for applications in which magnetic flux flows in various directions in the plate surface, such as an iron core of a rotating machine or the like. Further, the texture shown in FIG. 1 (c) is used in a case where a magnetic flux flows in two directions perpendicular to each other in a rolling direction and a sheet width direction like a core of a transformer using a stacked core in addition to a transformer using a wound core. It is also suitable for. The electrical steel sheet having the texture shown in FIG. 1C is called a bidirectional electrical steel sheet.
[0005]
The present inventors have conducted research on the above-described bidirectional electromagnetic steel sheet and an efficient manufacturing method thereof, and have disclosed the following techniques so far.
[0006]
First, Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-173542 discloses a method for manufacturing a silicon steel sheet having a {100} plane parallel to the steel sheet surface and having excellent magnetic properties. That is, a cold rolled steel sheet containing C: 1% or less, Si: 0.2 to 6.5%, and Mn: 0.05 to 5.0% by mass% is converted into a tight coil state or a laminated state, and finally, At the time of annealing, a method of annealing using a substance that promotes decarburization, or both a substance that promotes decarburization and a substance that promotes de-Mn as an annealing separation material (hereinafter referred to as “MRD method” [Manganese Removal Decarburization Process) ]]).
[0007]
The feature of this MRD method is that when austenite (γ) is transformed into ferrite (α) in the decarburization process at the time of final annealing (γ → α transformation), recrystallization having a {100} plane stable in surface energy A steel sheet having a {100} plane texture is obtained by generating grains on the surface layer of the steel sheet and then proceeding decarburization to selectively grow the recrystallized grains. This is because Mn in the steel sublimates from the steel sheet surface during annealing to promote γ → α transformation in the steel sheet surface layer. By being promoted.
[0008]
Furthermore, in International Patent Publication WO98 / 20179, regarding the production by the above-mentioned MRD method, intermediate annealing (hereinafter simply referred to as “intermediate annealing”) is previously sandwiched in the middle of cold rolling on a steel sheet to be subjected to final annealing. It discloses that by performing cold rolling a plurality of times, the <001> axis in the plate surface is oriented in the rolling direction and the width direction. It also shows that it is effective to set the passage time in the temperature range from 600 ° C. to 750 ° C. to 2 minutes or less in the process of heating and raising the temperature in the intermediate annealing.
[0009]
Also, in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2001-98330, during cold rolling, heating is performed to a (α + γ) two-phase region of 750 ° C. or more, and during the cooling process, A ₁ Disclosed that if at least one intermediate annealing is performed within 2 minutes from the point immediately above to a temperature at which a pearlite transformation nose is generated, a texture with a high degree of integration is stably formed in the MRD method. are doing. This is a cooling method in which the cooling rate is 2 ° C./sec or more, for example, when cooling the temperature range at a substantially constant cooling rate.
[0010]
Under the cooling conditions, the composition ratio of the second phase in which the carbon precipitated at the ferrite grain boundaries is concentrated is 30% or more of the non-pearlite particles, that is, martensite or retained austenite. Is desirable for the magnetic properties of the final product. In the same publication, the ratio between the thickness of a steel sheet during cold rolling and the diameter of a work roll of a rolling mill is large, so that the rolling reduction per pass does not exceed 25%, and oil lubrication is applied to the work roll and the steel sheet. It is also shown that cold rolling while performing the process is effective for producing a bidirectional electrical steel sheet having excellent magnetic properties.
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
By the above-described method of manufacturing an electromagnetic steel sheet by the MRD method, it is possible to develop a texture in which the {100} plane of the bcc lattice is parallel to the sheet surface and the <001> axes are accumulated in the rolling direction and the width direction in the sheet surface. Although it is possible, it is not always possible to stably obtain a texture having a sufficient degree of integration, and it may not be possible to manufacture a bidirectional magnetic steel sheet having sufficient magnetic properties.
[0012]
In the manufacturing process of the magnetic steel sheet, the occurrence of such a defective product, as it were, lowers the yield of the product, not only increases the manufacturing cost, but also hinders the stable supply of the product. For this reason, it is extremely important to obtain a texture having a sufficient degree of integration with good reproducibility and stability. However, the techniques described in the above-mentioned patent publications and international patent publications do not disclose solutions to these problems.
[0013]
An object of the present invention is to solve these problems and to achieve a stable texture having a {100} plane parallel to the plate surface and a <001> axis in the rolling and width directions, and excellent magnetic properties. Another object of the present invention is to provide a method for producing a bidirectional magnetic steel sheet.
[0014]
[Means for Solving the Problems]
The present inventors have further studied to solve the above-mentioned problems, and as a result, by optimizing the intermediate annealing mainly performed in the middle of the cold rolling, the magnetic properties of the final product are good and stable. It was found that it can be obtained.
[0015]
In the conventional intermediate annealing, after heating to the (α + γ) two-phase region, it is desirable to cool to room temperature or a nose temperature of pearlite transformation at a cooling rate higher than a predetermined cooling rate. However, according to the study results of the present inventors, in the cooling process in the temperature range of 500 to 300 ° C., the isothermal product is kept at a specific temperature or slowly cooled down to this temperature range, and then cooled to room temperature. It has been found that the magnetic properties of the sample are further improved.
[0016]
The steel having the chemical composition specified by the present invention has an equilibrium phase at room temperature of ferrite (α) and cementite (Fe). ₃ C). The steel sheet cold-rolled from this steel through normal hot rolling exhibits a band-like structure consisting of ferrite grains and cementite that are expanded and crushed in the rolling direction, and cementite is observed mainly in the form of pearlite. You.
[0017]
When the steel sheet in this state is heated to the (α + γ) two-phase region and annealed, cementite is decomposed to be in the (α + γ) two-phase state. When this is cooled to room temperature, the γ phase is transformed, but the product at that time varies depending on the cooling conditions. If the cooling rate is high, martensite is generated, and if the cooling rate is low and an equilibrium state is easily realized, cementite is generated and pearlite is generated. If the cooling rate is intermediate, bainite is formed.
[0018]
In the steel containing Si, carbon discharged when the α phase is generated is difficult to precipitate as cementite, so that it is difficult to generate cementite. This carbon is enriched in the γ phase. Normally, the stability of the γ phase increases with increasing carbon concentration, so that the stabilized γ phase becomes γ → α + Fe during cooling. ₃ Without undergoing C transformation or martensitic transformation, it may be brought to room temperature as retained austenite as it is.
[0019]
Further, even if a constant-temperature transformation process (austempering) is carried out by cooling at a suitable cooling rate to a temperature below the nose temperature of the pearlite transformation and above the Ms point to form metastable austenite, and holding at that temperature to transform bainite. Residual γ can be obtained at room temperature (Kaneaki Tsuzaki, Masashi Maki, heat treatment, Vol. 32, No. 2, pp. 70-75.)
Since this residual γ is metastable at room temperature, it transforms into martensite when cooled to a temperature below the Ms point, and decomposes into ferrite and cementite when heated to a temperature at which carbon can diffuse. Further, what is characteristic of the residual γ is that, even at a temperature higher than the Ms point and at which carbon cannot be diffused, the material transforms into martensite when subjected to processing, and is known as a process-induced martensite.
[0020]
Then, the present inventors, in the steel sheet that has been subjected to intermediate annealing such that residual γ is generated, the following that the crystal structure formed by the intermediate annealing affects the cold-rolled texture in the subsequent cold rolling. As such, we focused on its effects.
[0021]
That is, since pearlite is softer than martensite, it is easily deformed, and the concentration of processing strain is reduced. In contrast, martensite is significantly harder than the base ferrite, where the strain concentrates, the deformation mode and accumulated strain energy change during cold rolling, and the recrystallization texture during final annealing. It is presumed that this has a positive effect on the development of the animal. Although the residual γ itself is softer than the ferrite of the matrix, it undergoes a work-induced transformation and transforms into martensite, so it can be inferred that the same effect as the martensite particles is obtained from the beginning.
[0022]
When martensite particles are generated at ferrite grain boundaries, the size of the martensite particles cannot be controlled only by the cooling rate. This is because, since the Ms point is constant, the nucleation frequency of martensite cannot be increased by supercooling.
[0023]
On the other hand, if the work-induced martensitic transformation of the residual γ is used, the martensite particles are generated while the deformation and division of the residual γ occur during the cold rolling, so that the martensite particles are refined. This is considered to be a change in the concentrated form of the processing strain and further the deformation mode, and it is considered that the development of the recrystallized texture in the final annealing has a favorable effect on the magnetic properties.
[0024]
Furthermore, in the cold rolled steel sheet immediately before final annealing, the case where many pearlite particles are included and the case where many martensite (including work-induced martensite) particles are included affect the recovery and primary recrystallization processes in final annealing. Different effects. For example, in the case of containing a large amount of martensite particles, tempering of martensite occurs in parallel with recovery and primary recrystallization, and precipitation of fine cementite particles generated in the tempering process causes generation of recrystallization nuclei and It is expected to affect its growth.
[0025]
The present invention has been completed on the basis of the above-described new findings, and the gist of the present invention is the following (1) and (2) methods for manufacturing a bidirectional electromagnetic steel sheet.
(1) A steel containing, by mass%, C: 0.02 to 0.2%, Si: 2.4 to 4.0% and Mn: 0.2 to 2.0% is hot-rolled and then cold-rolled. This is a method for producing a bidirectional electrical steel sheet in which intermediate annealing is performed in the inter-rolling and intermediate steps thereof, and then an annealing separator is interposed between the steel sheets to perform final annealing, wherein the intermediate annealing is performed at (α + γ) of 750 ° C. or more. (2) A method for producing a bi-directional electrical steel sheet, characterized in that heating is performed in a two-phase region, and a passage time in a temperature range of 500 to 300 ° C. is set to 100 seconds or more in a cooling process.
(2) A steel containing, by mass%, C: 0.02 to 0.2%, Si: 2.4 to 4.0% and Mn: 0.2 to 2.0% is hot-rolled and then cold-rolled. This is a method for producing a bidirectional electrical steel sheet in which intermediate annealing is performed in the inter-rolling and intermediate steps thereof, and then an annealing separator is interposed between the steel sheets to perform final annealing, wherein the intermediate annealing is performed at (α + γ) of 750 ° C. or more. ) After heating to the two-phase region, A _l A method for producing a bi-directional electrical steel sheet, comprising cooling from just above a point and maintaining the same at a specific temperature in the range of 500 to 300 ° C. for 100 seconds or more.
[0026]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail. The percentages described below indicate mass%.
1. Steel chemical composition
C: 0.02 to 0.2%
C is a steel to be subjected to hot rolling (hereinafter also simply referred to as “material steel”) in order to control the texture using transformation from (α + γ) two phases to α phase accompanying decarburization during final annealing. Is made 0.02% or more. If the C content is less than 0.02%, there may be a case where all the phases are in the α single phase before decarburization in the final annealing, and it is not possible to form a texture utilizing transformation. If the C content exceeds 0.2%, a long time is required for decarburization, and rolling becomes difficult. Therefore, the C content of the raw steel is set to 0.2% or less. C degrades the magnetic properties of the magnetic steel sheet, so it is better to make it less in the final product, and it is desirable to make it at most 0.005% or less.
[0027]
Si: 2.4 to 4.0%
Si increases the electric resistance and reduces the eddy current loss constituting a part of the iron loss. Si is a ferrite-forming element, and has an effect of increasing the temperature at which the α phase appears due to decarburization when the Si content increases. In the manufacturing method of the present invention, high-temperature treatment in the (α + γ) region is necessary for forming the {100} plane orientation. Since it is desirable that a single phase be formed at a high temperature during decarburization, the Si content of the material steel is set to 2.4% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 4.0%, the steel becomes brittle, the deformation resistance increases, rolling becomes difficult, and the magnetic flux density decreases. For these reasons, the Si content of the base steel is set to 4.0% or less.
[0028]
Mn: 0.2-2.0%
Mn has the effect of increasing the electrical resistance of steel and reducing iron loss. In addition, by performing Mn removal simultaneously with decarburization during the final annealing, the {100} plane orientation can be more effectively developed. In order to obtain such an effect, the Mn content of the base steel is set to 0.2% or more. In order to obtain more stable and excellent magnetic properties, the content is desirably 0.3% or more.
[0029]
Mn is an austenite-forming element, and if contained in excess of 2.0%, stabilized γ remains during α + γ → α transformation accompanying decarburization. The residual γ is non-magnetic and degrades the magnetic properties of the final product. To avoid this, the Mn content of the base steel is set to 2.0% or less, preferably 1.5% or less.
[0030]
Since Mn sublimates from the steel plate and decreases in parallel with decarburization during final annealing, the Mn content in the final product depends on the C content of the base steel, that is, changes depending on the time required for decarburization. From the viewpoint of electric resistance and iron loss, it is desirable that the final product contains 0.10% or more of Mn.
[0031]
Other than the above components, they are Fe and impurities. It is desirable that impurities be small in order to deteriorate workability or magnetic properties. However, the following impurity elements may be contained in the base steel because the effects of the present invention are not impaired within the following ranges.
[0032]
That is, Al: 0.5% or less, W, V, Cr, Co, Ni and Mo: 1% or less, respectively: Cu: 0.5% or less, Nb: 0.5% or less, N: 0.05% or less , S: 0.5% or less, Sb, Se and As: 0.05% or less, B: 0.005% or less, and P: 0.5% or less.
[0033]
In the steps of hot rolling, cold rolling, intermediate annealing, and cold rolling after steelmaking, the change in the chemical composition of the steel may be considered to be negligible, and the chemical composition of the steel defined by the present invention may be regarded as small. May be equivalent to the chemical composition of the steel material after steelmaking.
2. Hot rolling, cold rolling and intermediate annealing
Hot rolling:
As a raw material for hot rolling, any of a slab obtained by slab rolling an ingot, a slab obtained by continuous casting, and a thin cast piece obtained by continuous casting may be used. A steel material whose chemical composition satisfies the above values has a (α + γ) two-phase structure in a temperature range of 750 to 1000 ° C., and is rolled in an (α + γ) two-phase region in a subsequent stage of normal hot continuous rolling. Depending on the combination of chemical compositions, it will be in a two-phase state even at higher temperatures.
[0034]
The rolling texture in hot rolling is hardly formed by rolling in a high temperature γ phase region, but is significantly formed in rolling in an α phase region or (α + γ) two phase region. Therefore, a steel material whose chemical composition satisfies the above-described values can form a texture by rolling in the finish rolling process without particularly setting temperature conditions for hot rolling. After the hot rolling, hot rolled sheet annealing may be performed for the purpose of stabilizing the hot rolled texture.
[0035]
Cold rolling:
In cold rolling, it is preferable to perform rolling in a state where excessive shear stress is not applied to the surface layer of the steel sheet. For this purpose, it is preferable to perform rolling by increasing the ratio between the work roll diameter of the rolling mill and the steel plate thickness. Reducing the rolling reduction per pass and lubricating between the roll and the steel sheet are also effective in reducing the introduction of shear stress components into the steel sheet surface layer.
[0036]
Intermediate annealing:
In the present invention, intermediate annealing is performed in an intermediate step of cold rolling. Intermediate annealing facilitates cold rolling and is essential for improving magnetic properties. In the case where the thickness of the final product is small, the intermediate annealing is preferably performed twice or more.
[0037]
The soaking temperature of the intermediate annealing is in the (α + γ) two-phase region of 750 ° C. or more. In order to obtain more stable magnetic characteristics, the temperature is desirably 850 ° C. or higher. If the steel is in the (α + γ) two-phase state, the temperature may be high, but the temperature is desirably about 1200 ° C. or less due to limitations in equipment and operation.
[0038]
The soaking time is preferably several to several tens of minutes when the soaking temperature is in the vicinity of the lower limit of 750 ° C., but is preferably 10 seconds or more, and more preferably 30 seconds or more for melting at a temperature range of 900 ° C. or more. More desirable. From the viewpoint of improving efficiency in industrial production using a continuous annealing method or the like, it is desirable to set the soaking time to a maximum of about 5 minutes.
[0039]
In the cooling process after the intermediate annealing, A _l It is cooled to an arbitrary temperature of 500 to 300 ° C from just above the point, and the passage time in the temperature range of 500 to 300 ° C is set to 100 seconds or more. For example, the temperature may be kept isothermally at a specific temperature in the range of 500 to 300 ° C. for 100 seconds or more and then cooled to room temperature, or cooled to an arbitrary temperature of 500 to 300 ° C. and then changed to a small cooling rate. Then, a gentle cooling process may be performed so as to pass through a temperature range of 500 to 300 ° C. over 100 seconds. Any pattern of temperature change may be used as long as it passes through a temperature range of 500 to 300 ° C. over 100 seconds or more.
[0040]
In the present invention, the passage time in the temperature range of 500 to 300 ° C. is defined. When the temperature exceeds 500 ° C., the pearlite transformation proceeds with the retention, so that the magnetic properties are reduced. In this case, the martensitic transformation substantially occurs, and the effect of improving the magnetic properties due to the residual γ cannot be obtained. Further, the reason why the passing time and the holding time are set to 100 seconds or more is a time required for improving the magnetic characteristics, as will be described in Examples described later.
[0041]
A _l In the cooling from a temperature just above the temperature to a temperature in the range of 500 to 300 ° C., it is preferable to secure a cooling time such that the substantial cooling rate is 2 ° C./sec or more, preferably 5 ° C./sec or more. For example, A _l If cooling from just above the point to 500 ° C., the cooling time is preferably set to 2 minutes or less. After passing through a temperature range of 500 to 300 ° C. for 100 seconds or more, the cooling rate to room temperature is not particularly limited.
[0042]
When performing isothermal holding in the range of 500 to 300 ° C., it is desirable to change the holding time depending on the holding temperature. When the holding temperature is near the upper limit of 500 ° C., the heating time is preferably 60 seconds or more, and more preferably 100 seconds or more. In the case where the holding temperature is near the lower limit of 300 ° C., it is preferable that the holding time be 100 seconds or more, and it is more preferable that the holding temperature be 300 seconds or more.
[0043]
From the viewpoint of increasing the efficiency in industrial production, it is desirable that the holding time be about 10 minutes at the maximum. In the case of continuously cooling in a temperature range of 500 to 300 ° C., it is preferable to perform cooling in such a time that the substantial cooling rate is 2 ° C./sec or less, preferably 1 ° C./sec or less.
[0044]
The atmosphere in the intermediate annealing may be at normal pressure or reduced pressure as long as it is a non-oxidizing atmosphere such as a hydrogen atmosphere with a controlled dew point or an inert gas atmosphere such as nitrogen or argon. The effect of the intermediate annealing is effective if at least one of the intermediate annealings is performed under the above-described conditions. However, if the intermediate annealing is performed a plurality of times, it is more preferable to perform all the intermediate annealings under the above-described conditions.
3. Final annealing
The final annealing is performed by sandwiching an annealing separator containing a substance that promotes decarburization or a substance that promotes both decarburization and Mn removal between the rolled steel sheet and the steel sheet. In the case of a long steel strip, it is wound in a coil shape, and in the case of a cut plate shape, it is laminated to 1.3 × 10 ⁴ Anneal under reduced pressure of Pa or less or in a vacuum atmosphere.
[0045]
Although the annealing separator is originally intended to prevent the steel sheets from seizing each other, in the present invention, it also functions as a decarburization promoting material or a Mn removal promoting material. The cold-rolled steel sheet before the final annealing may be subjected to a heat treatment consisting of rapid heating and rapid cooling for the purpose of stabilizing the recrystallization process in the final annealing. In this case, the heating temperature is preferably in a (α + γ) two-phase region of 750 ° C. or more, and its upper limit is desirably about 1200 ° C.
[0046]
The substance that promotes decarburization is SiO ₂ , Cr ₂ O ₃ , TiO ₂ , FeO, V ₂ O ₃ , V ₂ O ₅ , VO and the like. These oxides may be used alone or in combination of two or more. If these oxides are brought into contact with the surface of the steel sheet and heated to high temperature under reduced pressure, the oxygen released from the decomposition of the oxides reacts with the carbon in the steel to form carbon monoxide. Progresses. The oxide is, for example, SiO ₂ At a high temperature of about 1000 ° C., SiO ₂ Is thought to decompose to release oxygen, which oxidizes the carbon in the steel (the carbon in the steel as carbon monoxide) and removes it.
[0047]
SiO ₂ → SiO + O
O + C (in steel plate) → CO (gas phase)
Or, at high temperatures, ₂ It is considered that decarburization progresses by a reaction as shown in the following formula, which directly reacts with carbon in steel.
[0048]
SiO ₂ + 2C → [Si] (solid solution in steel plate) + 2CO (gas phase)
In any case, the reaction product, CO, is excluded from the system as a gas, and decarburization is promoted.
[0049]
As the Mn-removing promoting substance, a substance that has an action of absorbing Mn sublimated from the steel sheet during final annealing and does not adversely affect the decarburization reaction or the surface energy state of the steel sheet is used. Such materials include TiO ₂ , Ti ₂ O ₃ , SiO ₂ , ZrO ₂ and so on. These substances may be used alone or in combination of two or more. Further, a decarburizing promoting substance and a Mn removing promoting substance may be mixed and used.
[0050]
In an appropriate atmosphere, Mn of the steel sheet sublimates from the surface, and a Mn-deficient layer (de-Mn layer) is formed near the steel sheet surface. For example, TiO is used as a Mn removal promoting substance. ₂ When using TiO ₂ Absorbs and combines Mn sublimated from the steel sheet to form a composite oxide (TiMnO ₂ ) Is formed. This promotes Mn removal. Of the above-mentioned Mn removal promoting substances, SiO 2 ₂ And TiO ₂ Also has a decarburization accelerating action, so that these alone can promote both decarburization and deMn.
[0051]
Further, although not essential, in addition to these decarburizing promoting substances and Mn removing promoting substances, inorganic substances stable at high temperatures, for example, A1 ₂ O ₃ , CaO, ZrO ₂ , An oxide such as MgO, a carbide such as SiC, a nitride such as BN, or a boride, or a mixture thereof. This makes it easy to adjust the activity of the decarburization promoting substance or Mn removal promoting substance, or to form into a solid, slurry, or sheet shape for easy handling, and to improve the contact with the steel sheet. There are effects such as improvement.
[0052]
The method of interposing the above-mentioned annealing separation material (decarburizing accelerating substance, de-Mn accelerating substance) between steel sheets is not limited. For example, powder or liquid form (including slurry form or paste form) is added to steel sheet. It may be applied, or may be a fibrous material, a sheet-like material composed of fibers, or a mixture of fibers or sheets mixed with powder. If it is formed into a fibrous material or a sheet-like material composed of fibers, handling becomes easy, and voids existing between the fibers can also be expected to have an effect of promoting the removal of carbon monoxide and Mn. It is.
[0053]
The atmosphere in the final annealing is preferably reduced pressure or vacuum, and the pressure is 1.3 × 10 ⁴ Pa or less is desirable. This is because the pressure of the atmosphere is 1.3 × 10 ⁴ At a pressure exceeding Pa, CO generated by the decarburization reaction is difficult to be removed from the surface of the steel sheet, so that the progress of the reaction is significantly delayed, and furthermore, sublimation of Mn is suppressed and deMn is less likely to occur. More desirable is 1.3 × 10 ³ Pa or less. The lower the atmospheric pressure, the better, but there is naturally a limit for industrial implementation, and the lower limit is 3 × 10 ^-3 It is about Pa.
[0054]
It is preferable to perform annealing in the above-described reduced pressure atmosphere until decarburization is completed over the entire thickness. This is to suppress oxides generated near the surface of the steel sheet and internal oxidation caused by diffusion of oxygen, thereby avoiding deterioration of magnetic properties. However, the main purpose of decarburizing under reduced pressure using an annealing separator is to form a layer of {100} <001> oriented recrystallized grains of several μm or more on the steel sheet surface. After the layer is formed, decarburization may be performed at a higher pressure or a normal pressure in a humid atmosphere containing hydrogen.
[0055]
In the final annealing, the soaking is maintained in the (α + γ) two-phase region. In this temperature range, the steel sheet changes to an α single phase due to the transformation accompanying decarburization. The lower limit of the soaking temperature is 850 ° C. or higher at which a decarburization rate sufficient for industrial production can be realized. The upper limit of the soaking temperature may be any temperature as long as it is decarburized to form an α single phase, but temperatures exceeding 1300 ° C. are difficult to realize industrially, so the upper limit is about 1300 ° C. . The temperature at which the {100} <001> orientation can be formed most effectively is 900 to 1200 ° C. After the recrystallized grain layer having the {100} <001> orientation is formed on the steel sheet surface, the temperature need not be as high as described above as long as decarburization proceeds.
[0056]
The soaking time is desirably in the range of 30 minutes to 100 hours. If the time is less than 30 minutes, decarburization and Mn removal are insufficient, and the development of recrystallized grains of {100} <001> orientation on the surface is insufficient, and the crystal grain growth of the steel sheet is also insufficient. If the time exceeds 100 hours, the annealing effect is saturated, and sometimes the crystal grain size becomes too large, which may cause deterioration of magnetic properties.
[0057]
Annealing for flattening the steel sheet after final annealing for decarburization, surface coating, etc., are performed in the same way as those conventionally used for non-oriented electrical steel sheets and oriented electrical steel sheets. If you do, there is no problem. Inorganic or organic-inorganic mixed insulating coatings can be applied, and if the isotropic tension is applied to the plate surface due to the heat shrinkage of the coating during cooling after baking, the magnetic properties of the final product It is suitable for.
[0058]
【Example】
A steel having a chemical composition of 0.056% C-3.02% Si-1.03% Mn (mass%, balance Fe and impurities) is vacuum-cast, and the ingot is hot-forged into a slab having a thickness of 75 mm. After heating to 1200 ° C., hot rolling was performed to a thickness of 3.0 mm. Next, the scale on the surface was removed by pickling, and then cold rolling was performed with intermediate annealing therebetween.
[0059]
First, the steel sheet obtained by hot rolling is cold-rolled to a thickness of 0.75 mm (primary cold rolling), subjected to intermediate annealing, and then cold-rolled again to a thickness of 0.35 mm (secondary cold rolling). )did. In the intermediate annealing, a cut plate having a length of about 400 mm and a width of 150 mm was heat-treated by a continuous annealing simulator using infrared heating. The temperature was raised at a rate of 10 ° C./sec to a soaking temperature of 1050 ° C., held at the soaking temperature for 30 seconds, and then cooled to a predetermined isothermal holding temperature or a temperature at which continuous cooling was started.
[0060]
The cooling rate from the soaking temperature to the temperature at which the temperature was kept isothermal or the temperature at which continuous cooling was started was 26 to 30 ° C./sec. This cooling rate is an average cooling rate between the soaking temperature and 500 ° C. After the completion of the isothermal holding or after reaching the lower limit temperature of the continuous cooling temperature range, cooling to room temperature was performed at a cooling rate of 20 to 25 ° C./sec. The cooling rate was adjusted by spraying a cold nitrogen gas taken out of the liquid nitrogen cylinder onto the steel plate. Table 1 shows the intermediate annealing conditions.
[0061]
From the steel sheet obtained by the secondary cold rolling, a strip-shaped test piece for magnetization measurement having a length of 100 mm and a width of 30 mm was collected. At this time, the test pieces were sampled such that the longitudinal direction was parallel to the rolling direction or the width direction, and the test pieces were subjected to final annealing.
[0062]
The conditions of the final annealing were as follows: 48 mass% A1 ₂ O ₃ -51 mass% SiO ₂ 40g / m of fibrous decarburization promoting substance ² And TiO that is a Mn removal promoting substance ₂ 20 g / m powder ² These are sandwiched between test pieces and laminated, and 3 × 10 ^-2 The temperature was raised at a rate of 1 ° C./min in a vacuum of Pa and kept at 1075 ° C. for 24 hours. According to the chemical analysis after the final annealing, the C concentration was 0.0025% or less for all the samples. After the final annealing, the magnetic properties of each test piece ₁₀ And iron loss W ₁₇ / ₅₀ And were measured with a single-plate magnetization characteristic measuring device. Table 1 shows the measurement results.
[0063]
[Table 1]

[0064]
FIG. 2 shows the magnetic flux density B ₁₀ FIG. 4 is a diagram showing a relationship between an isothermal holding temperature and a holding time in a cooling process of intermediate annealing. FIG. 3 shows the iron loss W ₁₇ / ₅₀ FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the isothermal holding temperature and the holding time during the cooling process of the intermediate annealing.
[0065]
According to the relationships shown in FIGS. 2 and 3, when the holding temperature is as high as 550 ° C., the pearlite transformation progresses with an increase in the holding time, so that the magnetic properties gradually decrease. On the other hand, when the holding temperature is 250 ° C., the martensitic transformation occurs substantially, so that the magnetic properties are hardly affected by the holding time, and the magnetic properties are almost the same as when directly cooled to room temperature. Met.
[0066]
On the other hand, even when the holding temperature was appropriate, no improvement effect of the magnetic properties was recognized when the holding time was less than 100 seconds. However, under the cooling conditions specified in the present invention, by generating retained austenite, a high magnetic flux density and a small iron loss can be obtained, so that excellent magnetic properties can be obtained.
[0067]
Further, Table 1 shows the case of continuous cooling as test numbers 14 to 16. In this case, when the passage time in the temperature range of 500 to 300 ° C. becomes 100 seconds or more, excellent magnetic properties can be obtained. . However, when the passage time was less than 100 seconds, the effect of improving the magnetic properties was not obtained.
[0068]
In each of the test numbers in Table 1, the magnetic properties in the rolling direction and the width direction are almost the same, and a {100} <001> oriented bidirectional electrical steel sheet developed with a high degree of integration can be obtained. You can see that it is.
[0069]
【The invention's effect】
According to the method for manufacturing a bidirectional electrical steel sheet of the present invention, the {100} plane of the bcc lattice is parallel to the sheet surface, and the electrical steel sheet having excellent magnetic properties in two directions, that is, the rolling direction and the direction perpendicular thereto, can be stably obtained. In addition, it can be manufactured industrially efficiently, and greatly contributes to miniaturization and high efficiency of electric equipment.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram schematically illustrating a texture of an electromagnetic steel sheet.
FIG. 2 shows magnetic flux density B ₁₀ FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the isothermal holding temperature and the holding time during the cooling process of the intermediate annealing.
FIG. 3 Iron loss W ₁₇ / ₅₀ FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the isothermal holding temperature and the holding time during the cooling process of the intermediate annealing.

Claims

A steel containing, by mass%, C: 0.02-0.2%, Si: 2.4-4.0% and Mn: 0.2-2.0% is hot rolled and then cold rolled. A method for producing a bi-directional electrical steel sheet in which intermediate annealing is performed in the middle of the process and then an annealing separator is interposed between the steel sheets to perform final annealing, wherein the intermediate annealing is performed at a temperature of 750 ° C. or more (α + γ) two-phase. A method for producing a bi-directional electrical steel sheet, wherein heating is performed in a region, and a passage time in a temperature range of 500 to 300 ° C. is set to 100 seconds or more in a cooling process.

A steel containing, by mass%, C: 0.02-0.2%, Si: 2.4-4.0% and Mn: 0.2-2.0% is hot rolled and then cold rolled. A method for producing a bidirectional electrical steel sheet in which intermediate annealing is performed in the middle of the process, and then an annealing separator is interposed between the steel sheets to perform final annealing, wherein the intermediate annealing is performed at a temperature of 750 ° C. or more (α + γ) two-phase. after heating to pass, a _l and cooled from just above point, the manufacturing method of the two-oriented electrical steel sheet characterized by isothermal hold more than 100 seconds at a particular temperature in the range of from 500 to 300 ° C..