JP2012126989A - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】脱炭焼鈍において、連続焼鈍で、かつ、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)≦0.05を条件として、少なくとも500〜700℃の昇温速度を50℃/s以上で700〜750℃の温度域まで加熱し、ついで、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)≦0.05を条件として、700℃未満の温度域まで冷却し、さらに、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)≧0.3を条件として、800〜900℃の温度域まで再加熱し、保持する。
【選択図】図6
Description
ここに、脱炭焼鈍時において、二次粒の細粒化およびフォルステライト被膜張力の向上に関する重要なポイントは、具体的に次のとおりである。
脱炭焼鈍時、少なくとも500〜700℃の温度域を、50℃/s以上の昇温速度で加熱し、一次再結晶集合組織中のゴス方位粒の存在頻度を増加させる。
(b) フォルステライト被膜による付与張力向上について
被膜張力を向上させるためには、鋼板中に歪が無い状態で、サブスケールを形成させることが重要である。すなわち、脱炭焼鈍時、非酸化性雰囲気中で、700〜750℃の温度域まで加熱することにより、鋼板に導入されている歪を開放し、その後、酸化性雰囲気でサブスケールを形成させると、従来とは異なり、被膜張力向上に適したサブスケールの形態となる。
また、その際、サブスケールを700℃未満から形成させることが重要である。すなわち、連続焼鈍で良好なサブスケールを形成するためには、歪を開放した後で、一旦、700℃未満に冷却する必要がある。
<実験1>
質量%で、C:0.05%, Si:3.2%, Mn:0.05%, Al:0.025%およびN:0.006%を含み、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1400℃にて加熱したのち、熱間圧延により板厚:2.3mmの熱延板とし、1100℃で80秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により板厚:0.50mmとし、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)=0.30中にて、850℃、300秒の条件で中間焼鈍を施した。その後、塩酸酸洗により表面のサブスケールを除去し、再度冷間圧延を実施し、板厚:0.23mmの冷延板に仕上げたのち、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)=0.50中にて、830℃、200秒の条件で脱炭焼鈍を施した。この脱炭焼鈍を行う際に、500〜700℃の範囲で昇温速度を変化させた。その後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、仕上げ焼鈍を施し、サンプルとした。
図1より、昇温速度を、50℃/s以上とすることで二次粒径が細粒化することが分かる。
好ましくは100℃/s以上である。
実験1と同じ手順で冷延板を作製した後、脱炭焼鈍を施した。その際、最初に、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.001〜0.3の条件で、常温から730℃まで昇温速度:300℃/sで昇温し、一旦種々の温度(冷却停止温度)まで冷却した後に、830℃まで再加熱し、この温度に200秒保持した。再加熱および保持時の雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2) は0.5とした。その後、MgOを塗布し、仕上げ焼鈍を施した。
被膜張力は、圧延方向に300mm長で、圧延方向と直角な方向に100mm長のサンプルを採取して、片面のフォルステライト被膜を除去し、鋼板に発生する反り量を求めることで評価した。ここに、反り量が大きいということは、被膜張力が大きいことを意味している。なお、以下、本発明では、被膜張力を上記した鋼板反り量の大小で評価している。
上記の条件で、フォルステライト被膜の張力が変化した理由は、サブスケールが形成を開始する温度での鋼板歪量によって、鋼板に形成するサブスケールの形態が変化するためと考えている。よって、最適なサブスケールの形態を形成する条件、すなわちフォルステライト被膜の張力を向上させる条件は、非酸化性雰囲気によって鋼板から歪を除去した後で、再び、低温よりサブスケールを形成させることになる。
実験1と同じ手順で冷延板を作製した後、脱炭焼鈍を施した。その際、まず、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2) を0.03とし、常温から700〜820℃の温度域までを昇温速度:300℃/sで昇温し、一旦650℃まで冷却した後、830℃まで再加熱して200秒保持した。この時、再加熱および保持時の雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)を0.5とした。その後、MgOを塗布して、仕上げ焼鈍を施した。
ここで、750℃を超えた場合に被膜張力が低下する原因は、雰囲気温度が高温になった場合、鋼板表面は酸化しやすくなり、例え、焼鈍時における雰囲気を非酸化性に制御したとしても、鋼板に微量に残留している酸化源によって、鋼板表面にスケールが形成されてしまい、サブスケール形態が所期した形態とはならないためと考えられる。
実験1と同じ手順で冷延板を作製した後、脱炭焼鈍を施した。その際、まず、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)=0.03中にて、常温から700℃まで昇温速度:300℃/sで昇温し、一旦650℃まで冷却した後、830℃まで再加熱し200秒保持した。この時、再加熱時(再加熱および保持時)における雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)を0.1〜0.6の範囲で変化させた。その後、MgOを塗布して、仕上げ焼鈍を施した。
<実験5>
実験1と同じ手順で冷延板を作製した後、脱炭焼鈍を施した。脱炭焼鈍は以下の4つのパターンで実施した。
パターンI: 二次粒細粒化、被膜張力向上が共に得られない条件で実施した。具体的には、昇温速度:30℃/sで820℃まで加熱し、820℃で120秒保持し、この時の雰囲気酸化性を昇温加熱時・均熱加熱時共にP(H2O)/P(H2)=0.5とした。
パターンII: 二次粒細粒化のみが得られる条件で実施した。具体的には、昇温速度: 300℃/sで室温〜820℃まで加熱し、820℃で120秒保持し、この時の雰囲気酸化性を昇温加熱・均熱加熱共にP(H2O)/P(H2)=0.5とした。
パターンIII: フォルステライト被膜の張力向上のみが得られる条件で実施した。具体的には、室温〜720℃までを昇温速度:30℃/sで加熱し、一旦650℃まで冷却した後、820℃まで再加熱し120秒保持した。この時の雰囲気酸化性を、再加熱以前はP(H2O)/P(H2)=0.01、再加熱以降はP(H2O)/P(H2)=0.4とした。
パターンIV: 二次粒細粒化と被膜張力向上とが共に得られる条件で実施した。具体的には、室温〜720℃までを昇温速度:300℃/sで加熱し、一旦650℃まで冷却した後、820℃まで再加熱し120秒保持した。この時の雰囲気酸化性を、再加熱以前はP(H2O)/P(H2)=0.01、再加熱以降はP(H2O)/P(H2)=0.4とした。
本発明は上記知見に立脚するものである。
1.質量%で、C:0.08%以下、Si:2.0〜8.0%およびMn:0.005〜1.0%を含有し、かつインヒビターとしてAlN、MnSおよびMnSeのうちから選んだ1種または2種以上を用い、AlNを用いる場合にはさらに質量%で、Al:0.01〜0.065%およびN:0.005〜0.012%を含み、MnSを用いる場合にはさらにS:0.005〜0.03質量%を、MnSeを用いる場合にはさらにSe:0.005〜0.03質量%をそれぞれ含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施した後、1回もしくは中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延を施して最終板厚に仕上げ、ついで、脱炭焼鈍を施した後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから仕上げ焼鈍を実施する一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
上記脱炭焼鈍を、連続焼鈍とし、かつ
(1) 雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.05以下の条件で、少なくとも500〜700℃における昇温速度を50℃/s以上として700〜750℃の温度域まで加熱し、
(2) ついで、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.05以下の条件で、700℃未満の温度域まで、一旦冷却し、
(3) さらに、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.3以上の条件で、800〜900℃の温度域まで再加熱し、保持する
ことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
上記脱炭焼鈍を、連続焼鈍とし、かつ
(1) 雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.05以下の条件で、少なくとも500〜700℃における昇温速度を50℃/s以上として700〜750℃の温度域まで加熱し、
(2) ついで、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.05以下の条件で、700℃未満の温度域まで、一旦冷却し、
(3) さらに、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.3以上の条件で、800〜900℃の温度域まで再加熱し、保持する
ことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
まず、本発明の電磁鋼板を製造する際の溶鋼成分の限定理由を説明する。なお、以下、溶鋼および鋼板成分の%表示は質量%を、ppm表示は質量ppmを意味するものとする。
C:0.08%以下
Cは、0.08%を超えると、製造工程中に磁気時効の起こらない50ppm以下までにCを低減することが困難になるので、0.08%以下に制限される。また、下限に関してはCを含まない素材でも、二次再結晶の形成が可能であるので特に設ける必要はない。
Siは、鋼の電気抵抗を高め、鉄損を改善するのに有効な元素であるが、含有量が2.0%に満たないとその添加効果に乏しい。一方、8.0%を超えると加工性が著しく低下し、また磁束密度も低下するので、Si量は2.0〜8.0%の範囲に限定する。
Mnは、熱間加工性を良好にするために必要な元素であるが、0.005%未満であると効果が得られない。一方、1.0%を超えると製品板の磁束密度が低下するので、Mn量は0.005〜1.0%の範囲に限定する。
他方、低温のスラブ加熱を実施する場合には、インヒビター成分を低減する必要があり(インヒビターレス素材)、その際、それぞれ上限をAl:0.01%(100ppm)、S:0.005%(50ppm)、N:0.005%(50ppm)およびSe:0.005%(50ppm)とすることが良い。この場合、かかる成分は、極力低減することが磁気特性の観点から望ましいが、かかる成分を低減するためにコスト高となる場合があることから、上記範囲内で残存させることができる。
Ni:0.03〜1.50%、Sn:0.01〜1.50%、Sb:0.005〜1.50%、Cu:0.03〜3.0%、P:0.03〜0.50%、Mo:0.005〜0.10%およびCr:0.03〜1.50%のうちから選んだ一種または二種以上
Niは、熱延板組織を改善して磁気特性を向上させるために有用な元素である。しかしながら、含有量が0.03%未満では磁気特性の向上効果が小さく、一方1.50%を超えると二次再結晶が不安定になり磁気特性が劣化する。そのため、Ni量は0.03〜1.50%の範囲とするのが好ましい。
なお、上記成分以外の残部は、製造工程において混入する不可避的不純物およびFeである。
ためには、熱延板焼鈍温度は800℃以上1100℃以下が好適である。熱延板焼鈍温度が800℃未満であると熱延でのバンド組織が残留し、整粒した一次再結晶組織を実現することが困難になり二次再結晶の発達が阻害される。一方、熱延板焼鈍温度が1100℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化しすぎるため、整粒した一次再結晶組織を実現する上で極めて不利となる。
本発明では、脱炭焼鈍を、コスト低減の観点から連続焼鈍で実施する。また、脱炭焼鈍時に昇温速度を制御することによって集合組織の改善を行う。さらに、加熱・均熱温度および加熱・均熱雰囲気の制御を行うことでサブスケール形態の最適化を図る。
なお、冷却時の雰囲気酸化性の下限は、特に制限がなく0でも構わない。また、その時の冷却停止温度の下限値は、特に制限はないが、再加熱時の使用エネルギーを抑制する観点より400℃程度が好ましい。
さらに、再加熱時の雰囲気酸化性の上限は、特に制限がないが、酸化性を必要以上に高めるとコスト上昇を招くので、コスト抑制の観点より0.8程度とするのが好ましい。
800℃に満たないと、サブスケールが十分発達しないためであり、一方、900℃を超えると、脱炭および張力向上に不向きなサブスケールとなってしまうためである。なお、均熱時間は、10〜300秒の範囲とすることが好ましい。10秒以上の場合、サブスケールの発達が安定して行われる。一方300秒を超えた場合には、サブスケールの発達および脱炭の効果が飽和するので、コストの点より300秒以下が好ましい。
表1に示す成分を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、インヒビター成分が含有されている鋼A,C,E,F,H,I,J,KおよびLについては1410℃に加熱し、インヒビターを含有していない鋼B,DおよびGについては1200℃に加熱した。その後、熱間圧延により板厚:2.0 mmの熱延板とし、1000℃で180秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により板厚:0.75mmとし、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)=0.30中にて、830℃、300秒の条件で中間焼鈍を実施した。この後、塩酸酸洗により表面のサブスケールを除去し、再度冷間圧延を実施し、板厚:0.23mmの冷延板に仕上げた。
得られた製品について、JIS C 2550に記載の方法に準じて、鉄損特性を測定した。
鉄損特性の測定結果を表2に併記する。
上記表1に示す成分を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、インヒビター成分が含有されている鋼A,C,E,F,H,I,J,KおよびLについては1450℃に加熱し、インヒビターを含有していない鋼B,DおよびGについては1230℃に加熱した後、熱間圧延により板厚:2.5 mmの熱延板とし、950℃で120秒の熱延板焼鈍を施した。
ついで、冷間圧延により板厚:0.95mmとし、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)=0.45中にて、900℃、100秒の条件で中間焼鈍を実施した。この後、塩酸酸洗により表面のサブスケールを除去してから、再度冷間圧延を実施して、0.23mmの冷延板に仕上げ、磁区細分化処理のため5mm間隔のエッチング溝を形成した。その後、均熱温度:840℃で200秒保持する脱炭焼鈍を、連続焼鈍設備で実施した。
その他の脱炭焼鈍条件を表3に示す。
鉄損特性の測定結果を表3に併記する。
Claims (3)
- 質量%で、C:0.08%以下、Si:2.0〜8.0%およびMn:0.005〜1.0%を含有し、かつインヒビターとしてAlN、MnSおよびMnSeのうちから選んだ1種または2種以上を用い、AlNを用いる場合にはさらに質量%で、Al:0.01〜0.065%およびN:0.005〜0.012%を含み、MnSを用いる場合にはさらにS:0.005〜0.03質量%を、MnSeを用いる場合にはさらにSe:0.005〜0.03質量%をそれぞれ含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施した後、1回もしくは中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延を施して最終板厚に仕上げ、ついで、脱炭焼鈍を施した後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから仕上げ焼鈍を実施する一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
上記脱炭焼鈍を、連続焼鈍とし、かつ
(1) 雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.05以下の条件で、少なくとも500〜700℃における昇温速度を50℃/s以上として700〜750℃の温度域まで加熱し、
(2) ついで、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.05以下の条件で、700℃未満の温度域まで、一旦冷却し、
(3) さらに、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.3以上の条件で、800〜900℃の温度域まで再加熱し、保持する
ことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。 - 質量%で、C:0.08%以下、Si:2.0〜8.0%およびMn:0.005〜1.0%を含有し、さらにAlを100質量ppm以下で、かつS、NおよびSeをそれぞれ50質量ppm以下含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施した後、1回もしくは中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延を施して最終板厚に仕上げ、ついで、脱炭焼鈍を施した後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから仕上げ焼鈍を実施する一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
上記脱炭焼鈍を、連続焼鈍とし、かつ
(1) 雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.05以下の条件で、少なくとも500〜700℃における昇温速度を50℃/s以上として700〜750℃の温度域まで加熱し、
(2) ついで、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.05以下の条件で、700℃未満の温度域まで、一旦冷却し、
(3) さらに、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.3以上の条件で、800〜900℃の温度域まで再加熱し、保持する
ことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記鋼スラブが、質量%でさらに、Ni:0.03〜1.50%、Sn:0.01〜1.50%、Sb:0.005〜1.50%、Cu:0.03〜3.0%、P:0.03〜0.50%、Mo:0.005〜0.1%およびCr:0.03〜1.50%のうちから選んだ一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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