JP2019505669A - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】本発明は、質量%で、Si:2〜7%、Sn:0.03〜0.10%及びSb:0.01〜0.05%のうち1種以上を含む鋼スラブを製造する段階と、鋼スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階と、前記熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階と、冷延板を脱炭及び浸窒する1次再結晶焼鈍する段階と、1次再結晶焼鈍された冷延板に焼鈍分離剤を塗布して乾燥する段階と、焼鈍分離剤が塗布された冷延板を2次再結晶焼鈍する段階と、を含む方向性電磁鋼板の製造方法において、1次再結晶焼鈍は、加熱帯、第1均熱帯及び第2均熱帯を通過して施し、それぞれの露点をt1、t2及びt3とするとき、数(1)及び数(2)を満足し、焼鈍分離剤は、マグネシウム酸化物またはマグネシウム水酸化物及び金属ヨウ化物を含み、2次再結晶焼鈍する段階において、フォルステライト(Mg2SiO4)被膜を除去することを特徴とする。
【選択図】図1
Description
最近、高磁束密度級の方向性電磁鋼板の商用化につれ、鉄損が少ない材料が求められている。これは、主に四つの技術的方法から接近でき、i)方向性電磁鋼板の磁化容易軸を含んでいる{110}<001>結晶粒方位を圧延方向に正確に配向する方法、ii)材料の薄物化方法、iii)化学的、物理的方法によりマグネチックドメインを微細化する磁区微細化方法、iv)表面処理などのような化学的方法による表面物性の改善または表面張力を付与する方法などがある。
前記最後の方法は、方向性電磁鋼板の表面性質を積極的に改善することにより素材の磁性を改善する方法である。その代表的な例として、脱炭焼鈍過程で必然的に生成される酸化層及びコイルの融着防止剤であるMgOスラリーの化学的反応により生成されるフォルステライト(Mg2SiO4)、つまり、ベースコーティング層を除去する方法がある。
現在まで前記ガラスレス技術の主な研究方向は、焼鈍分離剤であるMgOに塩化物を添加した後高温焼鈍工程で表面エッチング効果を利用する技術、及び焼鈍分離剤としてAl2O3粉末を塗布した後高温焼鈍工程でベースコーティング層自体を形成させない技術の2つの方向に進められた。
このような技術の究極的な方向は、結局電磁鋼板の製造においてベースコーティング層を意図的に防止することによって、磁性劣化を招く表面のピニングサイト(Pinning Site)を除去し、究極的には方向性電磁鋼板の磁性を改善する。
また、既存の酸化能を低く制御して酸化層を最小限に形成してベースコーティング層の形成を最大に抑制する方法は、高温焼鈍時コイル上に熱処理を行う場合において、高温焼鈍時のコイル内の板の位置に応じて異なる露点及び温度挙動を有し、この時ベースコーティング層の形成に差があり、これによるガラスレス程度の差が生じるため、板の部分別の偏差発生により量産化に大きな問題になる。
したがって、現在のガラスレス方法により低鉄損方向性電磁鋼板を製造するためには、脱炭工程及び高温焼鈍における生産性低下を避けることができず、そのため、ガラスレス工程が技術的には非常に有用であるにもかかわらず、商用化されないのが実情である。
前記鋼スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階と、
前記熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階と、
前記冷延板を脱炭及び浸窒する1次再結晶焼鈍する段階と、
前記1次再結晶焼鈍された冷延板に焼鈍分離剤を塗布して乾燥する段階と、
前記焼鈍分離剤が塗布された冷延板を2次再結晶焼鈍する段階と、
を含む方向性電磁鋼板の製造方法において、
前記1次再結晶焼鈍は、加熱帯、第1均熱帯及び第2均熱帯を通過して施し、それぞれの露点をt1、t2及びt3とするとき、下記の数(1)及び数(2)を満足し、
前記焼鈍分離剤は、マグネシウム酸化物またはマグネシウム水酸化物及び金属ヨウ化物を含み、
前記2次再結晶焼鈍する段階において、フォルステライト(Mg2SiO4)被膜を除去することを特徴とする。
50℃≦t1≦t2≦t3≦70℃ (1)
t2−t1≧4℃ (2)
t3−t2≧4℃ (3)
前記酸化層の厚さは0.5〜2.5μmであり、前記酸化層の酸素量は600ppm以上であることを特徴とする。
前記金属ヨウ化物をなす金属は、Ag、Co、Cu及びMoの中から選ばれる1種及びこれらの組み合わせを含むことを特徴とする。
前記2次再結晶焼鈍する段階において、650℃から1200℃に達するまで0.1〜20℃/hrの昇温率で加熱し、1200℃に達した以後、1150〜1250℃の温度範囲で20時間以上維持することを特徴とする。
前記方向性電磁鋼板の表面は、圧延方向と平行に凹む屈曲が形成されることを特徴とする。
フォルステライト被膜が除去された方向性電磁鋼板は、磁区移動を制限する主な要素であるピニングポイントを排除し得、方向性電磁鋼板の鉄損を向上させることができる。
図1は本発明の一実施例による方向性電磁鋼板の製造方法のフローチャートを概略的に示す。図1の方向性電磁鋼板の製造方法のフローチャートは、単に本発明を例示するためであり、本発明はこれに限定されない。したがって、方向性電磁鋼板の製造方法を多様に変形し得る。
本発明の一実施例による方向性電磁鋼板の製造方法は、質量%で、Si:2〜7%、Sn:0.03〜0.10%及びSb:0.01〜0.05%のうち1種以上を含む鋼スラブを製造する段階(S10)と、鋼スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階(S20)と、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階(S30)と、冷延板を脱炭及び浸窒する1次再結晶焼鈍する段階(S40)と、1次再結晶焼鈍された冷延板に焼鈍分離剤を塗布して乾燥する段階(S50)と、焼鈍分離剤が塗布された冷延板を2次再結晶焼鈍する段階(S60)とを含む。
まず、段階(S10)では、質量%で、Si:2〜7%、Sn:0.03〜0.10%及びSb:0.01〜0.05%のうち1種以上を含む鋼スラブを製造する。ここで、Sn及びSbは、それぞれ単独で含まれてもよく、同時に含まれてもよい。Si、SnまたはSbは、本発明の一実施例において必須に含まれる元素であり、その他のC、Al、N、P、Mnなどもさらに含まれる。
以下、鋼スラブの各組成別に詳しく説明する。
Si:2〜7質量%
Siは、電磁鋼板の基本組成であって、素材の比抵抗を増加させて鉄損(core loss)を低くする役割を果たす。
Siの含有量が低すぎる場合、比抵抗が減少して渦電流損が増加し、鉄損特性が劣化し、脱炭窒化焼鈍時のフェライトとオーステナイトとの間の相変態が活発になり、1次再結晶集合組織がひどく損傷され得る。また高温焼鈍時のフェライトとオーステナイトとの間相変態が発生して2次再結晶が不安定になるだけでなく{110}ゴス集合組織がひどく損傷される。
一方、Siの含有量が多すぎる場合、1次再結晶焼鈍時SiO2及びFe2SiO4酸化層が過度に緻密に形成されて脱炭挙動を遅延させてフェライトとオーステナイトとの間の相変態が1次再結晶焼鈍処理を行う間持続的に起こり、1次再結晶集合組織がひどく損傷され得る。また、上述した緻密な酸化層の形成による脱炭挙動の遅延効果により窒化挙動が遅れて(Al、Si、Mn)N及びAlNなどの窒化物が十分に形成されず、2次再結晶焼鈍時に2次再結晶に必要な十分な結晶粒抑制力の確保ができなくなる。したがって、Siの含有量を前述した範囲に調節する。
Cは、フェライトとオーステナイトとの間の相変態を招く元素であって、脆性が強く、圧延性が良くない電磁鋼板の圧延性向上のための必須元素であるが、最終製品に残存する場合、磁気的時効効果によって形成される炭化物が磁気的特性を悪化させる元素であるため、適正な含有量に制御される。
Cの含有量が低すぎる場合、フェライトとオーステナイトとの間の相変態がうまく行われないため、スラブ及び熱間圧延の微細組織の不均一化を招く。また、熱延板焼鈍熱処理中のフェライトとオーステナイトとの間の相変態が過不足する場合、スラブ再加熱時に再固溶された析出物が粗大に析出されて1次再結晶の微細組織が不均一になり、2次再結晶焼鈍時の結晶粒成長抑制剤の不足による2次再結晶挙動が不安定になる。
一方Cの含有量が多すぎる場合、通常の1次再結晶工程では十分に脱炭させることができないので、これの除去が容易でない問題が生じる。さらに、脱炭が十分行われなければ、最終製品を電力機器に適用時に磁気時効による磁気的特性の劣化現象を招く。したがって、Cの含有量を前述した範囲に調節する。脱炭後の最終製造される鋼板には炭素が0.005質量%以下含まれる。
Alは、熱間圧延と熱延板焼鈍時に微細に析出されたAlNのほかにも冷間圧延以降の焼鈍工程において、アンモニアガスにより導入された窒素イオンが鋼中に固溶状態で存在するAl、Si、Mnと結合して(Al、Si、Mn)N及びAlN形態の窒化物を形成することによって、強力な結晶粒成長抑制剤の役割を果たす。
Alの含有量が低すぎる場合、形成される個数と体積が非常に低い水準であるため、抑制剤としての十分な効果を期待できない。
Alの含有量が多過ぎる場合、粗大な窒化物を形成することによって結晶粒成長の抑制力が落ちる。したがって、Alの含有量を前述した範囲に調節する。
Nは、Alと反応してAlNを形成する重要な元素である。
Nの含有量が多すぎる場合、熱間圧延以降の工程で窒素拡散によるブリスター(Blister)という表面欠陥を招いて、スラブ状態で窒化物が過剰に形成されるため、圧延が難しくなって次の工程が複雑になり、製造単価が上昇する原因になる。
一方、(Al、Si、Mn)N及びAlNなどの窒化物を形成するために追加的に必要なNは、後述する1次再結晶焼鈍段階(S40)でアンモニアガスを用いて鋼中に窒化処理を施して補強する。したがって、Nの含有量を前述した範囲に調節する。
Pは、低温加熱方式の方向性電磁鋼板で1次再結晶粒の成長を促進させるので、2次再結晶温度を高めて最終製品で{110}<001>方位の集積度を高める。1次再結晶粒が過大すぎる場合は、2次再結晶が不安になるが、2次再結晶が起きる限り、2次再結晶温度を高めるために1次再結晶粒が大きいことが磁性に有利である。
一方、Pは、1次再結晶された鋼板で{110}<001>方位を有する結晶粒の数を増加させて最終製品の鉄損を低くするだけでなく、1次再結晶板で{111}<112>集合組織を強く発達させて最終製品の{110}<001>集積度を向上させるので、磁束密度も高まる。
また、Pは2次再結晶焼鈍時、約1000℃の高い温度まで結晶粒系に偏析して析出物の分解を遅らせて抑制力を補強する作用も有している。
Pの含有量が多すぎると、1次再結晶粒の大きさがむしろ減少して2次再結晶が不安定になるだけでなく、脆性を増加させて冷間圧延性を阻害し得る。したがって、Pの含有量を前述した範囲に調節する。
Mnは、Siと同一に比抵抗を増加させて渦電流損を減少させることによって全体の鉄損を減少させる効果もあり、Siと共に窒化処理により導入される窒素と反応して(Al、Si、Mn)Nの析出物を形成することによって、1次再結晶粒の成長を抑制して2次再結晶を起こすことにおいて重要な元素である。0.20質量%以上添加時には鋼板表面にMnを過剰に添加すると、鋼板表面の酸化層にFe2SiO4のほかに(Fe、Mn)及びMn酸化物が多量形成されて高温焼鈍中に形成されるベースコーティング形成を妨げて表面品質を低下させ、2次再結晶焼鈍工程(S60)でフェライトとオーステナイトとの間の相変態を誘発するため、集合組織がひどく損傷されて磁気的特性が大きく劣化する。したがって、Mnの含有量を前述した範囲に調節する。
Sは、Mnと反応してMnSを形成する重要な元素である。
Sの含有量が多すぎると、MnSの析出物がスラブ内で形成されて結晶粒成長を抑制し、鋳造時スラブ中心部に偏析して以降工程での微細組織を制御することが難しい。したがって、Sの含有量を前述した範囲に調節する。
Snを添加すると2次結晶粒の大きさを減少させるために{110}<001>方位の2次核の数を増加させることによって鉄損を向上させ得る。また、Snは結晶粒系に偏析により結晶粒成長を抑制することにおいて重要な役割を果たし、これは、AlN粒子が粗大化され、Si含有量を増加することによって結晶粒成長を抑制する効果が弱まることを補償する。したがって、結果的に相対的に高いSi含有量を有しても{110}<001>2次再結晶集合組織の成功的な形成が保証される。つまり、{110}<001>2次再結晶構造の完成度を全く弱化させることなくSi含有量を増加させるのみならず、最終の厚さを減少させる。
Snの含有量が多すぎると、脆性が増加する問題が発生する。
Snの含有量範囲を前述した範囲に制御する時、従来では予測できなかった不連続的でかつ顕著な鉄損減少効果が奏される。したがって、Snの含有量を前述した範囲に調節する。
Sbは、結晶粒系に偏析して1次再結晶粒の過度な成長を抑制する作用があるが、Sbの含有量が少なすぎると、その作用がうまく発揮され難い。
Sbの含有量が多すぎると、1次再結晶粒の大きさが過度に小さくなり、2次再結晶の開始温度が低くなり、磁気特性を劣化させたりまたは粒成長に対する抑制力が過度に大きくなり、2次再結晶が形成されないこともある。したがって、Sbの含有量を前述した範囲に調節する。
SnとSbは、それぞれ単独または全て含まれ得る。それぞれ単独で含まれる場合、Sn:0.03〜0.10%またはSb:0.01〜0.05%含まれ得る。Sn及びSbがいずれも含まれる場合、Sn及びSbの合量で0.04〜0.15%含まれる。
Sn及びSbのうち1種以上の含有量は、本発明の一実施例によるベースコーティングフリー方向性電磁鋼板の製造のために非常に重要な前提条件となる。ベースコーティングフリー方向性電磁鋼板が磁性的に優れた特性を現わすためには、1次再結晶焼鈍工程(S40)中に生成される酸化層30が母材金属層10の内部に深く侵入することを抑制し、全体的な酸化層30の厚さは薄く有するように誘導しなければならない。この時、酸化層30は母材金属層10の厚さ方向に拡散されず、母材金属層30の表面でバンド形態の濃化帯を形成する。この時、酸化層30の酸素量は600ppm以上に高く、かつ同時に酸化層30の厚さは0.5〜2.5μmに薄く制御する。
段階(S10)以後、鋼スラブを再加熱し得る。
段階(S30)では熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する。熱延板は、熱延板焼鈍及び酸洗後に冷間圧延する。この時、冷延板の厚さは1.5〜2.3mmである。
段階(S40)では冷延板を1次再結晶焼鈍する。
冷間圧延板が脱炭及び浸窒のために湿潤雰囲気に制御されている加熱炉を通過する時、冷間圧延板の組成中の酸素親和度が最も高いSiが加熱炉内の水蒸気から供給される酸素と反応して最も先に表面にシリカ酸化物(SiO2)が形成される。以後酸素が冷間圧延板内に侵入してFe系酸化物が生成される。このように形成されたシリカ酸化物は、次のような化学反応式数(3)によりフォルステライト(Mg2SiO4)被膜(ベースコーティング層)を形成する。
化学反応式(3)のようにシリカ酸化物が固体状態のマグネシウムスラリーと反応して完全な化学的反応をするには、二つの固体の間を連結する触媒役割の物質が必要であり、ここではパイライト(Fe2SiO4)が担当する。したがって、ベースコーティングを有している通常材の場合、シリカ酸化物の形成量だけでなく、適切量のパイライト形成が重要である。
電磁鋼板1次再結晶焼鈍(脱炭焼鈍)後、酸化層の形状は、黒い色の部分の酸化物が金属マトリックス(matrix)に嵌まっている形態になっている。この層は、炉の温度、雰囲気、炉点(Dew Point)などを制御してベースコーティングがよく形成されるように調節した。
しかし、ガラスレス工程は、窮極的に素材の磁区移動を妨げるベースコーティング層を高温焼鈍工程の前半に最小限に形成した後、後半に除去する概念を有しているので、通常1次再結晶焼鈍工程で最小限のシリカ酸化物を形成させた後、水酸化マグネシウム(Mg(OH)2)に置換された焼鈍分離用スラリーと反応させてフォルステライト層を形成した後母材から分離を誘導する。
ガラスレス製造工程が有している製造上の問題ため、通常のガラスレス工程では1次再結晶焼鈍時に酸化能を低く制御して酸化層を少なく生成し、また、生成される酸化層の組成は大部分シリカ酸化物に誘導する反面、低い酸化能による素材の脱炭性低下の問題は、脱炭処理の時間を増やすことによって解決している。これによって生産性が低下する。また、薄い酸化層により高温焼鈍時の鋼中に存在するインヒビタが表面側に急激に拡散及び消失して2次再結晶が不安になる問題を有しており、したがって、従来のガラスレス工程では2次再結晶焼鈍(高温焼鈍)時に高窒素雰囲気及び昇温区間で昇温率を遅らせる序列パターンを適用することによって、鋼中のインヒビタが表面側に拡散することを抑制しているが、1次再結晶焼鈍工程と同様に生産性の低下は避けられない。
酸化層は、金属基地内に内部の酸化物が嵌まっている層であって、厚さ方向にさらに内側の母材金属層10と区分される。このような酸化層30の酸素量を、ガラス被膜を旨く形成させる量だけ増加させながらも酸化層30の総厚さは減らす方法を考案した。このため、1次再結晶焼鈍工程(S40)で素材の表面に形成される酸化層30メカニズム及び鋼中に含まれている偏析元素の偏析現象を積極的に利用して偏析元素の偏析と1次再結晶焼鈍時の区間別温度、酸化度を適正に維持することによって、酸化層30の厚さは薄く維持する代わりに全体的に形成される酸化層内の酸素量は高く形成される方法を提供する。
冷間圧延板が1次再結晶焼鈍段階(S40)で脱炭のために湿潤雰囲気に制御される加熱帯及び1次均熱帯で酸化層30の厚さが厚くなる。本発明の一実施例では1次再結晶焼鈍段階(S40)で偏析元素であるSbまたはSnを酸化層30と金属基材層10の界面側に偏析させ、偏析層20を形成することによって、酸化層30の厚さが厚くなることを防止する。
1次再結晶焼鈍は、加熱帯、第1均熱帯及び第2均熱帯を通過して施し、それぞれの露点をt1、t2及びt3とするとき、下記の数(1)及び数(2)を満足する。
50℃≦t1≦t2≦t3≦70℃ (1)
t2−t1≧4℃ (2)
露点が50℃より低いと、脱炭に不良が発生する。また露点が70℃より高いと、酸化層30が過多に生成されて2次再結晶焼鈍段階においてフォルステライト(Mg2SiO4)被膜を除去した後の表面に残留物が多量発生する。したがって、前述した範囲に加熱帯、第1均熱帯及び第2均熱帯の露点を調節する。
段階(S40)は、水素、窒素及びアンモニアガス雰囲気で行う。具体的に窒素40〜60体積%、アンモニア0.1〜3体積%及び残部は、水素を含む雰囲気で行われる。
段階(S50)では1次再結晶焼鈍された冷延板に焼鈍分離剤を塗布して乾燥する。具体的に焼鈍分離剤は、マグネシウム酸化物またはマグネシウム水酸化物及び金属ヨウ化物を含む。
マグネシウム酸化物またはマグネシウム水酸化物は、焼鈍分離剤の主成分として、前述した化学反応式3のように、表面に存在するSiO2と反応してフォルステライト(Mg2SiO4)被膜を形成する。
Fe+2Cl→FeCl2 (4)
このように生成されたFeCl2の気化点は1025℃であるため、2次再結晶焼鈍段階において、FeCl2が気化しながらベースコーティングを鋼板表面から剥離させることが理論的に可能である。
しかし、実際、高温の焼鈍炉(furnce)内には水素及び窒素が混在されているので、FeCl2は再び下記化学反応式数(5)で表される反応が誘導される。
FeCl2+H2→2HCl+Fe (5)
具体的に、前記高温の焼鈍工程中には2次再結晶粒が形成され、このような2次再結晶粒は、方向性電磁鋼板の鉄損減少及び磁束密度の向上に重要な影響を与えるが、一般に2次再結晶現象が約1050〜1100℃の間で始まることを考慮すれば、FeCl2の気化温度(つまり、1025℃)未満の温度は、十分な2次再結晶が行われるには低すぎる温度である。
もし、ベースコーティングが存在する場合、炉(furnace)内の水素及び窒素などの気体が鋼板と直接接触することを防止し、析出物の分解を抑制し得るが、2次再結晶の開始温度に達する前にすでにHCl気体によってベースコーティングが脱落すると、露出した鋼板表面でインヒビタの分解が誘発され、これにより結晶粒の成長が抑制されず、結局2次再結晶粒がうまく形成されなくなる。
これだけでなく、HCl気体は、金属物質との反応性が高いのため炉(furnace)を腐食させる危険があり、有毒ガスに該当するため環境的に有害である短所もある。
これに対し、金属塩化物でない金属ヨウ化物を用いる場合、鋼板及びその酸化膜の界面においてFeCl2の代わりにFeI2が生成された後、炉(furnace)内の雰囲気の影響により下記化学反応式数(6)で表される反応をする。
FeI2+H2→2HI+Fe (6)
この場合にも、生成されたHI気体は、鋼板の外部に抜け出ながらベースコーティングを脱落させるが、炉(furnace)内の水素及び窒素の分圧に関係なく、金属塩化物を使った時より80℃ほど高い温度でベースコーティングが脱落する。
したがって、鋼板内部のインヒビタが金属ヨウ化物を焼鈍分離剤として使用する時、金属塩化物より相対的に高い温度まで安定的に存在する。
つまり、金属ヨウ化物は、金属塩化物より鉄損特性に優れた2次再結晶を誘導することにより有利な物質であり、高温の焼鈍炉(furnace)の腐蝕や有毒性の面においてもより安全な特性を有している。
具体的に焼鈍分離剤は、マグネシウム酸化物またはマグネシウム水酸化物100重量部及び金属ヨウ化物5〜20重量部を含む。
金属ヨウ化物が過度に少なく含まれる場合、化学反応式(6)の反応が十分でなく、鏡面度が不良になる。金属ヨウ化物が過剰に多く含まれる場合は2次再結晶焼鈍段階の初期にベースコーティングの形成が円滑に行われず、2次再結晶の開始温度に達する前にインヒビタの分解が行われ、磁性が不良である結果を招く。したがって、金属ヨウ化物の含有量を前述した範囲に限定する。
段階(S50)において、焼鈍分離剤の塗布量は6〜20g/m2である。焼鈍分離剤の塗布量が少なすぎると、ベースコーティングの形成が円滑に行われない。焼鈍分離剤の塗布量が多すぎると、2次再結晶に影響を与える。したがって、焼鈍分離剤の塗布量を前述した範囲に調節する。
段階(S50)において、焼鈍分離剤を乾燥する温度は300〜700℃である。温度が低すぎると、焼鈍分離剤の乾燥が容易でない。温度が高すぎると、2次再結晶に影響を与える。したがって、焼鈍分離剤の乾燥温度を前述した範囲に調節する。
次に、段階(S60)では焼鈍分離剤が塗布された冷延板を2次再結晶焼鈍する。
段階(S60)は、常温から1200℃まで昇温する段階において、650℃から1200℃の範囲では0.1〜20℃/hrの昇温率で加熱し、前記1200℃に達した以後、1150〜1250℃の温度範囲で20時間以上維持する。
また、1200℃に達した後、20時間以上維持する理由は、外部に露出した鋼板表面の平滑化を誘導し、鋼板の内部に存在する窒素や炭素などの不純物を除去するために十分な時間が必要であるからである。
段階(S60)で700〜1200℃の昇温過程は、20〜30体積%の窒素及び70〜80体積%の水素を含む雰囲気で行い、1200℃に達した後には100体積%の水素を含む雰囲気で行う。前述した範囲で雰囲気を調節することによってフォルステライト被膜が円滑に形成される。
本発明の一実施例による方向性電磁鋼板の製造方法によれば、酸化層量は、通常材とほぼ類似するが、酸化層の厚さは、通常材に対して50%以下で薄く形成して2次再結晶焼鈍段階でフォルステライト層の除去が容易であり、したがって、母材の磁区移動が容易な金属光沢型方向性電磁鋼板を得ることができる。
また図3に概略的に示すように、方向性電磁鋼板の表面は、圧延方向と平行に凹む屈曲(凹凸)40を有する。
本発明の一実施例で製造した方向性電磁鋼板は、粗さが相対的に大きく光沢度も減少する。このような理由は、2次再結晶焼鈍中に1025〜1100℃付近でフォルステライト被膜の剥離時間が相対的に長く、したがって、剥離後の表面が熱によって平坦化される時間が十分でないと考えられる。しかし、これに相応して2次再結晶焼鈍段階において、インヒビタ安定性に優れて磁性確保が容易である。
実施例
質量%で、Si:3.2%、Sn:0.06%、Sb:0.025%含む鋼スラブを製造した後に熱間圧延して2.6mmの熱延板を作り、熱延板焼鈍及び酸洗後の最終厚さである0.30mmの厚さに冷間圧延を行った。
冷間圧延された鋼板は、以降、1次再結晶焼鈍を経て、均熱温度を875℃で180秒間維持して同時脱炭、窒化処理を行った。この時、加熱帯、第1均熱帯及び第2均熱帯の露点(Dew point)を下記表1のように調節して生成される酸化層量を調節した。
1次再結晶焼鈍後に冷延板の側面に対する電界放射型透過電子顕微鏡(FE−EPMA)のイメージ及び分析結果を図4に示す。図4に示すように、母材金属層、偏析層及び酸化層が順に形成されることが確認できる。
以降、MgOを主成分とする焼鈍分離剤に表1のように金属塩化物及び金属ヨウ化物を添加して鋼板に塗布した後、コイル上に2次再結晶焼鈍を行った。2次再結晶焼鈍時の1次均熱温度は700℃、2次均熱温度は1200℃とし、昇温速度は15℃/hrとした。
図5には製造した方向性電磁鋼板を示す。圧延方向と平行に凹む屈曲(凹凸)が形成されていることが確認できる。
具体的に、磁束密度の場合、single sheet測定法を用いて磁場の強さを800A/m、鉄損は1.7T/50Hzの条件で測定し、表面の粗さは粗さ計(Surftest−SJ−500)を用いて測定した。
20:偏析層
30:酸化層
40:屈曲
Claims (10)
- 質量%で、Si:2〜7%、Sn:0.03〜0.10%及びSb:0.01〜0.05%のうち1種以上を含む鋼スラブを製造する段階と、
前記鋼スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階と、
前記熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階と、
前記冷延板を脱炭及び浸窒する1次再結晶焼鈍する段階と、
前記1次再結晶焼鈍された冷延板に焼鈍分離剤を塗布して乾燥する段階と、
前記焼鈍分離剤が塗布された冷延板を2次再結晶焼鈍する段階と、
を含む方向性電磁鋼板の製造方法において、
前記1次再結晶焼鈍は、加熱帯、第1均熱帯及び第2均熱帯を通過して施し、それぞれの露点をt1、t2及びt3とするとき、下記の数(1)及び数(2)を満足し、
前記焼鈍分離剤は、マグネシウム酸化物またはマグネシウム水酸化物及び金属ヨウ化物を含み、
前記2次再結晶焼鈍する段階において、フォルステライト(Mg2SiO4)被膜を除去することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
50℃≦t1≦t2≦t3≦70℃ (1)
t2−t1≧4℃ (2) - 前記第1均熱帯及び前記第2均熱帯の露点が数(3)を満足す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。
t3−t2≧4℃ (3) - 前記1次再結晶焼鈍後、母材金属層、偏析層及び酸化層が順に形成され、前記偏析層は、Sb及びSnのうち1種以上を50〜100質量%含むことを特徴とする請求項1記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記酸化層の厚さは0.5〜2.5μmであり、前記酸化層の酸素量は600ppm以上であることを特徴とする請求項3に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍分離剤は、前記マグネシウム酸化物またはマグネシウム水酸化物100重量部及び前記金属ヨウ化物5〜20重量部を含む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。
- 前記金属ヨウ化物をなす金属は、Ag、Co、Cu及びMoの中から選ばれる1種及びこれらの組み合わせを含む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。
- 前記2次再結晶焼鈍する段階は、650〜1200℃の温度範囲で行われ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。
- 前記2次再結晶焼鈍する段階において、650℃から1200℃に達するまで0.1〜20℃/hrの昇温率で加熱し、1200℃に達した以後、1150〜1250℃の温度範囲で20時間以上維持することを特徴とする請求項7に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記方向性電磁鋼板の表面粗さは、Raで0.8μm以下であ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。
- 前記方向性電磁鋼板の表面は、圧延方向と平行に凹む屈曲が形成されることを特徴とする請求項9に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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C21 | Notice of transfer of a case for reconsideration by examiners before appeal proceedings |
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