JP2014148723A - 方向性電磁鋼板の製造方法および方向性電磁鋼板製造用の一次再結晶鋼板 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】質量%で、C:0.08%以下、Si:2.0〜4.5%およびMn:0.5%以下を含有すると共に、S,SeおよびOをそれぞれ50ppm未満、sol.Alを100ppm未満に抑制し、さらにNを[sol.Al]×(14/27)ppm≦N≦80ppmの範囲に制御し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを素材として、方向性電磁鋼板を製造するに際し、サブスケール形成を兼ねる一次再結晶焼鈍後、二次再結晶焼鈍開始前までに、窒素量が50ppm以上1000ppm以下で、かつ炭素量が50ppm以上250ppm以下となる浸炭窒化処理を施したのち、二次再結晶焼鈍の昇温過程において300〜800℃の温度域における滞留時間を5時間以上確保する。
【選択図】なし
Description
このインヒビターレス法では、高温のスラブ加熱が不要であり、低コストでの方向性電磁鋼板の製造が可能ではあるが、インヒビターを有しないが故に製造時に、途中工程での温度のバラツキ等の影響を受け、製品の磁気特性もバラツキやすいという特徴があった。なお、集合組織の制御は、本技術においては重要な要素であり、集合組織制御のため温間圧延などの多くの技術が提案されている。但し、こうした集合組織制御が十分に行えない場合は、インヒビターを用いる技術に比べて二次再結晶後のゴス方位((110)〔001〕)への集積度は低く、磁束密度も低くなる傾向にあった。
この方法によれば比較的高い磁束密度が得られるものの、変圧器や発電機等のエネルギー効率向上の観点からは、より高い磁束密度を安定して得ることが求められていた。
その結果、窒化珪素と固溶Cを併用することの有用性を新たに見出し、本発明を完成させるに至ったのである。
1.質量%で、C:0.08%以下、Si:2.0〜4.5%およびMn:0.5%以下を含有すると共に、S,SeおよびOをそれぞれ50ppm未満、sol.Alを100ppm未満に抑制し、さらにNを[sol.Al]×(14/27)ppm≦N≦80ppmの範囲に制御し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、再加熱することなくまたは再加熱後、熱間圧延により熱延板としたのち、焼鈍および冷間圧延を施して最終板厚の冷間圧延板とし、ついでサブスケール形成を兼ねる一次再結晶焼鈍を施したのち、焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法において、
サブスケール形成を兼ねる一次再結晶焼鈍後、二次再結晶焼鈍開始前までに、窒素量が50ppm以上1000ppm以下で、かつ炭素量が50ppm以上250ppm以下となる浸炭窒化処理を施したのち、二次再結晶焼鈍の昇温過程において300〜800℃の温度域における滞留時間を5時間以上確保することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
Ni:0.005〜1.50%、 Sn:0.01〜0.50%、
Sb:0.005〜0.50%、 Cu:0.01〜0.50%、
Cr:0.01〜1.50%、 P:0.0050〜0.50%、
Mo:0.01〜0.50%およびNb:0.0005〜0.0100%
のうちから選んだ1種または2種以上を含有する組成になることを特徴とする前記1に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
Ni:0.005〜1.50%、 Sn:0.01〜0.50%、
Sb:0.005〜0.50%、 Cu:0.01〜0.50%、
Cr:0.01〜1.50%、 P:0.0050〜0.50%、
Mo:0.01〜0.50%およびNb:0.0005〜0.0100%
のうちから選んだ1種または2種以上を含有する組成になることを特徴とする前記3に記載の方向性電磁鋼板製造用の一次再結晶鋼板。
また、本発明では、Alとの複合析出ではない純粋な窒化珪素および固溶Cを利用するので、純化に際しては、比較的拡散の早い窒素および炭素を純化するだけで鋼の純化を達成することができる。
さらに、析出物として、従来のようなAlやTiを利用する場合には、最終的な純化と確実なインヒビター効果という観点から、ppmオーダーでの制御が必要であったが、本発明のように析出物としてSiを利用する場合には、製鋼時にそのような制御は一切不要である。
まず、本発明において、鋼スラブの成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「%」表示は特に断らない限り質量%を意味するものとする。
C:0.08%以下
Cは、一次再結晶集合組織を改善する上で有用な元素であるが、含有量が0.08%を超えるとかえって一次再結晶集合組織の劣化を招くので、C量は0.08%以下に限定した。磁気特性の観点から望ましい含有量は0.01〜0.06%の範囲である。
Siは、電気抵抗を高めることによって鉄損を改善する有用元素であるが、含有量が4.5 %を超えると冷間圧延性が著しく劣化するので、Si量は4.5%以下に限定した。一方、Siは窒化物形成元素として機能させる必要があるため、2.0%以上含有させることが必要である。また鉄損の観点からも望ましい含有量は2.0〜4.5%の範囲である。
Mnは、製造時における熱間加工性を向上させる効果があるので0.03%以上含有させることが好ましいが、含有量が0.5%を超えた場合には、一次再結晶集合組織が悪化して磁気特性の劣化を招くので、Mn量は0.5%以下に限定した。
S,SeおよびO量がそれぞれ50ppm以上になると、二次再結晶が困難となる。この理由は、粗大な酸化物や、スラブ加熱によって粗大化したMnS,MnSeが一次再結晶組織を不均一にするためである。従って、S,SeおよびOはいずれも50ppm未満に抑制するものとした。
Alは、表面に緻密な酸化膜を形成し、窒化の際にその窒化量の制御を困難にしたり、脱炭を阻害することもあるため、Alはsol.Al量で100ppm未満に抑制する。但し、酸素親和力の高いAlは、製鋼工程で微量添加することにより鋼中の溶存酸素量を低減し、特性劣化につながる酸化物系介在物の低減などを見込めるため、100ppm未満(好ましくは20ppm以上)の範囲で添加することにより磁性劣化を抑制することができる。
本発明は、窒化後に窒化珪素を析出させることが特徴であるため、含有するAl量に対してAlNとして析出させるのに必要なN量以上のNを事前に含有させておくことが肝要である。すなわち、AlNはそれぞれ1:1で結合しているため、(sol.Alの質量%)×[N原子量(14)/Al原子量(27)]以上のNを含有させておくことで、鋼中に含まれる微量Alを窒化処理前に完全に析出させておくことができる。一方で、Nは、スラブ加熱時にフクレなどの欠陥の原因になることがあるため、N量は80ppm以下に抑制する必要がある。望ましくは60ppm以下である。
Ni:0.005〜1.50%
Niは、熱延板組織の均一性を高めることにより、磁気特性を改善する働きがあり、そのためには0.005%以上含有させることが好ましいが、一方で含有量が1.50%を超えると二次再結晶が困難となり、磁気特性が劣化するので、Niは0.005〜1.50%の範囲で含有させることが望ましい。
Snは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を向上させる有用元素であり、そのためには0.01%以上含有させることが好ましいが、一方で0.50%を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するので、Snは0.01〜0.50%の範囲で含有させることが望ましい。
Sbは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を効果的に向上させる有用元素であり、その目的のためには0.005%以上含有させることが好ましいが、一方で0.50%を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するので、Sbは0.005〜0.50%の範囲で含有させることが望ましい。
Cuは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を効果的に向上させる働きがあり、そのためには0.01%以上含有させることが好ましいが、一方で0.50%を超えて含有されると熱間圧延性の劣化を招くので、Cuは0.01〜0.50%の範囲で含有させることが望ましい。
Crは、フォルステライト被膜の形成を安定化させる働きがあり、そのためには0.01%以上含有させることが好ましいが、一方で含有量が1.50%を超えると二次再結晶が困難となり、磁気特性が劣化するので、Crは0.01〜1.50%の範囲で含有させることが望ましい。
Pは、フォルステライト被膜の形成を安定化させる働きがあり、そのためには0.0050%以上含有させることが好ましいが、一方で含有量が0.50%を超えると冷間圧延性が劣化するので、Pは0.0050〜0.50%の範囲で含有させることが望ましい。
MoおよびNbはいずれも、スラブ加熱時の温度変化による割れの抑制等を介して、熱延後のヘゲを抑制する効果を有している。これらはそれぞれ、Moは0.01%以上、Nbは0.0005%以上含有させなければヘゲ抑制の効果は小さく、一方Moは0.50%を超えると、Nbは0.0100%を超えると炭化物、窒化物を形成するなどして最終製品まで残留した際、鉄損の劣化を引き起こすため、それぞれ上述の範囲とすることが望ましい。
上記の好適成分組成範囲に調整した鋼スラブを、再加熱することなくまたは再加熱したのち、熱間圧延に供する。なお、スラブを再加熱する場合には、再加熱温度は1000℃以上、1300℃以下程度とすることが望ましい。というのは、1300℃を超えるスラブ加熱は、スラブの段階で鋼中にインヒビターをほとんど含まない本発明では無意味であって、コストアップとなるだけであり、一方1000℃未満では、圧延荷重が高くなり、圧延が困難となるからである。
この一次再結晶焼鈍の目的は、圧延組織を有する冷間圧延板を一次再結晶させて、二次再結晶に最適な一次再結晶粒径に調整することである。そのためには、一次再結晶焼鈍の焼鈍温度は800℃以上、950℃未満程度とすることが望ましい。また、この時の焼鈍雰囲気を、湿水素窒素または湿水素アルゴン雰囲気とすることでサブスケールを形成させる。サブスケールは、最終仕上焼鈍中に、一次再結晶焼鈍後に塗布するMgOを主体とする焼鈍分離剤と反応してフォルステライト被膜を形成するために必要である。さらに、この一次再結晶焼鈍時には同時に脱炭反応も進行し、通常、炭素量は50ppm以下に低減される。
また、ガス浸炭窒化に比べて窒化能が高く、かつ浸炭能も有する塩浴浸炭窒化処理を利用することも可能である。ここに、塩浴としては、KCNOを添加したNaCN−Na2CO3−NaCl系の塩浴が好適である。この場合における好適処理条件は塩浴温度:400〜700℃、処理時間:10〜300sである。
ここに、浸炭窒化後の窒素量は50ppm以上1000ppm以下とする必要がある。窒素量が50ppm未満では、その効果は十分に得られず、一方1000ppmを超えると窒化珪素の析出量が過多となり二次再結晶が生じ難くなる。好ましくは200ppm以上1000ppm未満の範囲である。
また、浸炭窒化後の炭素量は50ppm以上250ppm以下とする必要がある。炭素量が50ppm未満では、磁気特性向上効果は十分に得られず、一方250ppmを超えるとγ変態を起こして二次再結晶が生じ難くなる。
しかしながら、窒化珪素を利用した場合、比較的拡散の早い窒素を純化するだけで磁気特性に有害となる析出物の純化を達成することができる。この点については、固溶Cも同じである。
また、AlやTiについては、最終的に純化しなければならないという観点と、インヒビター効果を確実に得なければならないという観点から、ppmオーダーでの制御が必要であるが、Siを利用する場合には、製鋼時にそのような制御が不要であることも、本発明の重要な特徴である。
なお、浸炭窒化処理により増量させたNやCは、この純化焼鈍によって、C:50ppm未満、N:10ppm未満まで低減させる。
また、平坦化焼鈍によって鋼板の形状を整えることも可能であり、さらにこの平坦化焼鈍を絶縁被膜の焼き付け処理と兼備させることもできる。
C:0.04%、Si:3.4%、Mn:0.10%、S:0.002%、Al:0.006%、N:0.0035%、Cu:0.06%およびSb:0.04%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを、1150℃で30分加熱後、熱間圧延により2.2mm厚の熱延板とし、1080℃,1分間の焼鈍を施したのち、冷間圧延により0.23mmの最終板厚とし、ついで得られた冷間圧延コイルの中央部から100mm×400mmサイズの試料を採取し、ラボにて一次再結晶と脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を行った。なお、一次再結晶焼鈍後のC量は30ppmであった。続いて、表1に示す条件でガス処理または塩浴処理による浸炭窒化処理を行い、鋼中のC量とN量を増加させた。
塩浴処理の浸炭窒化条件としては、NaCN−Na2CO3−NaClの3元系塩に1%のKCNOを添加した溶融塩を用いた。
また、比較として、NH3−N2混合雰囲気を使用したガス窒化処理を行った。
上記の浸炭窒化処理後に鋼板のC量とN量を測定した。
得られた製品について、磁化力:800A/mでの磁束密度B8(T)を評価した。
表2に示す成分を含有する鋼スラブを、1220℃で20分加熱後、熱間圧延により2.5mm厚の熱延板とし、1075℃,1分間の焼鈍後、冷間圧延により板厚:0.27mmの最終板厚としてから、P(H2O)/P(H2)=0.2の雰囲気下で焼鈍温度:820℃となる条件で2分間保持する一次再結晶焼鈍を行った。なお、一次再結晶焼鈍後のC量はいずれも50ppm未満であった。その後、一部コイルに対して550℃で20秒間のガス浸炭窒化処理(NH3:30vol%+C3H8:0.5vol%+N2:69.5vol%雰囲気下)を行ったのち、鋼板のC量とN量を測定した。
ついで、MgOを主成分とし、TiO2を10%添加した焼鈍分離剤を水と混ぜてスラリ状としたものを塗布してから、コイルに巻き取り、300〜800℃間の滞留時間が30時間となる昇温速度で最終仕上げ焼鈍を行い、引き続きリン酸塩系の絶縁張力コーティングの塗布焼付けと鋼帯の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施して製品とした。
かくして得られた製品コイルからエプスタイン試験片を採取し、磁束密度B8を測定した結果を、表2に示す。
Claims (4)
- 質量%で、C:0.08%以下、Si:2.0〜4.5%およびMn:0.5%以下を含有すると共に、S,SeおよびOをそれぞれ50ppm未満、sol.Alを100ppm未満に抑制し、さらにNを[sol.Al]×(14/27)ppm≦N≦80ppmの範囲に制御し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、再加熱することなくまたは再加熱後、熱間圧延により熱延板としたのち、焼鈍および冷間圧延を施して最終板厚の冷間圧延板とし、ついでサブスケール形成を兼ねる一次再結晶焼鈍を施したのち、焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法において、
サブスケール形成を兼ねる一次再結晶焼鈍後、二次再結晶焼鈍開始前までに、窒素量が50ppm以上1000ppm以下で、かつ炭素量が50ppm以上250ppm以下となる浸炭窒化処理を施したのち、二次再結晶焼鈍の昇温過程において300〜800℃の温度域における滞留時間を5時間以上確保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、さらに質量%で、
Ni:0.005〜1.50%、 Sn:0.01〜0.50%、
Sb:0.005〜0.50%、 Cu:0.01〜0.50%、
Cr:0.01〜1.50%、 P:0.0050〜0.50%、
Mo:0.01〜0.50%およびNb:0.0005〜0.0100%
のうちから選んだ1種または2種以上を含有する組成になることを特徴とする請求項1に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。 - 請求項1に記載の方向性電磁鋼板の製造過程における浸炭窒化処理後の一次再結晶鋼板であって、その組成が、質量%で、Si:2.0〜4.5%およびMn:0.5%以下を含有し、S,SeおよびOがそれぞれ50ppm未満、sol.Alが100ppm未満、Nが50ppm以上1000ppm以下、Cが50ppm以上250ppm以下で、残部はFeおよび不可避的不純物の組成範囲を満足することを特徴とする方向性電磁鋼板製造用の一次再結晶鋼板。
- 前記一次再結晶鋼板が、さらに質量%で、
Ni:0.005〜1.50%、 Sn:0.01〜0.50%、
Sb:0.005〜0.50%、 Cu:0.01〜0.50%、
Cr:0.01〜1.50%、 P:0.0050〜0.50%、
Mo:0.01〜0.50%およびNb:0.0005〜0.0100%
のうちから選んだ1種または2種以上を含有する組成になることを特徴とする請求項3に記載の方向性電磁鋼板製造用の一次再結晶鋼板。
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