JP2024500843A - 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

【課題】本発明の目的は、熱延板焼鈍を省略すると同時に磁性を改善した無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】本発明の無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｓｉ：１．２～２．７％、Ｍｎ：０．４～２．０％、Ｓ：０．００５％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．３％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記式１を満たし、鋼板中｛１１２｝面が圧延面となす角度が１５°以下である結晶粒の体積分率が４０～６０％であることを特徴とする。
〔式１〕
０．３≦（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］－１．５）／［Ｍｎ］≦０．８５
（式１中、［Ｓｉ］および［Ａｌ］、［Ｍｎ］は、それぞれＳｉ、ＡｌおよびＭｎの含有量（重量％）を示す。）
【選択図】なし

Description

本発明は、無方向性電磁鋼板およびその製造方法に係り、より詳細には、熱延板焼鈍を省略すると同時に磁性を改善した無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。
モータや発電機は、電気的エネルギーを機械的エネルギーに、または機械的エネルギーを電気的エネルギーに変換するエネルギー変換機器であり、近年、環境保全および省エネルギーに対する規制が強化されにつれて、モータや発電機の効率向上に対する要求が増大しており、それに伴い、このようなモータ、発電機および小型トランスなどの鉄芯用材料に使用される無方向性電磁鋼板でも、より優れた特性を有する素材に対する開発要求が増大している。
モータや発電機において、エネルギー効率とは、入力されたエネルギーと出力されたエネルギーの比率であり、効率向上のためには、結局エネルギー変換過程で失われる鉄損、銅損、機械損などのエネルギー損失をどれだけ減らせるのかが重要であり、そのうち、鉄損と銅損は無方向性電磁鋼板の特性に大きく影響されるからである。無方向性電磁鋼板の代表的な磁気的特性は、鉄損と磁束密度であり、無方向性電磁鋼板の鉄損が低いほど鉄芯が磁化され過程で失われる鉄損が減少して効率が向上し、磁束密度が高いほど同じエネルギーでより大きい磁場を誘導することができ、同じ磁束密度を得るためには少ない電流を印加してもよいため、銅損を減少させてエネルギー効率を向上させることができる。従って、エネルギー効率向上のためには、低鉄損でありながら、高磁束密度の磁性に優れた無方向性電磁鋼板の開発技術が必須といえる。
無方向性電磁鋼板の鉄損を下げるための効率的な方法としては、比抵抗が大きい元素であるＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの添加量を増加させる方法がある。しかし、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ添加量増加は、鋼の比抵抗を増加させ、無方向性電磁鋼板の鉄損中渦流損を減少させることによって、鉄損を低減する効果があるが、添加量が増加するほど鉄損が添加量に比例して、無条件に減少するわけではなく、また逆に合金元素添加量の増加は、磁束密度を劣位させるため、鉄損を低くしながらも優れた磁束密度を確保することは、成分系と製造工程を最適化しても容易ではない状況である。しかし、集合組織向上は、鉄損と磁束密度のいずれか一方を犠牲させずに同時に向上させる方法である。これのために、磁性に優れた無方向性電磁鋼板では、集合組織を改善するための目的で、スラブを熱間圧延後に熱延板を冷間圧延する前の段階において、熱延板焼鈍工程を行うことによって、集合組織を改善する技術が幅広く使用されている。しかし、この方法も、熱延板焼鈍工程という工程追加による製造コスト上昇を招き、熱延板焼鈍をすることで結晶粒が粗大化される場合、冷間圧延性が劣位されるなどの問題を有している。従って、熱延板焼鈍工程を実施せずに優れた磁性を有する無方向性電磁鋼板を製造できれば、製造コストも低減できて熱延板焼鈍工程による生産性の問題も解決することができる。
本発明の目的とするところは、無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することである。具体的には、熱延板焼鈍を省略すると同時に磁性を改善した無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供する。
本発明の無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｓｉ：１．２～２．７％、Ｍｎ：０．４～２．０％、Ｓ：０．００５％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．３％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記式１を満たし、鋼板中｛１１２｝面が圧延面となす角度が１５°以下の結晶粒の体積分率が４０～６０％であることを特徴とする。
〔式１〕
３≦（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］－１．５）／［Ｍｎ］≦０．８５
（式１中、［Ｓｉ］および［Ａｌ］、［Ｍｎ］はそれぞれＳｉ、ＡｌおよびＭｎの含有量（重量％）を示す。）
Ｓｉ酸化物、Ａｌ酸化物またはＳｉおよびＡｌ複合酸化物を含む濃化層が、表面から０．２μｍ以下の深さの範囲に存在することができる。
濃化層は、ＳｉおよびＡｌの含有量が基材の１．５倍以上であり得る。
本発明の無方向性電磁鋼板は、平均結晶粒の粒径が５０～１２０μｍであり得る。
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｓｉ：１．２～２．７％、Ｍｎ：０．４～２．０％、Ｓ：０．００５％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．３％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記式１を満たすスラブを加熱する段階、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階、熱延板を曲げ加工する段階、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階、および冷延板を最終焼鈍する段階を含むことを特徴とする。
熱延板を曲げ加工する段階において、伸び率が０．１～０．５％であり得る。
〔式１〕
０．３≦（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］－１．５）／［Ｍｎ］≦０．８５
（式１中、［Ｓｉ］および［Ａｌ］、［Ｍｎ］はそれぞれＳｉ、ＡｌおよびＭｎの含有量（重量％）を示す。）
熱延板を製造する段階後、冷延板を製造する段階の間に熱延板を焼鈍する段階を含まないことがある。
スラブを加熱する段階において、オーステナイトがフェライトに１００％変態する平衡温度をＡｅ１（℃）とすろと、スラブ加熱温度ＳＲＴ（℃）とＡｅ１温度（℃）が下記の関係を満たすことができる。
ＳＲＴ≧Ａｅ１＋１５０℃
スラブを加熱する段階において、オーステナイト単相領域で１時間以上維持することができる。
熱間圧延する段階は、粗圧延および仕上げ圧延段階を含み、仕上げ圧延開始温度（ＦＥＴ）が下記関係を満たすことができる。
Ａｅ１≦ＦＥＴ≦（２×Ａｅ３＋Ａｅ１）／３
（但し、Ａｅ１は、オーステナイトがフェライトに完全に変態される温度（℃）、Ａｅ３は、オーステナイトがフェライトに変態し始める温度（℃）、ＦＥＴは仕上げ圧延開始温度（℃）を示す。）
熱間圧延する段階は、粗圧延および仕上げ圧延段階を含み、仕上げ圧延の圧下率が８５％以上であり得る。
熱間圧延する段階は、粗圧延および仕上げ圧延段階を含み、仕上げ圧延前段での圧下率が７０％以上であり得る。
熱間圧延する段階は、粗圧延および仕上げ圧延段階を含み、熱延板全体長さで仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）の偏差が３０℃以下であってもよい。
熱間圧延する段階は、粗圧延、仕上げ圧延および巻き取り段階を含み、巻き取り段階での温度（ＣＴ）が、下記関係を満たすことができる。
０．５５≦ＣＴ×［Ｓｉ］／１０００≦１．７５
（但し、ＣＴはク巻き取り段階での温度（℃）を示し、［Ｓｉ］はＳｉの含有量（重量％）を示す。）
熱間圧延する段階後、熱延板の９０゜反復曲げ試験時に最大回数が３０回以上であり、熱延板の厚さと下記関係を満たすことができる。
反復曲げ最大回数／熱延板の厚さ（ｍｍ）≧１．５
熱延板を反復曲げする段階で５回以上反復曲げすることができる。
本発明によると、無方向性電磁鋼板の熱延板焼鈍工程を省略しても、磁性に優れている。
第１、第２および第３等の用語は様々な部分、成分、領域、層および／またはセクションを説明するために使用されるが、これらに限られない。これらの用語は、ある部分、成分、領域、層またはセクションを他の部分、成分、領域、層またはセクションと区別するためにだけ使用される。従って、以下で記述する第１部分、成分、領域、層またはセクションは、本発明の範囲を逸脱しない範囲内で、第２部分、成分、領域、層またはセクションとしても言及される。
ここで使用される専門用語は、単に特定実施例を言及するためであり、本発明を限定することを意図するものではない。ここで使用される単数形は、文言がこれとは明確に反対の意味を示さない限り複数形も含む。明細書で使用される「含む」の意味は、特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素および／または成分を具体化し、他の特性、領域、整数、段階、動作、要素および／または成分の存在や付加を排除させるものではない。
ある部分が他の部分「の上に」または「上に」あると言及する場合、これは他の部分の真上にあるか、その間に他の部分を伴うことができる。対照的に、ある部分が他の部分の「真上に」あると言及する場合、その間に他の部分が介在することはない。
また、特に言及しない限り％は重量％を意味し、１ｐｐｍは０．０００１重量％である。
本発明の一実施例において、追加元素をさらに含むことの意味は、追加元素の追加量だけ残部の鉄（Ｆｅ）を代替して含むことを意味する。
異なって定義しなかったが、ここに使用される技術用語および科学用語を含むすべての用語は、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者が一般に理解する意味と同じ意味を有する。通常使用される辞書に定義された用語は、関連技術文献と現在開示された内容に合致する意味を有するものと追加解釈され、定義されない限り理想的、または公式的な意味と解釈されない。
以下、本発明の実施例について本発明が属する技術分野にお通常の知識を有する者が容易に実施できるように詳しく説明する。しかし、本発明は様々な異なる形態で実現され、ここで説明する実施例に限られない。
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｓｉ：１．２～２．７％、Ｍｎ：０．４～２．０％、Ｓ：０．００５％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．３％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
以下、無方向性電磁鋼板の成分限定の理由から説明する。
Ｃ：０．００５重量％以下
炭素（Ｃ）は、Ｔｉと結合して炭化物を形成し、磁性を劣位させて最終製品から電気製品に加工した後、使用時に磁気時効によって鉄損が高まって電気機器の効率を減少させるため、０．００５重量％以下にする。さらに具体的に、Ｃを０．０００１～０．００４５重量％に含むことがある。
Ｓｉ：１．２～２．７重量％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の比抵抗を増加させて鉄損中の渦流損失を低くするために添加される主要元素である。Ｓｉが少なすぎるように添加されると、鉄損が劣化する問題が発生する。逆にＳｉが多すぎるように添加されると、オーステナイト領域を減少させるため、熱延板焼鈍工程を省略するときに相変態現像を活用するためには、２．７重量％に上限を制限することができる。さらに具体的に、Ｓｉは１．８０～２．６０重量％含むことがある。
Ｍｎ：０．４～２．０重量％
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉ、Ａｌと共に比抵抗を増加させて鉄損を低くする元素であり、集合組織を向上させる元素である。添加量が少ない場合、比抵抗を増加させる効果も少ないだけでなく、Ｓｉ、Ａｌと異なってオーステナイト安定化元素としてＳｉ、Ａｌ添加量に伴い適正量の添加が必要である。過度な場合、磁束密度が著しく減少することがある。さらに具体的に、Ｍｎは、０．８０～１．５０重量％含むことがある。
Ｓ：０．００５重量％以下
硫黄（Ｓ）は、磁気的特性に有害なＭｎＳ、ＣｕＳおよび（Ｃｕ、Ｍｎ）Ｓなどの硫化物を形成する元素であるため、できるだけ低く添加することができる。硫黄が多量に添加される場合、微細な硫化物の増加によって磁性が劣位されることができる。さらに具体的に、Ｓは、０．０００１～０．００３０重量％含むことがある。
Ａｌ：０．３０重量％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、Ｓｉと共に比抵抗を増加させて鉄損を減少させる重要な役割をするが、Ｓｉよりもフェライトをさらに安定化させる元素であり、添加量が増加することによって磁束密度を著しく減少させる。本発明の一実施例においては、相変態現像を活用して熱延板焼鈍を省略することになるため、Ａｌの含有量を制限する。但し、Ｓｉを一部代替してＡｌを添加する場合。酸化層形成において有利な側面があり、一部代替することができ、０．３０重量％以下に添加量を制限することができる。さらに具体的に、Ａｌを０．０００１～０．２０重量％含むことがある。
Ｎ：０．００５重量％以下
窒素（Ｎ）は、Ａｌ、Ｔｉなどと強く結合することによって、窒化物を形成して結晶粒成長を抑制するなど、磁性に害になる元素であるため、少なく含むことができる。さらに具体的に、Ｎを０．０００１～０．００３０重量％含むことがある。
Ｔｉ：０．００５重量％以下
チタニウム（Ｔｉ）は、Ｃ、Ｎと結合することによって微細な炭化物、窒化物を形成して、結晶粒成長を抑制し、多く添加されるほど増加された炭化物と窒化物によって集合組織も劣位して磁性が悪くなるので、少なく含むことができる。さらに具体的に、Ｔｉを０．０００１～０．００３０重量％含むことがある。
前記元素以外に集合組織を改善する元素として知られているＰ、Ｓｎ、Ｓｂは、追加的な磁性改善のために添加されてもよい。しかし、添加量が多すぎる場合、結晶粒成長性を抑制させて生産性を低下させる問題があり、その添加量がそれぞれ０．１重量％以下で添加されるように制御することができる。
銅（Ｃｕ）は、Ｍｎと共に（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ硫化物を形成する元素であり、添加量が多い場合、微細な硫化物を形成させて磁性を劣位させるため、その添加量を０．０２重量％以下に制限することができる。さらに具体的に、Ｃｕは、０．００１５～０．０１９重量％含むことがある。
製鋼工程で不可避的に添加される元素であるＮｉ、Ｃｒ、Ｎｂの場合、不純物元素と反応して微細な硫化物、炭化物および窒化物を形成して、磁性に有害な影響を与えるので、これらの含有量をそれぞれ０．０５重量％以下に制限することができる。
また、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｖなども強力な炭質化物形成元素であるため、できれば添加されないのが好ましく、それぞれ０．０１重量％以下に含まれるようにすることができる。
残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物を含む。不可避的不純物については、製鋼段階および方向性電磁鋼板の製造工程過程で混入される不純物であり、これは当該分野で広く知られているので、具体的な説明は省略する。本発明の一実施例において、前述の合金成分以外に元素の追加を排除するものではなく、本発明の技術思想を損なわない範囲内で多様に含まれてもよい。追加元素をさらに含む場合、残部のＦｅを代替して含む。
本発明の一実施例において、無方向性電磁鋼板は式１を満たすことができる。
〔式１〕
０．３≦（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］－１．５）／［Ｍｎ］≦０．８５
（式１中、［Ｓｉ］および［Ａｌ］、［Ｍｎ］はそれぞれＳｉ、ＡｌおよびＭｎの含有量（重量％）を示す。）
Ａｌの場合、フェライトを安定化させる効果が非常に大きく、Ｓｉ＋Ａｌの総含有量を制限しなければならない。式１を満たす場合、高温で十分なオーステナイト単相領域を有し、熱間圧延時に相変態による熱間圧延後に再結晶組織確保が可能である。また式１を満たすと、最終焼鈍時に焼鈍炉内雰囲気制御により、酸化層形成を制御するのが可能である。
本発明の一実施例において、鋼板中｛１１２｝面が圧延面となす角度が１５°以下である結晶粒の体積分率が４０～６０％であり得る。本発明の一実施例においては、熱延板焼鈍を省略することによって、｛１１２｝面が圧延面となす角度が１５°以下である結晶粒の体積分率が高くなる。但し、合金組成および後述する工程条件を制御することによって、磁性を向上させることができる。さらに具体的に、鋼板中｛１１２｝面が１５°内で平行な結晶粒の体積分率が４３．０～５７．０％であり得る。
本発明の一実施例において、Ｓｉ酸化物、Ａｌ酸化物またはＳｉおよびＡｌ複合酸化物を含む濃化層が、表面から０．２μｍ以下の深さ範囲に存在することがある。Ｓｉ酸化物、Ａｌ酸化物またはＳｉおよびＡｌ複合酸化物を含む濃化層は、磁性を劣位させるため、形成厚さをできるだけ薄く制御する必要がある。本発明の一実施例において、濃化層の厚さは、０．２０μｍ以下であることができる。さらに具体的に濃化層の厚さは０．０１～０．１５μｍであり得る。
濃化層は、ＳｉおよびＡｌの含有量が基材の１．５倍以上であることができる。Ｏ含有量は５重量％以上を含むことができる。濃化層はＳｉおよびＡｌの含有量が基材の１．５倍以上であり、Ｏ含有量は５重量％以上含むことから鋼板基材とは区分される。濃化層の制御方法については、後述する無方向性電磁鋼板の製造方法で具体的に説明する。
また、本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、平均結晶粒の粒径が５０～１２０μｍであってもよい。本発明の一実施例において、結晶粒の粒径の測定基準は、圧延面（ＮＤ面）と平行な面であり得る。結晶粒の粒径とは、同じ面積を有する仮想円を仮定してその円の直径を意味する。
結晶粒の粒径を制御する方法は、後述する無方向性電磁鋼板の製造方法で具体的に説明する。
前述の合金成分および特性によって、本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、鉄損および磁束密度に優れている。
具体的に、５０Ｈｚ周波数で１．５Ｔｅｓｌａの磁束密度が誘起された時の鉄損（Ｗ１５／５０）は、３．５０Ｗ／Ｋｇ以下であってもよい。さらに具体的に、２．３０～３．５０Ｗ／Ｋｇであってもよい。
５０００Ａ／ｍの磁場を加えた時に誘導される磁束密度（Ｂ５０）は１．６６０Ｔｅｓｌａ以上であってもよい。さらに具体的に、１．６６０～１．７５０Ｔｅｓｌａであってもよい。磁性の測定基準厚さは０．５０ｍｍであってもよい。
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板の製造方法は、スラブを加熱する段階、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階、熱延板を曲げ加工する段階、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階、および冷延板を最終焼鈍する段階を含む。
以下、各段階別に具体的に説明する。
スラブの合金成分については、前述の無方向性電磁鋼板の合金成分で説明したので、重複する説明は省略する。無方向性電磁鋼板の製造過程で合金成分が実質的に変動しないので、無方向性電磁鋼板とスラブの合金成分は実質的に同じである。
具体的に、スラブは重量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｓｉ：１．２～２．７％、Ｍｎ：０．４～２．０％、Ｓ：０．００５％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．３％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記式１を満たすことができる。
〔式１〕
０．３≦（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］－１．５）／［Ｍｎ］≦０．８５
（式１中、［Ｓｉ］および［Ａｌ］、［Ｍｎ］はそれぞれＳｉ、ＡｌおよびＭｎの含有量（重量％）を示す。）
その他の追加元素については、無方向性電磁鋼板の合金成分で説明したので、重複する説明は省略する。
スラブを加熱する段階において、オーステナイトがフェライトに１００％変態される平衡温度をＡｅ１（℃）とすると、スラブ加熱温度ＳＲＴ（℃）とＡｅ１温度（℃）が下記関係を満たすことができる。
ＳＲＴ≧Ａｅ１＋１５０℃
スラブ加熱温度が前述した範囲を満足するように十分に高い場合、熱間圧延後に再結晶組織を十分に確保することができ、熱延板焼鈍を行わなくても、磁性を向上させることができる。
Ａｅ１温度（℃）は、スラブの合金成分によって決定される。これについては、当該技術分野において広く知られているので、具体的な説明は省略する。例えば、Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ．，Ｆａｃｔｓａｇｅなど市販の熱力学プログラムで計算が可能である。
スラブ再加熱温度は、高すぎる場合、析出物が再溶解して熱間圧延および焼鈍工程で微細に析出され、低すぎる場合は、析出物の粗大化には有利であるが、熱間圧延性が低下し、十分な相変態区間の未確保で熱間圧延後に再結晶組織確保が難しい。
スラブを加熱する段階において、オーステナイト単相領域で１時間以上維持できる。これは、析出物の粗大化のために必要な時間であり、また、熱間圧延前オーステナイトの結晶基を粗大にすることで熱間圧延後の再結晶組織を粗大にするためにも必要である。
次に、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する。熱間圧延して熱延板を製造する段階は、具体的に、粗圧延段階、仕上げ圧延段階、および巻き取り段階を含むことがある。
本発明の一実施例においては、粗圧延段階、仕上げ圧延段階、および巻き取り段階の圧下率および温度を適切に制御することによって、熱延板焼鈍を行わなくても磁性を向上させることができる。
まず、粗圧延段階は、スラブを槽圧延してバー（Ｂａｒ）で製造する段階である。
仕上げ圧延段階は、バーを圧延して熱延板を製造する段階である。
巻き取り段階は、熱延板を巻き取る段階である。
相変態が終わった場合、仕上げ圧延での圧延は、変形組織でそのまま残存するようになり、無方向性電磁鋼板の微細組織を微細化させ、集合組織も劣位して磁性を大きく低下させる。逆に仕上げ圧延で相変態が過度に多く発生する場合も熱延再結晶組織の結晶粒が微細化されると、変形エネルギーによる集合組織の改善効果が減少して、最終的に磁性を大きく劣位させる。
仕上げ圧延開始温度（ＦＥＴ）が、下記関係を満たすと、最終焼鈍後の集合組織の中で磁性に有利な集合組織であるｃｕｂｅ、ｇｏｓｓおよびｒｏｔａｔｅｄｃｕｂｅがよりよく発達して、磁性が向上することができる。
Ａｅ１≦ＦＥＴ≦（２×Ａｅ３＋Ａｅ１）／３
但し、Ａｅ１は、オーステナイトがフェライトに完全に変態される温度（℃）、Ａｅ３は、オーステナイトがフェライトに変態し始める温度（℃）、ＦＥＴは、仕上げ圧延開始温度（℃）を示す。
Ａｅ１温度（℃）およびＡｅ３温度（℃）は、スラブの合金成分によって決定される。
また、仕上げ圧延での圧下率も前述の集合組織発達に寄与できる。具体的に、仕上げ圧延の圧下率が８５％以上であり得る。仕上げ圧延が、複数回のパスで構成された場合、仕上げ圧延の圧下率は、複数回のパスの累積圧下率になり得る。さらに具体的に、仕上げ圧延の圧下率が８５～９０％であり得る。
仕上げ圧延前段での圧下率が７０％以上であり得る。仕上げ圧延の前段とは２回以上の偶数回のパスで仕上げ圧延を実施するとき、（全体パス回数）／２までを意味する。２回以上の奇数回のパスに仕上げ圧延を実施すると、（全体パス回数＋１）／２までを意味する。さらに具体的に、仕上げ圧延の前段での圧下率が７０～８７％であり得る。
熱延板全体長さで仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）の偏差が３０℃以下であってもよい。即ち、仕上げ圧延終了温度中、最大温度および仕上げ圧延終了温度中最小温度の差が３０℃以下であってもよい。このように仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）の偏差を小さく制御することによって、最終焼鈍以降の微小結晶粒および粗大結晶粒の面積分率を制御することができる。最終的に熱延板焼鈍を行わずとも磁性に優れている。さらに具体的に、熱延板全体長さで仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）の偏差が１５～３０℃であり得る。
また、巻き取り段階の温度を適切に制御することによって、最終焼鈍後の微小結晶粒および粗大結晶粒の面積分率を制御に寄与できる。具体的に、巻き取り段階での温度（ＣＴ）が下記関係を満たすことができる。
０．８≦ＣＴ×［Ｓｉ＋Ａｌ］／１０００≦２．２
但し、ＣＴは、巻き取り段階での温度（℃）を示し、［Ｓｉ＋Ａｌ］は、Ｓｉ＋Ａｌの含有量（重量％）を示す。
前述の仕上げ圧延終了温度および巻き取り温度制御によって、熱延板の微細組織と反復曲げ特性が改善される。本発明の一実施例においては、熱延板焼鈍工程を行わないため、熱延板の微細組織が最終製造される無方向性電磁鋼板の微細組織に大きい影響を与える。
熱延板の厚さは、２．０～３．０ｍｍであってもよい。さらに具体的に、２．３ｍｍ～２．５ｍｍであってもよい。
熱円盤の９０°反復曲げ試験時の最大回数が３０回以上であり、熱延板の厚さと下記関係を満たすことができる。
反復曲げ最大回数≧１５×熱延板の厚さ（ｍｍ）
反復曲げ最大回数が少なすぎると、目的とする磁性を適切に確保することが困難である。反復曲げ最大回数は、前述の鋼板の合金成分およびスラブ加熱および熱延条件によって決定される。
９０゜反復曲げ試験は、２０ｍｍ×１２０ｍｍ試片利用、曲げ半径１０ｍｍＲで試験進行して、破断までの最大曲げ回数測定する方法により試験するものであり、材料に曲げ変形を加えることができる程度を測定するためのものである。この回数が高いほど鋼板により多くの曲げ変形を加えることができる。
次に、熱延板を曲げ加工する。この時、冷間圧延開始前張力を印加して、反復曲げを５回以上行い、前述したように、本発明の一実施例において、合金組成および様々な工程制御により熱延板焼鈍をしなくても、磁性に優れた無方向性電磁鋼板を製造することができる。
この時、反復曲げによる伸び率が０．１～０．５％であってもよい。伸び率が低すぎると、曲げ加工による微細組織改善効果が大きくないことがある。伸び率が高すぎると、材料に不均一な延伸率が加えられて、表面および特性の問題が発生し得る。さらに具体的に、伸び率が０．２～０．４％であってもよい。
この時、印加される張力は、１０００ｍｍ幅基準２５０～４０００ｋｇｆであってもよい。
熱延板を製造する段階後、冷延板を製造する段階の間に熱延板を焼鈍する段階を含まないことがある。即ち、本発明の一実施例において、熱延板を焼鈍する段階を省略することができる。具体的に、熱延板を製造する段階後、冷延板を製造する段階の間に鋼板の温度が３００℃以下に維持される。
次に、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する。
冷間圧延は０．１０ｍｍで０．７０ｍｍの厚さに最終圧延する。必要時に１次冷間圧延と中間焼鈍後２次冷間圧延することができ、最終圧下率は５０～９５％の範囲にすることができる。
次に、冷延板を最終焼鈍する。冷延板を焼鈍する工程で、焼鈍温度は、通常無方向性電磁鋼板に適用される温度であれば、大きく制限はない。無方向性電磁鋼板の鉄損は、結晶粒の大きさと密接に関連するので、９００～１１００℃であれば適当である。温度が低すぎる場合、結晶粒が微細過ぎて、ヒステリシス損失が増加し、温度が高すぎる場合は、結晶粒が粗大すぎて渦流損が増加して鉄損が劣位になり得る。
最終焼鈍後、絶縁被膜を形成することができる。前記絶縁被膜は、有機質、無機質および有機－無機複合被膜で処理されてもよく、その他絶縁が可能な被膜剤で処理することも可能である。
以下、実施例のより、本発明をより詳細に説明する。しかし、これらの実施例は、単に本発明を例示するためであり、本発明がこれに限定されるものではない。
実施例１
下記表１でまとめられた合金成分、残部Ｆｅ、および不可避的不純物を含むスラブを製造した。スラブを１１５０℃で加熱して、下記表２にまとめられた厚さに熱間圧延した後、巻き取りした。巻取られた熱延鋼板を熱延板焼鈍なしに酸洗前／後に５回以上曲げ加工して、下記表２にまとめられた伸び率に加工し、０．５０ｍｍ厚さに冷間圧延し、最終的に下記表２にまとめられた温度で約８０秒間冷延板焼鈍を実施した。
鉄損Ｗ１５／５０および磁束密度Ｂ５０、集合組織相の特徴を下記表２にまとめた。
それぞれの測定方法は下記の通りである。
製造された最終焼鈍板をＬ方向（圧延方向）およびＣ方向（圧延垂直方向）から磁性測定のための長さ３０５ｍｍ、幅３０ｍｍのエプスタイン試験片で形成した。
また、集合組織を測定するために、表面から５～１０％をエッチングし、５ｍｍ×５ｍｍ領域をＥＢＳＤを利用して観察した。
Figure 2024500843000001
Figure 2024500843000002
表１および表２に示したように、本発明の一実施例において、提案する合金成分および製造工程を全て満足する開発鋼１～８は、｛１１２｝面が圧延面となす角度が１５°以下である結晶粒の体積分率が適切に形成され、最終的に磁性に優れていることが確認できる。
比較材１は、Ｍｎが過剰添加され、Ａｌが過小添加され、式１の値を満たさず、曲げ加工回数も少なく、｛１１２｝結晶粒が複数生成されて、磁性が劣位であることが確認できる。
比較材２は、合金成分は適切であるが、曲げ加工時に伸び率が低く、｛１１２｝結晶粒が複数生成されて、磁性が劣位であることが確認できる。
比較材３および比較材４は、式１の値を満たさず、磁性が劣位であることが確認できる。
比較材５は、曲げ加工時に伸び率が高く、冷間圧延が不可であった。
本発明は、実施例に限定されるものではなく、互いに異なる様々な形態で製造することができ、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者は、本発明の技術的な思想や必須の特徴を変更せずに他の具体的な形態で実施することができることを理解できるであろう。従って、以上で記述した実施例は、すべての面で例示的なものであり、限定的ではないものと理解すべきである。

Claims (15)

  1. 重量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｓｉ：１．２～２．７％、Ｍｎ：０．４～２．０％、Ｓ：０．００５％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．３％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    下記式１を満たし、
    鋼板中｛１１２｝面が圧延面となす角度が１５°以下である結晶粒の体積分率が、４０～６０％であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
    〔式１〕
    ０．３≦（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］－１．５）／［Ｍｎ］≦０．８５
    （式１中、［Ｓｉ］および［Ａｌ］、［Ｍｎ］は、それぞれＳｉ、ＡｌおよびＭｎの含有量（重量％）を示す。）
  2. Ｓｉ酸化物、Ａｌ酸化物またはＳｉおよびＡｌ複合酸化物を含む濃化層が、表面から０．２μｍ以下の深さ範囲に存在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。
  3. 前記濃化層は、ＳｉおよびＡｌの含有量が基材の１．５倍以上であることを特徴とする請求項２に記載の無方向性電磁鋼板。
  4. 平均結晶粒の粒径が５０～１２０μｍであ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. 重量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｓｉ：１．２～２．７％、Ｍｎ：０．４～２．０％、Ｓ：０．００５％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．３％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記式１を満たすスラブを加熱する段階、
    前記スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階、
    前記熱延板を曲げ加工する段階、
    前記熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階、および
    前記冷延板を最終焼鈍する段階を含み、
    前記熱延板を曲げ加工する段階において、伸び率が０．１～０．５％であることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
    〔式１〕
    ０．３≦（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］－１．５）／［Ｍｎ］≦０．８５
    （式１中、［Ｓｉ］および［Ａｌ］、［Ｍｎ］はそれぞれＳｉ、ＡｌおよびＭｎの含有量（重量％）を示す。）
  6. 前記熱延板を製造する段階後、前記冷延板を製造する段階の間に熱延板を焼鈍する段階を含まないことを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  7. スラブを加熱する段階において、オーステナイトがフェライトに１００％変態される平衡温度をＡｅ１（℃）とすると、スラブ加熱温度ＳＲＴ（℃）とＡｅ１温度（℃）が下記関係を満たすことを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
    ＳＲＴ≧Ａｅ１＋１５０℃
  8. スラブを加熱する段階において、オーステナイト単相領域で１時間以上維持することを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  9. 前記熱間圧延する段階は、粗圧延および仕上げ圧延段階を含み、仕上げ圧延開始温度（ＦＥＴ）が、下記関係を満たすことを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
    Ａｅ１≦ＦＥＴ≦（２×Ａｅ３＋Ａｅ１）／３
    （但し、Ａｅ１は、オーステナイトがフェライトに完全に変態される温度（℃）、Ａｅ３は、オーステナイトがフェライトに変態し始める温度（℃）、ＦＥＴは、仕上げ圧延開始温度（℃）を示す。）
  10. 前記熱間圧延する段階は、粗圧延および仕上げ圧延段階を含み、
    仕上げ圧延の圧下率が８５％以上であることを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  11. 前記熱間圧延する段階は、粗圧延および仕上げ圧延段階を含み、
    仕上げ圧延の前段での圧下率が７０％以上であることを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  12. 前記熱間圧延する段階は、粗圧延および仕上げ圧延段階を含み、
    熱延板全体長さで仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）の偏差が３０℃以下であることを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  13. 前記熱間圧延する段階は、粗圧延、仕上げ圧延、および巻き取り段階を含み、
    巻き取り段階での温度（ＣＴ）が、下記関係を満たすことを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
    ０．５５≦ＣＴ×［Ｓｉ］／１０００≦１．７５
    （但し、ＣＴは、巻き取り段階での温度（℃）を示し、［Ｓｉ］は、Ｓｉの含有量（重量％）を示す。）
  14. 前記熱間圧延する段階後、熱延板の９０゜反復曲げ試験時の最大回数が３０回以上であり、熱延板の厚さと下記関係を満たすことを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
    反復曲げ最大回数／熱延板の厚さ（ｍｍ）≧１．５
  15. 前記熱延板を反復曲げする段階において、５回以上反復曲げすることを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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