JP2016211016A - 無方向性電磁鋼板用熱延板とその製造方法および磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】質量%で2.0%≦Si≦4.0%、0.01%≦Al≦3.0%、0.05%≦Mn≦2.5%、0.03%≦P≦0.12%、0.001%≦C≦0.005%、S≦0.005%、N≦0.005%を含有し、残部がFeおよび不純物元素からなり、固溶C濃度が0.001mass%以上、0.005mass%以下であり、結晶粒界におけるP/Fe原子比が0.01以上、0.05以下である、無方向性電磁鋼板用熱延板。Pが粒界偏析する温度とCが粒界偏析する温度(固溶Cが減少する温度)が異なることに着目し、各温度域を別々に制御する。
【選択図】図1
Description
質量%で
2.0%≦Si≦4.0%、
0.01%≦Al≦3.0%、
0.05%≦Mn≦2.5%、
0.03%≦P≦0.12%、
0.001%≦C≦0.005%、
S≦0.005%、
N≦0.005%
を含有し、残部がFeおよび不純物元素からなり、
固溶C濃度が0.001mass%以上、0.005mass%以下であり、結晶粒界におけるP/Fe原子比が0.01以上、0.05以下である、無方向性電磁鋼板用熱延板。
鋼板の表面ヴィッカース硬度Hとシャルピー遷移温度T(℃)が下記式(1)を満足する、[1]に記載の無方向性電磁鋼板用熱延板。
T(℃)≦4.5×(225-H) ・・・ 式(1)
質量%で
2.0%≦Si≦4.0%、
0.01%≦Al≦3.0%、
0.05%≦Mn≦2.5%、
0.03%≦P≦0.12%、
0.001%≦C≦0.005%、
S≦0.005%、
N≦0.005%
を含有し、残部がFeおよび不純物元素からなり、
{200}面のX線積分強度I200と{222}面のX線積分強度I222との比I200/I222が1.00以上であり、
結晶方位分布関数における{φ1,Φ,φ2}={25°,0°,45°}の強度が6.00以上であり、かつ、{φ1,Φ,φ2}={30°,55°,45°}の強度が5.00未満を満足し、
{φ1,Φ,φ2}={25°,0°,45°}の強度≧{φ1,Φ,φ2}={20°,20°,45°}の強度
を満足し、
結晶粒径が30μm以上、板厚が0.10mm以上0.50mm以下である、無方向性電磁鋼板。
[1]または[2]に記載の無方向性電磁鋼板用熱延板を製造する方法であって、
質量%で
2.0%≦Si≦4.0%、
0.01%≦Al≦3.0%、
0.05%≦Mn≦2.5%、
0.03%≦P≦0.12%、
0.001%≦C≦0.005%、
S≦0.005%、
N≦0.005%
を含有し、残部がFeおよび不純物元素からなる鋼片を熱間圧延して焼鈍した後、500℃以上の温度域を、10℃/s以上、100℃/s以下の冷却速度で冷却し、500℃未満の温度域を、500℃以上の温度域における冷却速度よりも大きい冷却速度で冷却する、無方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法。
[1]または[2]に記載の無方向性電磁鋼板用熱延板を製造する方法であって、
質量%で
2.0%≦Si≦4.0%、
0.01%≦Al≦3.0%、
0.05%≦Mn≦2.5%、
0.03%≦P≦0.12%、
0.001%≦C≦0.005%、
S≦0.005%、
N≦0.005%
を含有し、残部がFeおよび不純物元素からなる鋼片を熱間圧延して700℃以上で巻き取りを行い、500℃以上の温度域を、10℃/s以上、100℃/s以下の冷却速度で冷却し、500℃未満の温度域を、500℃以上の温度域における冷却速度よりも大きい冷却速度で冷却する、無方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法。
[1]または[2]に記載の無方向性電磁鋼板用熱延板を冷間圧延し、仕上焼鈍して無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、
前記冷間圧延をトータル圧下率が75%以上、95%以下の多パス圧延とし、各パス間にて100℃〜400℃で1〜60minの時効処理を施す、無方向性電磁鋼板の製造方法。
冷間圧延し、脱炭焼鈍を実施した後、仕上焼鈍する、[5]に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
Siは、鋼の固有抵抗を増加させ、また、鉄損を低減する作用を呈する。この作用を得るためには、2.0%以上が必要である。一方、Siが4.0%を超えると、鋼が脆化し、圧延性が低下する。従って、Siは、2.0〜4.0%とする。好ましくは、2.0〜3.5%である。
Alは、脱酸材として有効であり、更に、窒化物を粗大にして無害化することもできる。また、Siと同様に、鋼の固有抵抗を増加させ、鉄損を低減させる。これらの作用を得るためには、0.01%以上が必要である。しかし、3.0%を超えると、鋼が脆化し、圧延性が低下する。従って、Alは、0.01〜3.0%とする。好ましくは、0.2〜2.0%である。
Mnは、鋼の固有抵抗を高め、また、硫化物を粗大化して無害化する作用を呈する。この作用を得るためには、0.05%以上が必要である。一方、Mnが2.5%を超えると、磁束密度の低下及びコストの上昇を招くとともに、冷延時に割れ易くなる。従って、Mnは、0.05〜2.5%とする。好ましくは、0.1〜0.5%である。
Pは磁束密度を向上させる効果を有している。高磁束密度化効果を得る観点から、P含有量は0.03%以上とする。一方、P含有量が0.12%超では、冷間圧延時に破断を生じる可能性がある。したがって、P含有量は、0.03〜0.12%とする。
Cは、鋼中に固溶Cとして存在して冷間圧延時のパス間の時効による集合組織改善効果を発現することにより、磁束密度を向上させる。その効果を得るために、Cは0.001%以上とする。一方、含有量が0.005%を超えると微細な炭化物が析出して磁気特性が劣化するので、C含有量は0.005%以下とする。好ましくは、0.002〜0.005質量%である。
固溶C濃度が0.001mass%未満では、固溶Cによる磁束密度の向上が不十分である。一方、0.005mass%を超えると粒界にセメンタイトが形成し、冷延性が低下する。また、相変態する恐れもあり、熱延板焼鈍工程で相変態すると、冷延工程にて相変態しない場合に比べて{111}<uvw>方位が極めて強く発達し、仕上焼鈍板の{111}<uvw>方位が増加する。この方位は磁気特性を劣化させる方位であるので、発達させないことが望ましい。固溶C量は、種々の時効前後の試料を内部摩擦法にてスネークピーク値Qmax-1を測定し、下記式(2)、(3)の関係から求めればよい。
固溶C量(mass%)=K×Qmax-1 ・・・ 式(2)
K=1.55×{Mn量(mass%)}1/2+1.35 ・・・ 式(3)
結晶粒界におけるP/Fe原子比が0.01未満では、Pの粒界偏析を活用した磁束密度の向上が不十分である。一方、0.05を超えると冷間圧延時に破断を生じる可能性がある。P/Fe原子比は2.0mmt×20mmL×3mmWの試料をオージェ電子分光装置内に入れて液体窒素にて試料を冷却し、試料を破断させた。試料の粒界破壊した破面を探し出し、その粒界面におけるFe、 P量を分析し、P/Fe原子比を求めればよい。
T(℃)≦4.5×(225-H) ・・・ 式(1)
本発明は前述のように固有抵抗を高めるためSi、Alを比較的高濃度で含有した鋼種において、磁束密度を向上させるためにPと固溶Cを活用することを特徴とし、圧延性を合わせて課題解決するものである。これら元素の含有量は、これら元素の固溶強化およびセメンタイトによる鋼板の硬化を考えて適切に設計する必要がある。本発明ではこの硬化を鋼板の表面ヴィッカース硬度Hで代表させ、圧延性と関連するシャルピー遷移温度T(℃)との関連で発明を好ましく限定することが可能であり、上記式(1)を満足する場合に、良好な磁気特性と圧延性のバランスが得られる。
{200}面のX線積分強度が多いほど、磁気特性に好ましい集合組織になるので、{200}面のX線積分強度は2.0以上とする。一方、{222}面のX線積分強度が多いほど、磁気特性に好ましくない集合組織になるので、{222}面のX線積分強度は10.0以下とする。試料作製方法は、鋼板を切り出し、試料表面を化学研磨により測定する板厚まで減厚すればよい。また、定量化方法は作製した試料をエックス線回折装置にて{200}面、{110}面、{211}面の極点図を測定し、ODFを作成してから、{200}面、{222}面の積分強度を求める。板厚方向の集合組織のばらつきが大きい場合には、例えば板厚表面から1/10の位置、1/4の位置の部分の集合組織を測定し、結果を平均すればよい。
結晶粒径が30μm未満では、良好な磁気特性が得られない。従って、結晶粒径は30μm以上とする。方法は、長手方向と板厚保方向の断面における金属組織を50倍程度で撮影し、線分法で測定すればよい。
板厚薄手化により鉄損が減少する。そのため、低鉄損と高磁束密度を両立する観点から、板厚は0.10〜0.50mmとする。
時効処理を挟む2パス以上の冷間圧延を行うことにより、冷間圧延が1回の場合より高い磁束密度を得ることができる。トータル圧下率は製造上の制約から定められる。例えば熱延板厚を2.0mmとすると、無方向性電磁鋼板の板厚保である0.10mm以上0.50mm以下を得るためには圧下率が75%以上、95%以下になる。
冷間圧延のパス間に100〜400℃で1〜60minの時効処理を施すことによって、圧延方向に高い磁束密度を有する無方向性電磁鋼板を製造することができる。時効処理条件は、好ましくは100〜300℃で1〜60min、より好ましくは100〜250℃で1〜60min、さらに好ましくは150〜250℃で1〜60minである。Cが拡散でき、転位が拡散し難いことを両方満足させる観点から温度は100℃〜400℃とした。時間は、Cが転位を固着する頻度を稼ぐために1〜60minとした。なお、時間の上限(60min)は生産性の観点からの上限である。
質量%で、Si:2.95%、Mn:0.2%、Al:0.5%の実機熱延板(板厚1.8mm)に1000℃で1min均熱する熱延板焼鈍を施し圧延した。その後1000℃で30s均熱する仕上焼鈍を施し、750℃で2h均熱するひずみ取り焼鈍を施した。55mm角磁気測定試験を採取し、LおよびC方向の5000A/mにおける磁束密度B50を測定した。
質量%で、Si:2.95%、Mn:0.2%、Al:0.5%の鋼をラボで真空溶解して、板厚2.0mmの熱延板を作製し、これに1000℃で1min均熱する熱延板焼鈍を施して圧延した。その後1000℃で30s均熱する仕上焼鈍を施し、750℃で2h均熱するひずみ取り焼鈍を施した。55mm角磁気測定試験を採取し、圧延方向から0、22.5、45、67.5、90°傾けた角度における磁束密度B50を測定した。
表1に示す化学組成の鋼を真空溶解した。1100℃で加熱して熱間圧延し、板厚2.0mmに仕上、750℃で巻き取った。この熱延板を1000℃で30s均熱する熱延板焼鈍を施し、500℃以上における冷却速度を20℃/sで炉冷、500℃未満における冷却速度を100℃/sで水冷した。
表1に示した鋼No.1と8を用いて、熱延後の巻き取り時の冷却速度の影響および熱延板焼鈍後の冷却速度が及ぼす固溶C量と粒界P/Feへの影響を調べた。また、SEMでセメンタイトを観察し、数密度を測定した。さらに、シャルピー衝撃試験により、延性−脆性遷移温度(以下、遷移温度)を求め、断面の1kgにおけるヴィッカース硬度、硬度パラメータ「4.5×(225-H)」を表3に示す。
実験3にて作製した表2に記載の熱延板焼鈍板を用いて冷間圧延を多パス圧延で行い、板厚0.25mm(圧下率87.5%)に仕上げた。200℃で300s保持するパス間時効を板厚1.8、 1.6、 1.2、 0.8、 0.5mmのときに実施した。また、比較材としてパス間時効を省略した通常冷延材も用意した。これらの冷延板を1000℃で30s保持する仕上焼鈍を行い、圧延方向から0°、22.5°、45°、67.5°、90°傾けた方向の5000A/mにおける磁束密度B50(0)、B50(22.5)、B50(45)、B50(67.5)、B50(90)と、400Hzで1.0Tまで磁化した時の鉄損W10/400(0)、W10/400(22.5)、W10/400(45)、W10/400(67.5)、W10/400(90)を測定した。これらの結果から、下記式(4)と(5)を用いて、B50とW10/400の全周平均を求めた。
B50={B50(0)+2×B50(22.5)+2×B50(45)+2×B50(67.5)+B50(90)}/8 ・・・ (4)
W10/400={W10/400 (0)+2×W10/400 (22.5)+2×W10/400 (45)+2×W10/400 (67.5)+ W10/400 (90)}/8 ・・・ (5)
また、板厚中心層の{200}面、{110}面、{211}面のX線積分強度を測定し、結晶方位分布関数ODFを求め、{200}面の積分強度、{222}面の積分強度、{φ1,Φ,φ2}={25°,0°,45°}({100}<012>方位近傍に相当)の強度、{φ1,Φ,φ2}={30°,55°,45°}({111}<112>方位に相当)の強度、{φ1,Φ,φ2}={20°,20°,45°}({411}<148>方位近傍に相当)の強度を評価した。結果を表4に示す。
磁気特性へのパス間時効温度の影響とパス間時効時間の影響を調べるため、表3に示した鋼No.1-gと8-gを用いて、冷間圧延中の板厚1.8、1.6、1.2、0.8、0.5mmのときにパス間時効を実施し、1000℃で30s均熱する仕上焼鈍を施した。結果を表5に示す。B50とW10/400は実験5と同様の方法で測定し、全周平均を式(4)と式(5)から求めて評価した。
田中らは、P添加材へのパス間時効の適用を検討した。図6に実験工程を示す。質量%で、Si:2.0%、Mn:0.2%、Al:0.3%にPを0.01%、0.08%含有する鋼、及びSi:2.5%、Mn:0.2%、Al:1.0%にPを0.01%、0.08%含有する鋼をラボで真空溶解して、板厚2.0mmの熱延板を作製し、これに800℃で10h均熱、炉冷する箱焼鈍型熱延板焼鈍を施して圧延した。その後1050℃で1s均熱する仕上焼鈍を施した。55mm角磁気測定試験を採取し、L方向とT方向(C方向)磁束密度B50を測定した。
Claims (7)
- 質量%で
2.0%≦Si≦4.0%、
0.01%≦Al≦3.0%、
0.05%≦Mn≦2.5%、
0.03%≦P≦0.12%、
0.001%≦C≦0.005%、
S≦0.005%、
N≦0.005%
を含有し、残部がFeおよび不純物元素からなり、
固溶C濃度が0.001mass%以上、0.005mass%以下であり、結晶粒界におけるP/Fe原子比が0.01以上、0.05以下である、無方向性電磁鋼板用熱延板。 - 鋼板の表面ヴィッカース硬度Hとシャルピー遷移温度T(℃)が下記式(1)を満足する、請求項1に記載の無方向性電磁鋼板用熱延板。
T(℃)≦4.5×(225-H) ・・・ 式(1) - 質量%で
2.0%≦Si≦4.0%、
0.01%≦Al≦3.0%、
0.05%≦Mn≦2.5%、
0.03%≦P≦0.12%、
0.001%≦C≦0.005%、
S≦0.005%、
N≦0.005%
を含有し、残部がFeおよび不純物元素からなり、
{200}面のX線積分強度I200と{222}面のX線積分強度I222との比I200/I222が1.00以上であり、
結晶方位分布関数における{φ1,Φ,φ2}={25°,0°,45°}の強度が6.00以上であり、かつ、{φ1,Φ,φ2}={30°,55°,45°}の強度が5.00未満を満足し、
{φ1,Φ,φ2}={25°,0°,45°}の強度≧{φ1,Φ,φ2}={20°,20°,45°}の強度
を満足し、
結晶粒径が30μm以上、板厚が0.10mm以上0.50mm以下である、無方向性電磁鋼板。 - 請求項1または2のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板用熱延板を製造する方法であって、
質量%で
2.0%≦Si≦4.0%、
0.01%≦Al≦3.0%、
0.05%≦Mn≦2.5%、
0.03%≦P≦0.12%、
0.001%≦C≦0.005%、
S≦0.005%、
N≦0.005%
を含有し、残部がFeおよび不純物元素からなる鋼片を熱間圧延して焼鈍した後、500℃以上の温度域を、10℃/s以上、100℃/s以下の冷却速度で冷却し、500℃未満の温度域を、500℃以上の温度域における冷却速度よりも大きい冷却速度で冷却する、無方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法。 - 請求項1または2のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板用熱延板を製造する方法であって、
質量%で
2.0%≦Si≦4.0%、
0.01%≦Al≦3.0%、
0.05%≦Mn≦2.5%、
0.03%≦P≦0.12%、
0.001%≦C≦0.005%、
S≦0.005%、
N≦0.005%
を含有し、残部がFeおよび不純物元素からなる鋼片を熱間圧延して700℃以上で巻き取りを行い、500℃以上の温度域を、10℃/s以上、100℃/s以下の冷却速度で冷却し、500℃未満の温度域を、500℃以上の温度域における冷却速度よりも大きい冷却速度で冷却する、無方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法。 - 請求項1または2のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板用熱延板を冷間圧延し、仕上焼鈍して無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、
前記冷間圧延をトータル圧下率が75%以上、95%以下の多パス圧延とし、各パス間にて100℃〜400℃で1〜60minの時効処理を施す、無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 冷間圧延し、脱炭焼鈍を実施した後、仕上焼鈍する、請求項5に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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