JP2010189752A - 磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】C:0.025〜0.09%、Si:2.5〜4.0%、酸可溶性Al:0.022〜0.033%、N:0.003〜0.006%、SとSeをS当量=S+0.405Seとして0.010〜0.020%、Mn:0.03〜0.09%、Ti≦0.005%を含有するスラブを、1280℃を超えるインヒビター物質の固溶温度以上で再加熱し、熱間圧延鋼帯に含有されるNのうちAlNとしての析出率を20%以下とし、脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の円相当の平均粒径を7μm以上〜18μm未満、窒化処理で全窒素含有量を0.011〜0.023%とする方向性電磁鋼板の製造において、一次再結晶焼鈍後の板厚中心層の析出物の円相当平均直径を50nm以上200nm以下とする。
【選択図】図3
Description
これらの方法のうち、(a)及び(b)は既に工業生産されているが、(c)は本発明が対象とする方法で試験中であり、(d)はスラブ又は熱間圧延鋼帯でのインヒビター形態の均一性を確保するのが非常に困難で工業生産化できていない。
一方、後天的インヒビターは、後工程で導入されるインヒビターで、窒化による場合はAlNである。これは、一次再結晶後に導入されるので二次再結晶のみに寄与する。ストリップ走行状態での窒化の場合は表面から窒化されるので、板厚表面に濃化しており、導入直後では板厚方向に均一ではない。これを、二次再結晶焼鈍時に拡散せしめて均一にする。
先天的インヒビターは一次・二次インヒビターの役割を有し、後天的インヒビターは二次インヒビターの役割を有する。なお、熱間圧延後一次再結晶焼鈍前に後天的インヒビターを導入することがもし可能ならば、後天的インヒビターが一次インヒビターの役割を持つことも原理的にはありうる。
(a)完全固溶非窒化型では、先天的インヒビターが、一次・二次インヒビターの機能を有する。(b)充分析出窒化型では、先天的インヒビターにおける二次インヒビター効果は少なく、後天的インヒビターである窒化窒素により形成されるAlNが二次インヒビター効果を大きく有する。本願発明が対象とする(c)完全固溶窒化型では、後天的インヒビターである窒化窒素により形成されるAlNが二次インヒビターとして大きく寄与する。しかも、先天的インヒビターである一次インヒビターが、二次インヒビターとしても大きく寄与する。
即ち、磁気特性は良好であるものの、非常に狭い範囲に各工程の条件(例えば、温度、時間、窒化窒素範囲等)を制御することが求められるので実生産では品質が安定しない。このため、生産性を上げるために二次再結晶焼鈍時のコイル単重を上げる大単重化に困難がある。
例えば、特許文献12では、{110}面強度と析出物状態を示すパラメータで規定しているが、窒化工程は付与されておらず、本発明が対象とする製造方法とは異なる。
特許文献13では、硫化銅粒子についてその平均直径を100nm未満、望ましくは50nmと規定しているが、本発明が対象とするAlNを含む方向性電磁鋼板ではなく、また、窒化工程も付与されていない。
この領域I、II、IIIの範囲全てで、二次再結晶は良好であり、各領域での二次再結晶集合組織は、領域Iでは、{110}<4 4 11>、領域IIでは、良好なGoss方位({110}<001>)、領域IIIでは、{110}<229>である。
(c)完全固溶窒化型の製造方法では、多段ニ次インヒビターモードを実現するために、窒化が必須である。また、完全固溶型なので一次再結晶粒径は、充分析出窒化型より小さいために、粒界移動の駆動力は大きくなり、二次再結晶開始温度は低くなる。
このように弱い粒成長抑制の結果、窒化窒素が板厚全体に拡散してしまうまでに二次再結晶が板厚中心層付近で開始する。
このため、窒化窒素が板厚中心層に拡散するまでに二次再結晶が開始しないようにする必要がある。
これらの耐熱性が異なるので、二次再結晶焼鈍中でインヒビターとして機能する時期が夫々異なり、選択成長が逐次生じると考えられる。
そのような本発明は、以下の事項からなるものである。
(2)前記スラブが、更に、質量%で、Cuを0.05〜0.30%含む(1)に記載の磁束密度が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
(3)前記スラブが、更に、質量%で、Sn、Sb、Pの少なくとも1種を0.02〜0.30%含有することを特徴とする(1)または(2)に記載の磁束密度が極めて優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法。
(4)前記スラブが、更に、質量%で、Crを0.02〜0.30%含有することを特徴とする(1)〜(3)のいずれかの項に記載の磁束密度が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
(5)最終冷間圧延の少なくとも1パスにおいて、鋼帯を100〜300℃の温度範囲に1分以上保つことを特徴とする(1)〜(4)のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
(6)脱炭焼鈍における昇温開始から650℃までの加熱速度を100℃/秒以上とすることを特徴とする(1)〜(5)のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
(7)(1)〜(6)のいずれかの項に記載の製造方法で得られ、圧延方向の磁束密度B8(800A/mでの磁束密度)が1.92T以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板。
C=0.068%、Si=3.35%、酸可溶性Al=0.0260%、N=0.0046%、Mn=0.045%、S=0.014%、Sn=0.08%,Cu=0.09%、Ti=0.0020であり、残部がFeと不可避的不純物である溶鋼を通常の方法で鋳込み、スラブ加熱温度1310℃で完全にインヒビター物質を固溶させ、熱間圧延後急冷して2.3mm厚の熱間圧延鋼帯を得た。AlNの析出割合は10%以下であった。その後、この熱間圧延鋼帯を
(1)1080℃で180秒間焼鈍後100℃熱湯に冷却した。
(2)1140℃で180秒間焼鈍後100℃熱湯に冷却した。
(3)1120℃で10秒間焼鈍後900℃に120秒間保定して100℃熱湯に冷却した。
通常の方法で溶製した、表2に示す溶鋼成分からなるスラブを、1230〜1350℃の範囲で再加熱した後、特にAlNの析出を極力抑えるため、出来るだけ高温度で熱延を完了させ、急速に冷却せしめた。こうして厚み2.3mmの熱延鋼帯を得た。続いて熱延鋼帯の連続焼鈍を表2に示す条件で行い、20℃/秒で冷却した。その後、3回の200℃〜250℃の温間で圧延し、厚みを0.285mmとした。
その後、850℃で150秒間、H2とN2の混合雰囲気で、露点70℃で脱炭と一次再結晶を兼ねる焼鈍を施し、引き続き、鋼帯を走行せしめながら0.010〜0.025%になるように含アンモニア雰囲気内で窒化させた。その後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤の塗布後、二次再結晶焼鈍を施した。その二次再結晶焼鈍は、N2 =25%、H2 =75%、Dp=10℃の雰囲気で10〜20℃/時間で1200℃まで昇温することにより行った。その後、1200℃の温度で20時間以上、H2 =100%で純化処理を行った。その後、通常用いられる絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行った。磁気特性は、窒化後窒素量範囲の広くなることにより評価するために0.0135〜0.0150%での磁気特性で評価した。結果を表2に示すが、本発明例では、B8≧1.92Tの良好な結果が得られた。
通常の方法で溶製した、表3に示す溶鋼成分からなるスラブを、1230〜1350℃の範囲で再加熱した後、特にAlNの析出を極力抑えるため、出来るだけ高温度で熱延を完了させ、急速に冷却せしめた。こうして厚み2.2mmの熱延鋼帯を得た。続いて熱延鋼帯の連続焼鈍を表2に示す条件で行い、20℃/秒で冷却した。その後、3回の200℃〜250℃の温間で圧延し、厚みを0.220mmとした。
その後、850℃で110秒間、H2とN2の混合雰囲気で、露点68℃で脱炭と一次再結晶を兼ねる焼鈍を施し、引き続き、鋼帯を走行せしめながら0.010〜0.025%になるように含アンモニア雰囲気内で窒化させた。その後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤の塗布後、二次再結晶焼鈍を施した。その二次再結晶焼鈍は、N2 =25%、H2 =75%、Dp=10℃の雰囲気で10〜20℃/時間で1200℃まで昇温することにより行った。その後、1200℃の温度で20時間以上、H2 =100%で純化処理を行った。その後、通常用いられる絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行った。磁気特性は、窒化後窒素の広くなることにより評価するために0.0135〜0.0150質量%での磁気特性で評価した。結果を表3に示すが、本発明例では、B8≧1.92Tの良好な結果が得られた。
表4に示した成分の溶鋼通常の連続鋳造で250mmのスラブを製造し、1300℃〜1350℃の温度でスラブ再加熱した。そして通常の連続熱間圧延機で高温度で熱間圧延して仕上げ熱間圧延後急冷し、2.3mmの熱間圧延鋼帯を得た。その後、最終冷間圧延前の熱処理おいて温度を1130℃〜1150℃とし、時間を120秒〜135秒焼鈍し、その後900℃〜550℃間の平均冷却速度を25℃〜40℃で冷却した。
この結果を表4の右欄に記す。
表4の鋼No.26と27の成分を有する通常の方法で製造されたスラブを用い、熱間圧延でのスラブ再加熱温度、熱延鋼帯厚み、最終冷間圧延率、並びに窒化量を変化させて工程処理した。熱間圧延鋼帯の厚みは1.8mm、2.3mm,2.5mmとした。
この結果を表5の右欄に記す。
表4の鋼No.26と27の成分を有する通常の方法で製造されたスラブを用い、熱間圧延でのスラブ再加熱温度1335℃、熱延鋼帯厚み2.3mmを1140℃で120秒間焼鈍し、その後900℃〜550℃間の平均冷却速度を35℃とした後、最終冷間圧延率90.4%、87.6%で150℃から280℃で8分以上圧延中に保定し、1回のパスで9mil,12milに冷間圧延した。
この結果を表6の右欄に記す。
Claims (7)
- 質量%で、C:0.025〜0.09%、Si:2.5〜4.0%、酸可溶性Al:0.022〜0.033%、N:0.003〜0.006%、SとSeを、S当量Seq=S+0.405Seとして0.010〜0.020%、Mn:0.03〜0.09%、Ti≦0.005%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなるスラブを、1280℃を超えるインヒビター物質の固溶温度以上で再加熱し、熱間圧延を施して熱間圧延鋼帯とし、この熱間圧延鋼帯に含有されるNのうちAlNとしての析出率を20%以下とし、この熱間圧延鋼帯を焼鈍しもしくは焼鈍せず、引き続き1回もしくは中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延を行って最終板厚の冷間圧延鋼帯とする際、最終冷間圧延前に1回以上の熱処理を施し、最終冷間圧延の圧延率を83%〜92%とし、この冷間圧延鋼帯の脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の円相当の平均粒径(直径)を7μm以上〜18μm未満とし、ストリップ走行状態下で水素、窒素及びアンモニアの混合ガス中の窒化処理で全窒素含有量を0.011〜0.023%として、その後MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して最終仕上げ焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造において、脱炭焼鈍後の板厚中心層の析出物の円相当平均直径を50nm以上200nm以下とすることを特徴とする磁束密度が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記スラブが、更に、質量%で、Cuを0.05〜0.30%含有することを特徴とする請求項1に記載の磁束密度が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記スラブが、更に、質量%で、Sn、Sb、Pの少なくとも1種を0.02〜0.30%含有することを特徴とする請求項1または2に記載の磁束密度が極めて優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法。
- 前記スラブが、更に、質量%で、Crを0.02〜0.30%含有することを特徴とする請求項1〜3のいずれかの項に記載の磁束密度が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
- 最終冷間圧延の少なくとも1パスにおいて、鋼帯を100〜300℃の温度範囲に1分以上保つことを特徴とする請求項1〜4のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
- 脱炭焼鈍における昇温開始から650℃までの加熱速度を100℃/秒以上とすることを特徴とする請求項1〜5のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
- 請求項1〜6のいずれかの項に記載の製造方法で得られ、圧延方向の磁束密度B8(800A/mでの磁束密度)が1.92T以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板。
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