JP2022545889A - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、０＜Ｃ≦０．００３％、Ｓｉ：１．６～３．４％、Ｍｎ：０．１～１．２％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ：０．１～３．０％、Ｓｎ：０．００５～０．２％、Ｃａ：０．０００５～０．０１％、Ｏ≦０．００３％およびＮ≦０．００３％の質量パーセンテージの化学元素を含み、残部はＦｅおよび不可避不純物である無方向性電磁鋼板を開示する。加えて、本発明はさらに、上記無方向性電磁鋼板の製造方法であって、製錬および鋳造のステップと、熱間圧延のステップと、中間アニーリングのステップと、冷間圧延のステップと、連続アニーリングのステップと、完成した無方向性電磁鋼板を得るために絶縁コーティングを施すステップとを包含する無方向性電磁鋼板の製造方法を開示する。無方向性電磁鋼板は磁気特性が優良である。【選択図】 図１

Description

本発明は鋼板およびその製造方法に、具体的には無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。
近年、石油および石炭などの資源の徐々に干上がることによって、クリーンエネルギー、例えば風力、潮力、およびソーラーパワーに対する人々の需要はますます切迫して来ている。一方では、人々は、これらの物理的なおよび光熱的な力をアクセス可能な電力資源に変換して伝統的な石油および石炭資源を可能な限り代替するために可能なあらゆることを試みている；他方では、人々は、消費される日常的な電源の側面において効率の改善およびエネルギーの節約にもますます注意を払っている。例えば、目下ますます広く用いられる電気自動車については、その駆動モーターは小型化、精密化、および高効率化の方向に徐々に発展している。従って、それは、対応する無方向性電磁鋼板が、高い磁気誘導、低い鉄損、および高い強度という特点ならびにより重要には一般的に０．１～０．３ｍｍという薄いゲージを有するということを要求する。なぜなら、薄いゲージは完成した帯鋼の高周波鉄損を多大に縮減し得るからである。しかしながら、それには欠点があり、磁気誘導もまた低下し、さらに機械的強度が縮減され、鋼板の爾後の生産、機械加工、および使用に新たな問題を生じさせるであろう。
厚さ縮減、高い機械的性能、および優良な電磁特性の三者間の矛盾を緩和するために、特開平１１－６１２５７の公開番号を有する公開日１９９９年３月５日の「鉄損が低く且つ磁気異方性の小さい無方向性電磁鋼板およびその製造方法」と題する特許文献１は、電磁鋼板およびその製造方法を開示している。特許によって開示されている技術的解決手段では、連続鋳造ビレットが９５０～１１５０℃の範囲内の低温加熱処理に付され、それから、中間ビレットは熱間圧延および粗圧延後の保温処理に付される。仕上げ圧延前の温度降下が４０℃以内にコントロールされ、仕上げ圧延温度がＡｒ１相変態点＋２０℃以上に限定され、巻取温度が６４０～７５０℃に限定されるということを要求する。コントロールされた条件および方法によって、低い磁気異方性を有する無方向性電磁鋼板が得られ得る。
ＣＮ１３２６００９Ａの公開番号を有する公開日２００１年１２月１２日の「優良な機械加工性能および低い鉄損を有する無方向性電磁鋼板ならびにその製造方法」と題する特許文献２は、優良な機械加工性能および低い鉄損を有する無方向性電磁鋼板を開示している。特許によって開示されている技術的解決手段では、鋼のＳｉ＋Ｍｎ＋Ａｌの重量パーセンテージは約５％に限定され、３つの成分の総重量が０．０２％を超過しないという条件下において、０．０００５％以上のＭｇ処理ならびに／またはＣａおよび／もしくはＲＥＭ処理が鋼中の非金属介在物を除去するために製錬プロセスに採用される。かかる種類のコントロール効果を改善するためには、ＲＨ精錬プロセスにおいて、溶鋼の深い脱酸を行うためにＡｌ元素を採用することが要求され、かつ鋼中のＳ含量は０．０１％以内に限定されることを必要とする。熱間圧延帯鋼の目標厚さは２．３ｍｍである。一次冷間圧延を採用することまたは中間アニーリングと併せて二次冷間圧延を採用することによって、冷間圧延生産が行われ得る。それから、冷間圧延帯鋼の最終アニーリングが７００～１１００℃の温度において行われる。
ＣＮ１０１８２１４１８Ａの公開番号を有する公開日２０１０年９月１日の「低い高周波鉄損を有する無方向性電磁鋼板およびその製造方法」と題する特許文献３は、低い高周波鉄損を有する無方向性電磁鋼板を開示している。特許によって開示されている技術的解決手段では、それは、全体的な鋼板が次の質量パーセンテージの元素を含有するということを要求する：Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：２．０％～４．０％、Ｍｎ：１％以下、およびＡｌ：０．１％～８．０％、残部はＦｅおよび不可避不純物である。さらに、それは板の厚さ方向のＡｌ含量が次式を満たすということを要求する：０．１＜（Ｘｓ－Ｘｃ）＜１００。完成した帯鋼の電磁特性を改善するために、５％以下のＣｕ、１％以下のＮｂ、１％以下のＴｉ、５％以下のＮｉ、および１５％以下のＣｒの少なくとも１つ、ならびに０．５％以下のＭｏ、Ｗ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｃｅなどの少なくとも１つが、鋼中にさらに必要とされる。熱間圧延後には、蒸着またはホットディップがＡｌ含有コーティングを熱間圧延帯鋼の表面にコーティングするために採用され、それから、冷間圧延が０．１～０．３ｍｍの厚さに行われる；最後に、最終アニーリングが１０００℃以下で１時間以上に渡って行われる。
特開平１１－６１２５７号明細書 中国特許出願公開第１３２６００９号明細書 中国特許出願公開第１０１８２１４１８号明細書
本発明の１つの目的は薄ゲージ無方向性電磁鋼板を提供することであり、薄ゲージ無方向性電磁鋼板は優良な磁気特性を有する。
上の目的を達成するために、本発明は次の質量パーセンテージの化学元素を含む薄ゲージ無方向性電磁鋼板を提供する：
０＜Ｃ≦０．００３％；Ｓｉ：１．６～３．４％；Ｍｎ：０．１～１．２％；Ｓ≦０．００３％；Ａｌ：０．１～３．０％；Ｓｎ：０．００５～０．２％；Ｃａ：０．０００５～０．０１％；Ｏ≦０．００３％；Ｎ≦０．００３％；残部はＦｅおよび他の不可避不純物である。
本発明に記載される薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、各化学元素の設計原理が下に記載される。
Ｃ：本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、Ｃは完成した鋼板の結晶粒成長を強く妨げるであろう。そして、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、または同類と結合して微細な析出物を形成する傾向があり、それによってロスの増大を引き起こし、磁気時効を発生する。よって、本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、Ｃの質量パーセンテージは０＜Ｃ≦０．００３％であるようにコントロールされる。
Ｓｉ：本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、Ｓｉは材料の抵抗率を改善するであろう。そして、鋼の鉄損を有効に縮減し得る。しかしながら、Ｓｉの質量パーセンテージが３．４％よりも高い場合には、鋼の磁気誘導はかなり縮減されるであろう。これは冷間圧延の圧延性のかなりの縮減に至る；Ｓｉの質量パーセンテージが１．６％よりも低い場合には、鉄損を縮減する効果は達成されないであろう。これに基づいて、本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、Ｓｉの質量パーセンテージは１．６～３．４％であるようにコントロールされる。
Ｍｎ：本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、ＭｎはＳと結合してＭｎＳを生じ、それによって磁気特性の低下を縮減するであろう。しかしながら、Ｍｎの質量パーセンテージが０．１％よりも低いときには、硫黄保持効果は不良であろう。Ｍｎの質量パーセンテージが１．２％以上よりも高いときには、鋼の再結晶化効果は抑制されるであろう。これに基づいて、本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、Ｍｎの質量パーセンテージは０．１～１．２％であるようにコントロールされる。
Ｓ：本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、Ｓの質量パーセンテージが０．００３％を超過する場合には、ＭｎＳおよびＣｕ２Ｓなどの有害な介在物の数量が多大に増加するであろう。これは結晶粒成長を強く妨げ、鋼の磁性を低下させるであろう。これに基づいて、本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、Ｓの質量パーセンテージは≦０．００３％であるようにコントロールされる。
Ａｌ：本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、Ａｌは材料の抵抗率を改善し、および鋼の鉄損を有効に縮減し得る。しかしながら、Ａｌの質量パーセンテージが３．０％よりも高い場合には、鋼の磁気誘導はかなり縮減されるであろう。これは冷間圧延の圧延性のかなりの縮減に至る；Ａｌの質量パーセンテージが０．１％よりも低い場合には、鉄損を縮減する効果は達成されないであろう。これに基づいて、本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、Ａｌの質量パーセンテージは０．１～３．０％であるようにコントロールされる。
Ｓｎ：本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、Ｓｎの質量パーセンテージが０．００５％よりも低い場合には、鋼の組織を改善するおよび鋼の磁気誘導を改善する効果は達成されないであろう。Ｓｎの質量パーセンテージが０．２％よりも高い場合には、それは結晶粒微細化を引き起こし、鋼の磁性を低下させるであろう。これに基づいて、本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、Ｓｎの質量パーセンテージは０．００５～０．２％であるようにコントロールされる。
Ｃａ：本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、Ｃａの質量パーセンテージが０．０００５％よりも低い場合には、酸化物および硫化物介在物を除去する効果は達成されないであろう。Ｃａの質量パーセンテージが０．０１％よりも高い場合には、結晶粒微細化が容易に起こるであろう。そして、冷間圧延の圧延性の縮減に至る。これに基づいて、本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、Ｃａの質量パーセンテージは０．０００５～０．０１％であるようにコントロールされる。
Ｏ：本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、Ｏの質量パーセンテージが０．００３％よりも高い場合には、酸化物介在物の数量が多大に増大するであろう。これは結晶粒微細化に至り、これは鋼の磁性を低下させる。これに基づいて、本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、Ｏの質量パーセンテージはＯ≦０．００３％であるようにコントロールされる。
Ｎ：本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、Ｎの質量パーセンテージが０．００３％を超過する場合には、ＮのＮｂ、Ｖ、Ｔｉ、およびＡｌなどの析出物が多大に増大するであろう。これは結晶粒成長を強く妨げ、鋼の磁性を低下させるであろう。これに基づいて、本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、Ｎの質量パーセンテージはＮ≦０．００３％であるようにコントロールされる。
好ましくは、本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、化学元素はさらに：３３×Ｏ／１６＋Ｓ／３２≦１２×Ｃａ／４０を満たす。
上の解決手段では、鋼の清浄度がより高いときに、完成した鋼板の結晶粒の成長がより容易であり、有利な｛１００｝表面組織の割合がより高いであろうということが考えられる。よって、３３×Ｏ／１６＋Ｓ／３２≦１２×Ｃａ／４０を満たすように化学元素の質量パーセンテージをコントロールすることによって、有害な介在物の十分な析出または前もっての析出が達成され得、それによって有害な介在物の害を縮減する。その上、大部分は脱酸産物に属する初期に形成される鋼中の酸化物および硫化物介在物の大きいサイズは、上方への浮遊をし易い。しかしながら、二次脱酸によって生ずる酸化物介在物のサイズは小さく、浮選除去されることは困難である。さらに、かかる種類の酸化物は、異なる硫黄容量を原因として、爾後の硫化物介在物の析出についての選択性を有する。典型的には、Ａｌの酸化物は硫化物介在物の析出を抑制しおよび析出時間を遅延させ、硫化物介在物のサイズ縮減および数量増大を引き起こすであろうと思われる。これは完成した鋼板の電磁特性をさらに低下させるであろう。この種類の問題を救済するために、Ｃａの酸化物をＡｌの酸化物と組み合わせることによって、浮選除去を容易化するために低い融点および比較的大きいサイズを有する１２ＣａＯ・７Ａｌ２Ｏ３を形成するために、カルシウム処理が採用され得る。そして、このやり方で、Ｃａ、Ｏ、およびＳの間の関係が決定されることを必要とする。加えて、カルシウム処理を行わない条件下では、硫化物介在物は主にＭｎＳおよびＣｕ２Ｓであり、サイズは徐々に小さくなって来、数量は徐々に増大するであろう。これは徐々に害の増大に至る。対照的に、カルシウム処理を採用した後には、ＣａとＳとの親和性はＭｎ、ＣｕとＳとの親和性よりもずっと大きいので、大きいサイズおよび高い融点を有するＣａＳが有限に生ずるであろう。そして、それ自体で容易に浮選除去され得る。または、ＣａＳは上で言及された大きいサイズを有する酸化物介在物と衝突および集合し、最後に浮選除去されるであろう。かかる種類の効果を達成するためには、酸化物および硫化物介在物が十分にＣａと結合するであろうということが保証されるべきである。よって、好ましくは、各化学元素は：３３×Ｏ／１６＋Ｓ／３２≦１２×Ｃａ／４０を満たすようにコントロールされるべきである。
好ましくは、本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板はさらにＮｂ、Ｖ、またはＴｉ元素の少なくとも１つを含有し、質量パーセンテージで次を満たす：
Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｔｉ／４８≦Ｃ／１２＋Ｎ／１４；および
Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．０１％。
上の解決手段では、無方向性電磁鋼板の有害な介在物が主にＣ、Ｓ、Ｏ、およびＮ元素によって形成され、ＣおよびＮ元素は主にＮｂ、Ｖ、およびＴｉ元素によって結合され、形成される向上した介在物は主にＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎｂ（ＣＮ）、ＶＣ、ＶＮ、およびＶ（ＣＮ）であるということが考えられる。かかる種類の介在物は融点が低くかつ析出温度が低く、連続鋳造、熱間圧延、ならびに爾後の中間アニーリングおよび連続アニーリングプロセスの間に固容および析出を容易に繰り返すであろう。従って、介在物は小さいサイズおよび大きい数量を有し、楔形のドメインを容易に形成し、結晶粒に対するピン留め効果は高いであろう。これは完成した鋼板の磁気誘導および鉄損を多大に害するであろう。Ｎｂ、Ｖ、およびＴｉは全てが微量の残留元素であり、発生源が広く、除去することが困難であるので、見込みある方法は、それらの含量割合を製錬プロセスの間に意識的に調整して、その形成される有害な介在物が十分に析出および前もって析出されることを保証することである。このやり方で、介在物の十分な成長が容易化され得、介在物によって引き起こされる害を可能な限り縮減する。析出条件に到達する飽和成分は、定常状態の介在物形成の熱力学の計算に基づいて、Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｔｉ／４８≦Ｃ／１２＋Ｎ／１４であることを要求される。よって、Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｔｉ／４８≦Ｃ／１２＋Ｎ／１４、およびＮｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．０１％にコントロールされるべきである。それによって、完成した鋼板に対する介在物の害を縮減し、完成した鋼板の磁気特性を改善する。
好ましくは、本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、厚さは０．１～０．３ｍｍである。
上の解決手段では、例えば０．８～２．０ｍｍであるように熱間圧延鋼板の厚さを調整し、それによって例えば７５％～９０％の冷間圧延の好適な圧下率を得ることによって、結晶回復が爾後の連続アニーリングプロセスにおいて有効に抑制され得る。その上、再結晶化前の残留貯蔵変形エネルギーは増大し、核生成の駆動力の増大をもたらすであろう。これは＜１１１＞／／ＮＤ再結晶化組織成分強度を縮減し、それによって電磁特性の改善および増強を容易化し、最後に薄ゲージ無方向性電磁鋼板を得る。
熱間圧延鋼板の厚さを縮減することによって、一方では、熱間圧延プロセスにおける熱間圧延鋼板の全体的な温度が増大し得、熱間圧延鋼板の中心および上下表面の間の温度差が縮減され得、熱間圧延鋼板の十分な再結晶化および結晶粒成長を促進し、それによって有利な｛１００｝表面組織および｛１１０｝表面組織の割合を増大させるということが注意されるべきである；他方で、冷間圧延圧下率の縮減後には、冷間圧延鋼板の転位の数量は縮減される。これは大量の格子歪みを発生せず、貯蔵エネルギーを低く保つであろう。よって、爾後の連続アニーリングプロセスにおいては、結晶回復が有効に抑制され得、再結晶化前の残留貯蔵変形エネルギーを増大させ得る。それゆえに、核生成の駆動力は増大し、＜１１１＞／／ＮＤ再結晶化組織成分強度を縮減し、それによって電磁特性の改善および増強を容易化する。ここで、表面組織の測定方法は金属材料の定量的な極点図（ＹＢ／Ｔ５３６０－２００６）に基づく測定であり、スマートラボＸ線回折装置を測定に採用する。
好ましくは、本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、｛１００｝表面組織の割合は１５％よりも低くない。
好ましくは、本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板では、鉄損Ｐ１０／４００は１２Ｗ／ｋｇ以下であり、磁気誘導Ｂ５０は１．６８Ｔ以上である。ここでは、電磁特性の測定方法はドイツ・ブロックハウス磁気測定装置を採用することによるエプスタイン正方環法（ＧＢ１０１２９－１９８８）に基づき、Ｐ１５／５０は１．０Ｔおよび４００Ｈｚの条件下で測定される鉄損を表し、Ｂ５０は５０００Ａ／ｍの条件下で測定される磁気誘導を表す。
対応して、本発明の別の目的は薄ゲージ無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することであり、優良な磁気特性を有する薄ゲージ無方向性電磁鋼板が製造方法によって得られ得る。
上の目的を達成するために、本発明は上の薄ゲージ無方向性電磁鋼板の製造方法を提供し：
製錬および鋳造のステップ；
熱間圧延のステップ；
中間アニーリングのステップ：熱間圧延鋼板を５０～２０００℃／ｓの第１の速度でＴ保温温度Ｔｈｏｌｄｉｎｇ Ｔｅｍｐ．まで急速加熱し、１～１８０ｓに渡って保温し、Ｔ保温温度Ｔｈｏｌｄｉｎｇ Ｔｅｍｐ．＝Ｔキュリー温度ＴＣｕｒｉｅ－Ｔｅｍｐ．＋１００ｋ／ｖであり、ｖは第１の速度であり、ｋは１００～４５０℃２／ｓの範囲である熱間圧延鋼板の再結晶化効果指数である；
冷間圧延のステップ；
連続アニーリングのステップ：冷間圧延鋼板を急速加熱開始温度Ｔ開始Ｔｉｎｉｔｉａｌから結晶化終了温度Ｔ結晶化終了Ｔｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ－ｅｎｄｉｎｇまで第２の速度で加熱し、Ｔ開始Ｔｉｎｉｔｉａｌは第２の速度における加熱の開始温度であり、それから、さらに、ソーキングおよび保温のために、冷間圧延鋼板をソーキング温度ＴソーキングＴｓｏａｋｉｎｇまで加熱し、第２の速度は１００～５０００℃／ｓである；
完成した無方向性電磁鋼板を得るために絶縁コーティングを施すステップ、
を包含する。
本発明に従う製造方法では、装置投資の縮減、生産効率の改善、およびエネルギー媒体消費の縮減を達成するために、本発明は熱間圧延および冷間圧延の間の焼ならし処理を設置せず、中間アニーリングプロセスを利用して熱間圧延鋼板の急速なかつ短時間の加熱および保温処理を行い、加熱方法は例えばオーム加熱または電磁誘導加熱を採用し得る。加熱が第１の速度で行われるときには、加熱速度がより高いと、有害な｛１１１｝表面組織の成長を抑制するためにより有利であり、等軸晶の比の形状コントロールを促進し、完成した鋼板の電磁特性にとってより有利である。しかしながら、加熱速度が高すぎる場合には、装置性能および投資の要件もまた高くなって来るであろう。よって、いくつかの好ましい実施形態では、第１の速度は５０～４００℃／ｓにコントロールされ得る。さらにその上、本発明に従う技術的解決手段では、第１の速度の保温時間は、１～１８０ｓ、好ましくは５～３０ｓであるようにコントロールされ得る。これは既存の焼ならしソーキング時間と比較して多大に縮減されている。同時に、保温温度は：Ｔ保温温度Ｔｈｏｌｄｉｎｇ Ｔｅｍｐ．＝Ｔキュリー温度ＴＣｕｒｉｅ－Ｔｅｍｐ＋１００ｋ／ｖにコントロールされ、ｖは第１の速度であり、ｋは熱間圧延鋼板の再結晶化効果指数であり、鋼中の化学成分の設計および第１の速度によって決まる。例えば、例Ａ８は、次の質量パーセンテージの鋼板の化学元素を含む：０．００２２％のＣ、１．６７％のＳｉ、１．２％のＭｎ、０．００１２％のＳ、１．５２％のＡｌ、０．２％のＳｎ、０．０００８％のＯ、０．００３％のＮ、０．００１７％のＮｂ、０．０００６％のＶ、０．０００８％のＴｉ、および０．００６３％のＣａ。そして、４００℃／ｓという第１の速度および４５０ｓというｋ値を有する；例Ａ１２は、次の質量パーセンテージの鋼板の化学元素を含む：０．００１１％のＣ、２．９８％のＳｉ、０．５５％のＭｎ、０．０００８％のＳ、０．９４％のＡｌ、０．１４％のＳｎ、０．００１％のＯ、０．００１５％のＮ、０．００１５％のＮｂ、０．００２１％のＶ、０．００１４％のＴｉ、および０．００７５％のＣａ。そして、３００℃／ｓという第１の速度および３００ｓというｋ値を有する。典型的には、化学成分Ｓｉ、Ｍｎ、およびＡｌの含量がより高いと、第１の速度はより高く、ｋ値はより大きく、１００～４５０℃２／ｓの範囲の値を取るであろう。
また、爾後の連続アニーリングプロセスにおいて、オーム加熱または電磁誘導加熱が加熱に採用され得る。加熱は急速加熱開始温度Ｔ開始Ｔｉｎｉｔｉａｌから結晶化終了温度Ｔ結晶化終了Ｔｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ－ｅｎｄｉｎｇまで行われ、それによってさらに冷間圧延鋼板の貯蔵エネルギーの放出および異なる種類の表面組織の割合をコントロールする。急速加熱プロセスは冷間圧延鋼板の再結晶化が終了するまで続く。なぜなら、この時においては、核生成はすでに十分であり、繊維状構造を含有しないからである。それから、さらに、従来の加熱速度（例えば、１～３０℃／ｓの加熱速度）または急速加熱（例えば、１００～５０００℃／ｓの加熱速度）が、冷間圧延鋼板をＴソーキングＴｓｏａｋｉｎｇに加熱してソーキングおよび保温を行うために採用され、粒度の十分な成長をもたらし、それによって優良な磁気特性を得る。ここで、急速加熱アニーリングを採用するかどうかは主に製造コストの観点から考えられる。それは生産効率および電磁特性にとって役立つが、それは制約要件ではない。第２の速度は１００～５０００℃／ｓであり、好ましくは１００～６００℃／ｓであるようにコントロールされ得る。これは：第２の速度が遅すぎる場合には、冷間圧延の間の貯蔵変形エネルギーの放出が速く、これは爾後の有利な構造のコントロールにとって不利である；または、第２の速度が高すぎる場合には、それは装置性能の高い要件および高いコストをもたらし、冷間圧延鋼板の高温段階における保温時間をさらに引き伸ばし、これは結晶粒構造の不良な均一性に至るからである。
好ましくは、本発明に従う製造方法では、前記中間アニーリングステップの前記第１の速度は５０～４００℃／ｓである。
好ましくは、本発明に従う製造方法では、前記連続アニーリングステップの前記第２の速度は１００～６００℃／ｓである。
好ましくは、本発明に従う製造方法では、前記連続アニーリングステップにおいて、前記急速加熱開始温度Ｔ開始Ｔｉｎｉｔｉａｌは室温からキュリー温度の間の温度である。急速加熱開始温度Ｔ開始Ｔｉｎｉｔｉａｌがキュリー温度よりも高い場合には、それは有利な組織を得ることおよび有害な組織の発生を縮減することにとって不利である。
好ましくは、本発明に従う製造方法では、前記連続アニーリングステップにおいて、前記冷間圧延鋼板はさらに１～３０℃／ｓの速度で前記ソーキング温度ＴソーキングＴｓｏａｋｉｎｇに加熱される。
好ましくは、本発明に従う製造方法では、ＴソーキングＴｓｏａｋｉｎｇ＝Ｔ結晶化終了Ｔｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ－ｅｎｄｉｎｇ＋（５０～１３０）℃である。ソーキング温度が低すぎる場合には、完成した結晶化後の粒度は十分には成長しないであろう；ソーキング温度が高すぎる場合には、それは有利な組織を得ることにとって不利である。これは製造コストをもまた増大させるであろう。
好ましくは、本発明に従う製造方法では、前記熱間圧延ステップ後の前記鋼板の厚さは０．８～２．０ｍｍである。
好ましくは、本発明に従う製造方法では、前記冷間圧延ステップにおいて、一次冷間圧延が前記鋼板を完成品厚さに圧延するために採用されて、生産の負担および製造コストを縮減する。
従来技術と比較して、本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板およびその製造方法は次の利点および有益な効果を有する：
本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板は優良な磁気特性という特点を有し、鉄損Ｐ１０／４００は≦１２Ｗ／ｋｇかつ磁気誘導Ｂ５０は≧１．６８Ｔである。
加えて、本発明に従う製造方法もまた上の利点および有益な効果を有する。
図１は、それぞれ本技術的解決手段および従来技術を採用する異なるアニーリングプロセスの概略的な曲線ダイアグラムである。 図２は例Ａ９の薄ゲージ無方向性電磁鋼板の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）画像である。 図３は比較例Ａ２の従来の鋼板の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）画像である。 図４は、磁気誘導に対する異なる冷間圧延圧下率の影響を概略的に示す。 図５は、鉄損に対するＣａの異なる質量パーセンテージの影響を概略的に示す。 図６は例Ａ１５の薄ゲージ無方向性電磁鋼板の組織図である。 図７は比較例Ａ３の従来の鋼板の組織図である。
薄ゲージ無方向性電磁鋼板およびその製造方法は、明細書および具体的な例の図面の参照によって下でさらに説明および例解される。しかしながら、説明および例解は本発明の技術的解決手段の不適切な限定を構成しない。
［例Ａ８～Ａ１７および比較例Ａ１～Ａ７］
例Ａ８～Ａ１７の薄ゲージ無方向性電磁鋼板および比較例Ａ１～Ａ７の従来の鋼板が、次のステップを採用することによって製造される。
（１）溶銑および屑鉄を表１に示されている化学成分の割合に従って混合すること、それから転炉製錬後に、ＲＨ精錬における脱炭、脱酸、および合金化を行った後に、溶鋼を連続鋳造に付して、連続鋳造ビレットを得ること。
（２）熱間圧延：熱間圧延に付された後の鋼板の厚さを０．８～２．０ｍｍであるようにコントロールする。
（３）中間アニーリング：熱間圧延鋼板を５０～２０００℃／ｓの第１の速度でＴ保温温度Ｔｈｏｌｄｉｎｇ Ｔｅｍｐ．まで急速加熱し、１～１８０ｓに渡って保温し、Ｔ保温温度Ｔｈｏｌｄｉｎｇ Ｔｅｍｐ＝Ｔキュリー温度ＴＣｕｒｉｅ－Ｔｅｍｐ＋１００ｋ／ｖであり、ｖは第１の速度であり、ｋは１００～４５０℃２／ｓの範囲である熱間圧延鋼板の再結晶化効果指数である。
（４）冷間圧延：鋼板を０．１～０．３ｍｍの完成品厚さに圧延するために一次冷間圧延を採用する。
（５）連続アニーリング：冷間圧延鋼板を急速加熱開始温度Ｔ開始Ｔｉｎｉｔｉａｌから結晶化終了温度Ｔ結晶化終了Ｔｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ－ｅｎｄｉｎｇまで第２の速度で急速加熱し；それから、さらに、ソーキングおよび保温のために、冷間圧延鋼板をソーキング温度ＴソーキングＴｓｏａｋｉｎｇまで加熱し、第２の速度は１００～５０００℃／ｓであり、急速加熱開始温度Ｔ開始Ｔｉｎｉｔｉａｌは室温およびキュリー温度の間の温度であり、ＴソーキングＴｓｏａｋｉｎｇ＝Ｔ結晶化終了Ｔｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ－ｅｎｄｉｎｇ＋（５０～１３０）℃である。
（６）完成した無方向性電磁鋼板を得るために絶縁コーティングを施すこと。
表１は、例Ａ８～Ａ１８の薄ゲージ無方向性電磁鋼板および比較例１～Ａ７の従来の鋼板の全ての化学元素の質量パーセンテージ割合を列記している。
Figure 2022545889000002
注：表１において、ＡはＮｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｔｉ／４８≦Ｃ／１２＋Ｎ／１４を満たすかどうかを表し、Ｂは３３×Ｏ／１６＋Ｓ／３２≦１２×Ｃａ／４０を満たすかどうかを表し、ＣはＮｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．０１％を満たすかどうかを表す。
表２は、例Ａ８～Ａ１８の薄ゲージ無方向性電磁鋼板および比較例Ａ１～Ａ７の従来の鋼板の具体的な技術的パラメータを列記している。
Figure 2022545889000003
表３は、例Ａ８～Ａ１８の薄ゲージ無方向性電磁鋼板および比較例Ａ１～Ａ７の従来の鋼板の全ての性能パラメータを列記している。
Figure 2022545889000004
表１および表３に従うと、本発明の全ての例の薄ゲージ無方向性電磁鋼板は磁気特性が優良であり、≦１２Ｗ／ｋｇの鉄損Ｐ１０／４００および≧１．６８Ｔの磁気誘導Ｂ５０を有する。
図１は、採用された異なるアニーリングプロセスを示す概略的なプロセスダイアグラムである。
図１に示されている通り、本発明によって採用される製造方法は急速加熱アニーリングを採用するので、それは従来の加熱アニーリングプロセスとは異なる。装置投資の縮減、生産効率の改善、およびエネルギー媒体消費の縮減を達成するために、本発明は熱間圧延および冷間圧延の間の焼ならし処理を設置せず、中間アニーリングプロセスを利用して熱間圧延鋼板の急速なかつ短時間の加熱および保温処理を行い、加熱方法は例えばオーム加熱または電磁誘導加熱を採用し得る。加熱が第１の速度で行われるときには、加熱速度がより高いと、有害な｛１１１｝表面組織の成長を抑制するためにより有利であり、等軸晶の比の形状コントロールを促進し、完成した鋼板の電磁特性にとってより有利である。しかしながら、加熱速度が高すぎる場合には、装置性能および装置投資の要件もまた高くなって来るであろう。よって、いくつかの好ましい実施形態では、第１の速度は５０～４００℃／ｓであるようにコントロールされ得る。さらにその上、第１の速度の保温時間は１～１８０ｓであるようにコントロールされ得る。これは従来の加熱アニーリングプロセスの焼ならしソーキング時間と比較して多大に縮減されている。同時に、保温温度はＴ保温温度Ｔｈｏｌｄｉｎｇ Ｔｅｍｐ＝Ｔキュリー温度ＴＣｕｒｉｅ－Ｔｅｍｐ＋１００ｋ／ｖにコントロールされ、ｖは第１の速度であり、ｋは熱間圧延鋼板の再結晶化効果指数であり、鋼中の化学成分の設計および第１の速度によって決まる。典型的には、化学成分Ｓｉ、Ｍｎ、およびＡｌの含量がより高いと、第１の速度はより大きく、ｋ値はより大きく、１００～４５０℃２／ｓの範囲の値を取るであろう。
また、爾後の連続アニーリングプロセスにおいて、オーム加熱または電磁誘導加熱が加熱に採用され得る。加熱は急速加熱開始温度Ｔ開始Ｔｉｎｉｔｉａｌから結晶化終了温度Ｔ結晶化終了Ｔｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ－ｅｎｄｉｎｇまで行われ、それによってさらに冷間圧延鋼板の貯蔵エネルギーの放出および異なる種類の表面組織の割合をコントロールする。急速加熱プロセスは冷間圧延鋼板の再結晶化が終了するまで続く。なぜなら、この時においては、核生成はすでに十分であり、繊維状構造を含有しないからである。それから、さらに、従来の加熱速度（例えば、１～３０℃／ｓの加熱速度）または急速加熱（例えば、１００～５０００℃／ｓの加熱速度）が、冷間圧延鋼板をＴソーキングＴｓｏａｋｉｎｇに加熱してソーキングおよび保温を行うために採用され、粒度の十分な成長をもたらし、それによって優良な磁気特性を得る。ここで、急速加熱アニーリングを採用するかどうかは主に製造コストの観点から考えられる。それは生産効率および電磁特性にとって役立つが、それは制約要件ではない。第２の速度は１００～５０００℃／ｓである。これは：第２の速度が遅すぎる場合には、冷間圧延の間の貯蔵変形エネルギーの放出が速く、これは爾後の有利な構造のコントロールにとって不利である；または、第２の速度が高すぎる場合には、それは装置性能の高い要件および高いコストをもたらし、冷間圧延鋼板の高温段階における保温時間をさらに引き伸ばし、これは結晶粒構造の不良な均一性に至るからである。
本発明の製造方法を採用することによって得られる薄ゲージ無方向性電磁鋼板は≦１２Ｗ／ｋｇの鉄損Ｐ１０／４００および≧１．６８Ｔの磁気誘導Ｂ５０を有する。
図２は例Ａ９の薄ゲージ無方向性電磁鋼板の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）画像である。図３は比較例Ａ２の従来の鋼板の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）画像である。
図２からは、例Ａ９の薄ゲージ無方向性電磁鋼板のＳ結晶粒は形状が規則的であり、サイズが均一であり、分布が頃合いであるということが分かる。対照的に、図３の比較例Ａ２の従来の鋼板は微細な結晶粒を有し、結晶粒は形状が不規則でありかつサイズが大きく、偏析現象を有する。
図４は、磁気誘導に対する異なる冷間圧延圧下率の影響を概略的に示す。
図４に示されている通り、冷間圧延圧下率が７５％～９０％であるようにコントロールされるときには、≧１．６８Ｔの磁気誘導Ｂ５０および優良な磁気特性を有する薄ゲージ無方向性電磁鋼板が得られ得る。これは、冷間圧延圧下率が７５％～９０％であるようにコントロールされるときには、結晶回復が爾後の連続アニーリングプロセスにおいて有効に抑制され得、再結晶化前の残留貯蔵変形エネルギーを増大させ得るからである。それゆえに、核生成の駆動力は増大し、＜１１１＞／／ＮＤ再結晶化組織成分強度を縮減し、それによって電磁特性の改善および増強を容易化し、最後に薄ゲージ無方向性電磁鋼板を得る。
図５は、鉄損に対するＣａの異なる質量パーセンテージの影響を概略的に示す。
図５に示されている通り、Ｃａの質量パーセンテージが０．０００５％よりも低いときには、酸化物および硫化物介在物を除去する効果は達成され得ず、Ｃａの質量パーセンテージが０．０１％よりも高いときには、結晶粒微細化が容易に起こるであろう。これは冷間圧延の圧延性の縮減に至る。これに基づいて、≦１２Ｗ／ｋｇの鉄損Ｐ１０／４００を有する薄ゲージ無方向性電磁鋼板を得るために、Ｃａの質量パーセンテージは０．０００５～０．０１％であるようにコントロールされる。
図６は例Ａ１５の薄ゲージ無方向性電磁鋼板の組織図である。図７は比較例Ａ３の従来の鋼板の組織図である。
図６および図７に従うと、比較例Ａ３と比較して、例Ａ１５に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板の｛１００｝表面組織の割合は１５％よりも低くないということが分かる。
結論として、上からは、本発明に従う薄ゲージ無方向性電磁鋼板が優良な磁気特性という特点を有し、≦１２Ｗ／ｋｇの鉄損Ｐ１０／４００および≧１．６８Ｔの磁気誘導Ｂ５０を有するということが分かる。
加えて、本発明に従う製造方法もまた上の利点および有益な効果を有する。
本発明の保護範囲内の従来技術の部分が、本明細書において与えられる例に限定されないことは注意されるべきである。先の特許文献、先行する公開、先行する出願などを限定せずに包含する本発明の解決手段と矛盾しない全ての従来技術は、全てが本発明の保護範囲に包含され得る。
加えて、本開示の技術的特徴の組み合わせは、請求項に記載される組み合わせまたは具体的な例に記載される組み合わせに限定されない。互いの間に矛盾がない限り、本明細書に記載される全ての技術的特徴はいずれかのやり方で自由に組み合わせられ得る。
上で列記されている例は本発明の具体的な例に過ぎないこともまた注意されるべきである。明らかに、本発明はかかる具体的な例に過度に限定されるべきではない。当業者によって本開示から直接的にまたは容易に導出され得る変更または改変は、本発明の保護範囲内であることが意図される。

Claims (14)

  1. ０＜Ｃ≦０．００３％、Ｓｉ：１．６～３．４％、Ｍｎ：０．１～１．２％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ：０．１～３．０％、Ｓｎ：０．００５～０．２％、Ｃａ：０．０００５～０．０１％、Ｏ≦０．００３％およびＮ≦０．００３％の質量パーセンテージの化学元素を含み、残部はＦｅおよび不可避不純物である、無方向性電磁鋼板。
  2. さらに前記無方向性電磁鋼板の化学元素が３３×Ｏ／１６＋Ｓ／３２≦１２×Ｃａ／４０を満たすことを特徴とする、請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
  3. さらに前記無方向性電磁鋼板がＮｂ、Ｖ、またはＴｉ元素の少なくとも１つを含有し、Ｎｂ、Ｖ、またはＴｉ元素の質量パーセンテージが
    Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｔｉ／４８≦Ｃ／１２＋Ｎ／１４および
    Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．０１％、
    を満たすことを特徴とする、請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
  4. 前記無方向性電磁鋼板が０．１～０．３ｍｍの厚さを有することを特徴とする、請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
  5. 前記無方向性電磁鋼板が１５％よりも低くない割合の｛１００｝面組織を有することを特徴とする、請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
  6. 前記無方向性電磁鋼板が≦１２Ｗ／ｋｇの鉄損Ｐ１０／４００および≧１．６８Ｔの磁気誘導Ｂ５０を有することを特徴とする、請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
  7. 製錬および鋳造のステップと、
    熱間圧延のステップと、
    熱間圧延鋼板を５０～２０００℃／ｓの第１の速度でＴ保温温度Ｔｈｏｌｄｉｎｇ Ｔｅｍｐまで急速加熱し、１～１８０ｓに渡って保温し；Ｔ保温温度Ｔｈｏｌｄｉｎｇ Ｔｅｍｐ＝Ｔキュリー温度ＴＣｕｒｉｅ－Ｔｅｍｐ＋１００ｋ／ｖであり、ｖは℃／ｓの単位による前記第１の速度であり、ｋは、℃２／ｓの単位による１００～４５０℃２／ｓの範囲である前記熱間圧延帯鋼板の再結晶化効果指数である中間アニーリングのステップと、
    冷間圧延のステップと、
    冷間圧延鋼板を急速加熱開始温度Ｔ開始Ｔｉｎｉｔｉａｌから結晶化終了温度Ｔ結晶化終了Ｔｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ－ｅｎｄｉｎｇまで第２の速度で加熱し、それから、さらに、ソーキングおよび保温のために、前記冷間圧延鋼板をソーキング温度ＴソーキングＴｓｏａｋｉｎｇまで加熱し、前記第２の速度は１００～５０００℃／ｓである、連続アニーリングのステップと、
    完成した無方向性電磁鋼板を得るために絶縁コーティングを施すステップと、
    を含むことを特徴とする、請求項１～６のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  8. 前記中間アニーリングステップにおいて、前記第１の速度が５０～４００℃／ｓであることを特徴とする、請求項７に記載の製造方法。
  9. 前記連続アニーリングステップにおいて、前記第２の速度が１００～６００℃／ｓであることを特徴とする、請求項７に記載の製造方法。
  10. 前記連続アニーリングステップにおいて、前記急速加熱開始温度Ｔ開始Ｔｉｎｉｔｉａｌが室温からキュリー温度までの温度であることを特徴とする、請求項７に記載の製造方法。
  11. 前記連続アニーリングステップにおいて、前記冷間圧延鋼板がさらに前記ソーキング温度ＴソーキングＴｓｏａｋｉｎｇまで１～３０℃／ｓの速度で加熱されることを特徴とする、請求項７に記載の製造方法。
  12. ＴソーキングＴｓｏａｋｉｎｇ＝Ｔ結晶化終了Ｔｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ－ｅｎｄｉｎｇ＋（５０～１３０）℃であることを特徴とする、請求項７に記載の製造方法。
  13. 前記熱間圧延ステップに付した後の前記鋼板が０．８～２．０ｍｍの厚さを有することを特徴とする、請求項７に記載の製造方法。
  14. 前記冷間圧延ステップにおいて、前記鋼板を完成品厚さに圧延するために、一次冷間圧延が採用されることを特徴とする、請求項７に記載の製造方法。
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