JP2024521220A - 無方向性ケイ素鋼及びその生産方法 - Google Patents

無方向性ケイ素鋼及びその生産方法 Download PDF

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Abstract

本発明は無方向性ケイ素鋼及びその生産方法を開示する。前記生産方法は、Ｓｉ ０．８～１．１％、Ｍｎ ０．２～０．４％で、Ｓｎ及びＳｂを添加せずに製鋼し、スラブを製造するステップと、スラブを１０６０～１１２０℃に加熱して１５０ｍｉｎ以上保持し、その後、厚さ４０～４５ｍｍの中間スラブに圧延し、さらに仕上圧延、巻き取りを経て厚さ３．００±０．２５ｍｍの熱延コイルを得、仕上圧延の圧延開始温度が８７２℃＋１０００＊（１１＊［Ｓｉ］－１４＊［Ｍｎ］＋２１＊［Ａｌ］）以下であり、仕上圧延の圧延終了温度が８２０℃以下であり、巻き取り温度が５６０℃以下であるステップと、焼準、連続酸洗冷間圧延を行い、厚さ０．５００±０．００５ｍｍの硬質冷延コイルを得るステップであって、焼準温度が８５０～９００℃であるステップと、仕上焼鈍温度を８２０～８８０℃とし、焼鈍後に冷却、塗装及び精整を経て、無方向性ケイ素鋼を得るステップと、を含む。

Description

（関連出願の相互参照）
本出願は、出願日が２０２１年６月１７日で、出願番号が２０２１１０６７０６５７．９で、発明の名称が「無方向性ケイ素鋼及びその生産方法」である中国特許出願の優先権を主張しており、その全ての内容は参照によって本出願に組み込まれる。
本発明は、鉄鋼材料製造の技術分野に属し、無方向性ケイ素鋼及びその生産方法に関する。
無方向性ケイ素鋼は、回転磁場において動作する電動機と発電機回転子の鉄心材料であり、その品質安定性は電機の品質レベル向上に重要な意味がある。中低規格の無方向性ケイ素鋼はＳｉ含有量が０．５％～１．７％に制御され、従来の一般的な生産プロセス経路は、通常、製鋼－スラブ鋳造－熱間圧延－連続酸洗冷間圧延－焼鈍－塗装及び精整となっている。そのうち、熱間圧延工程では等軸フェライト＋変形フェライトが得られ、フェライト結晶粒のサイズ及び等軸フェライトの割合は熱間圧延工程での圧延温度及び巻き取り温度により非常に著しく影響される。また、熱延コイルの先端部及び後端部の放熱が速いため、熱延コイルの先端部及び後端部での圧延温度及び巻き取り温度は熱延コイルの中央部より低くなり、さらに中央部に比べ、先端部及び後端部のフェライト結晶粒が微細で変形フェライトの割合が高くなる。最終的に、無方向性ケイ素鋼の完成品コイルの先端部及び後端部の鉄損が高く、磁束密度が低く、コイル全体の磁気特性が均一にならないという問題が存在する。
中低規格の無方向性ケイ素鋼のコイル全体の磁気特性が均一にならないという問題を解決するために、現在、主としては、焼鈍工程において、焼鈍によってコイル全体の磁気特性の均一性を改善するよう、鋼コイルの先端部及び後端部を焼鈍する時のロール速度を鋼コイルの中央部を焼鈍する時のロール速度より小さくする先端部及び後端部での減速による焼鈍生産という対処方法があるが、該対処方法では生産中のロール速度調整が必要であり、生産の難易度が増加し、且つ生産効率が低下し、焼鈍工程の生産コストが増加する。
従来技術に存在する問題に対して、本発明は、無方向性ケイ素鋼及びその生産方法を提供し、生産コストを著しく増加させず、中小型電機の中低規格無方向性ケイ素鋼に対する需要を満たす前提で、無方向性ケイ素鋼のコイル全体の磁気特性が均一にならないという問題を解決することを目的とする。
上記発明の目的を実現するために、本発明の一実施形態は、化学成分が質量パーセントで、Ｃ≦０．００４％、Ｓ≦０．００４％、Ｓｉ：０．８～１．１％、Ｍｎ：０．２～０．４％、Ｐ≦０．０３％、Ｎｂ≦０．００４％、Ｖ≦０．００６％、Ｔｉ≦０．００５％、Ｃｒ≦０．０３％、Ｎｉ≦０．０３％、Ｃｕ≦０．０３％、Ｎ≦０．００４％、Ａｌ：０．１５～０．３０％又はＡｌ≦０．０２％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、厚さが０．５００±０．００５ｍｍであり、順に行われる製鋼、スラブ鋳造、熱間圧延、焼準、連続酸洗冷間圧延、仕上焼鈍、冷却、塗装及び精整によって製造され、
製鋼工程中にＳｎ及びＳｂが添加されず、
熱間圧延工程において、スラブ鋳造工程で得られたスラブが１０６０～１１２０℃に加熱されて１５０ｍｉｎ以上保持され、その後、厚さ４０～４５ｍｍの中間スラブに圧延され、さらに中間スラブが仕上圧延、巻き取りを経て厚さ３．００±０．２５ｍｍの熱延コイルが得られ、仕上圧延の圧延開始温度がＡｒ１＝８７２℃＋１０００＊（１１＊［Ｓｉ］－１４＊［Ｍｎ］＋２１＊［Ａｌ］）以下であり、式中、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］がそれぞれスラブ中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌの質量パーセントであり、仕上圧延の圧延終了温度が８２０℃以下であり、巻き取り温度が５６０℃以下であり、
焼準工程において、焼準温度が８５０～９００℃であり、
仕上焼鈍工程において、生産が定速で行われ、焼鈍温度が８２０～８８０℃である、無方向性ケイ素鋼を提供する。
好ましくは、前記無方向性ケイ素鋼の鉄損Ｐ１．５／５０が４．２Ｗ／ｋｇ以下で先端部から中央部を経て後端部までの鉄損Ｐ１．５／５０変動が０．２Ｗ／ｋｇ以下であり、磁束密度Ｂ５０００が１．７２Ｔ以上で先端部から中央部を経て後端部までの磁束密度Ｂ５０００変動が０．０２Ｔ以下である。
好ましくは、焼準工程において、純乾燥Ｎ２雰囲気下で１２０～１５０ｓ焼準する。
好ましくは、焼準工程において、焼準温度変動が±１０℃であり、生産が定速で行われる。
好ましくは、焼鈍工程において、焼鈍時間が５０±５ｓであり、焼鈍温度変動が±１０℃であり、焼鈍生産が定速で行われる。
上記発明の目的を実現するために、本発明の一実施形態は、
１）Ｓｎ及びＳｂを添加せずに製鋼し、スラブを製造し、スラブの化学成分が質量パーセントで、Ｃ≦０．００４％、Ｓ≦０．００４％、Ｓｉ：０．８～１．１％、Ｍｎ：０．２～０．４％、Ｐ≦０．０３％、Ｎｂ≦０．００４％、Ｖ≦０．００６％、Ｔｉ≦０．００５％、Ｃｒ≦０．０３％、Ｎｉ≦０．０３％、Ｃｕ≦０．０３％、Ｎ≦０．００４％、Ａｌ：０．１５～０．３０％又はＡｌ≦０．０２％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物であるステップと、
２）スラブを１０６０～１１２０℃に加熱して１５０ｍｉｎ以上保持し、その後、厚さ４０～４５ｍｍの中間スラブに圧延し、さらに中間スラブを、仕上圧延、巻き取りを経て厚さ３．００±０．２５ｍｍの熱延コイルを得るステップであって、仕上圧延の圧延開始温度がＡｒ１＝８７２℃＋１０００＊（１１＊［Ｓｉ］－１４＊［Ｍｎ］＋２１＊［Ａｌ］）以下であり、式中、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］がそれぞれスラブ中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌの質量パーセントであり、仕上圧延の圧延終了温度が８２０℃以下であり、巻き取り温度が５６０℃以下であるステップと、
３）熱延コイルを順に焼準、連続酸洗冷間圧延し、厚さ０．５００±０．００５ｍｍの硬質冷延コイルを得るステップであって、焼準温度が８５０～９００℃であるステップと、
４）硬質冷延コイルを、連続焼鈍炉を用いてＨ２＋Ｎ２の混合雰囲気中にて定速で仕上焼鈍し、仕上焼鈍温度が８２０～８８０℃であり、そして焼鈍後の鋼帯を、冷却、塗装及び精整を経て、無方向性ケイ素鋼を得るステップと、を含む、無方向性ケイ素鋼の生産方法を提供する。
好ましくは、ステップ３において、純乾燥Ｎ２雰囲気下で１２０～１５０ｓ焼準する。
好ましくは、ステップ３において、焼準温度変動が±１０℃であり、生産が定速で行われる。
好ましくは、ステップ４において、焼鈍時間が５０±５ｓであり、焼鈍温度変動が±１０℃であり、焼鈍生産が定速で行われる。
好ましくは、得られた無方向性ケイ素鋼の鉄損Ｐ１．５／５０が４．２Ｗ／ｋｇ以下で先端部から中央部を経て後端部までの鉄損Ｐ１．５／５０変動が０．２Ｗ／ｋｇ以下であり、磁束密度Ｂ５０００が１．７２Ｔ以上で先端部から中央部を経て後端部までの磁束密度Ｂ５０００変動が０．０２Ｔ以下である。
上記発明の目的を実現するために、本発明の一実施形態は、
１）化学成分のうちＳｉ質量パーセント０．８～１．１％、Ｍｎ質量パーセント０．２～０．４％で製鋼し、且つ製鋼中にＳｎ及びＳｂを添加せず、スラブを製造するステップと、
２）スラブを１０６０～１１２０℃に加熱して１５０ｍｉｎ以上保持し、その後、厚さ４０～４５ｍｍの中間スラブに圧延し、さらに中間スラブを、仕上圧延、巻き取りを経て厚さ３．００±０．２５ｍｍの熱延コイルを得るステップであって、仕上圧延の圧延開始温度がＡｒ１＝８７２℃＋１０００＊（１１＊［Ｓｉ］－１４＊［Ｍｎ］＋２１＊［Ａｌ］）以下であり、式中、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］がそれぞれスラブ中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌの質量パーセントであり、仕上圧延の圧延終了温度が８２０℃以下であり、巻き取り温度が５６０℃以下であるステップと、
３）熱延コイルを順に焼準、連続酸洗冷間圧延し、厚さ０．５００±０．００５ｍｍの硬質冷延コイルを得るステップであって、焼準温度が８５０～９００℃であるステップと、
４）硬質冷延コイルを、連続焼鈍炉を用いてＨ２＋Ｎ２の混合雰囲気中にて定速で仕上焼鈍し、仕上焼鈍温度が８２０～８８０℃であり、そして焼鈍後の鋼帯を、冷却、塗装及び精整を経て、無方向性ケイ素鋼を得るステップと、を含む、無方向性ケイ素鋼の生産方法を提供する。
従来技術に比べ、本発明の有益な効果は以下のとおりである。
（１）前記生産方法で製造された厚さ０．５００±０．００５ｍｍの無方向性ケイ素鋼完成品は、鉄損Ｐ１．５／５０が４．２Ｗ／ｋｇ以下であり、磁束密度Ｂ５０００が１．７２Ｔ以上であり、磁気特性に優れ、従来のＳｉ含有量１．４～１．７％の無方向性ケイ素鋼とほぼ同じ磁気特性であり、中小型電機の中低規格無方向性ケイ素鋼に対する需要を満たすことができ、コイル全体の磁気特性が均一になり、先端部から中央部を経て後端部までの鉄損Ｐ１．５／５０変動が０．２Ｗ／ｋｇ以下であり、磁束密度Ｂ５０００変動が０．０２Ｔ以下である。
（２）熱間圧延工程において低温圧延、低温巻き取りプロセスを採用することで、完全変形フェライト組織を呈する熱延コイルが得られ、さらに追加した焼準工程により、最終的に得られた無方向性ケイ素鋼の優れた磁気特性が確保されるとともに、仕上焼鈍工程において生産が定速で行われる条件で、従来技術における無方向性ケイ素鋼完成品の先端部から中央部を経て後端部までの磁気特性が均一にならないという問題が解決され、焼準処理時に鋼コイルの表面結晶粒が内部と比較して異常に成長する状況が回避される。
（３）焼準工程を追加したものの、生産コストの増加がなく、低い生産コストが確保され、極めて高い経済的価値がある。具体的には、熱間圧延工程と焼準工程の組み合わせにより、焼準工程による無方向性ケイ素鋼の熱間圧延鋼板組織及び完成品の磁気特性への改善効果が十分に発揮され、製鋼、熱間圧延、連続酸洗冷間圧延、焼準及び焼鈍の各工程の生産コストが削減され、手順全体のコストが増加しない。製鋼工程において、化学成分の面では、磁気特性を向上させるＳｉ元素の含有量を従来の１．４～１．７％から０．８～１．１％に低下させ、磁気特性を向上させるための貴金属Ｓｎ及びＳｂを添加しないようにし、Ｍｎ元素の添加を低減しているため、従来の化学成分と同じ磁気特性を得る前提で、製鋼合金のコストが削減される。熱間圧延工程において低温圧延、低温巻き取りプロセスを採用することで、加熱炉温度に対する要求が低下し、低温にて加熱が行われ、従来の熱間圧延工程に比べてエネルギー消費が低減され、生産コストが削減される一方、熱延コイル表面の酸化スケールが減少し、スケールロスが低減され、歩留まりが向上し生産コストが削減される。また、熱延コイルの厚さを従来の２．０～２．５ｍｍから３．００±０．２５ｍｍに増加させることで、熱間圧延工程の生産速度が向上し、全体的に熱間圧延工程の生産コストが削減される。焼準工程において、熱間圧延に低温圧延、低温巻き取りプロセスを採用するため、熱延コイルの内部歪みを通常の高温圧延、高温巻き取りに比べて増加させることができ、焼準の難易度が低下し、焼準工程での低温高速生産を実現できる。さらに、熱延コイルの厚さを従来の２．０～２．５ｍｍから３．００±０．２５ｍｍに増加させることで、焼準工程の生産速度が向上し、全体的に焼準工程の生産コストが削減される。連続酸洗冷間圧延工程において、熱間圧延に低温圧延、低温巻き取りプロセスを採用するため、従来技術に比べ、鋼板表面の酸化スケールを連続酸洗冷間圧延工程においてより除去しやすくなり、それに応じて連続酸洗冷間圧延工程における酸洗の難易度が低下し、製品の表面品質及び生産速度が向上する。また、熱延コイルの厚さを従来の２．０～２．５ｍｍから３．００±０．２５ｍｍに増加させることで、連続酸洗冷間圧延工程の生産速度が向上し、全体的に連続酸洗冷間圧延工程の生産コストが削減される。焼鈍工程において、熱間圧延工程と焼準工程を組み合わせるため、得られた鋼コイルの先端部から中央部を経て後端部までの組織が均一であり、それにより焼鈍工程で定速低温生産が可能になり、生産の難易度が低下し、生産効率が向上し、さらに生産コストが削減される。
比較例１における熱延コイルの金相顕微鏡組織検出による金相組織写真である。 比較例２における熱延コイルの金相顕微鏡組織検出による金相組織写真である。 比較例３における熱延コイルの金相顕微鏡組織検出による金相組織写真である。 実施例１における熱延コイルの金相顕微鏡組織検出による金相組織写真である。 実施例２における熱延コイルの金相顕微鏡組織検出による金相組織写真である。 比較例２における焼準工程後の熱延コイルの金相顕微鏡組織検出による金相組織写真である。
本発明の一実施形態は無方向性ケイ素鋼、及び該無方向性ケイ素鋼の生産方法を提供する。前記無方向性ケイ素鋼の化学成分のうち、Ｓｉ含有量は質量パーセントで０．８～１．１％であり、Ｍｎ含有量は質量パーセントで０．２～０．４％であり、該無方向性ケイ素鋼は順に行われる製鋼、スラブ鋳造、熱間圧延、焼準、連続酸洗冷間圧延、仕上焼鈍、冷却、塗装及び精整によって製造される。つまり、前記生産方法は順に行われる製鋼、スラブ鋳造、熱間圧延、焼準、連続酸洗冷間圧延、仕上焼鈍、冷却、塗装及び精整等の各工程を含む。以下に前記生産方法を以下の各ステップで詳細に説明する。
ステップ１）で、化学成分のうちＳｉ質量パーセント０．８～１．１％、Ｍｎ質量パーセント０．２～０．４％で製鋼し、且つ製鋼中にＳｎ及びＳｂを添加せず、スラブを製造する。
該ステップ１は、製鋼工程及びスラブ鋳造工程である。
製鋼工程は順に行われる溶銑脱硫、転炉製錬、ＲＨ精錬等のプロセスを含んでもよく、具体的には従来の実行可能なプロセス手段を用いて実施することができるものであり、ここでは詳細な説明を省略する。ここで、化学成分のうちＳｉ質量パーセント０．８～１．１％、Ｍｎ質量パーセント０．２～０．４％で製鋼し、且つ製鋼中にＳｎ及びＳｂを添加せず、それに応じて、得られたスラブ及び最終的に得られた無方向性ケイ素鋼完成品の化学成分のうちＳｉ質量パーセントは０．８～１．１％、Ｍｎ質量パーセントは０．２～０．４％となり、Ｓｎ及びＳｂは含有されていない。
一実施形態において、得られたスラブ及び最終的に得られた無方向性ケイ素鋼完成品の化学成分は質量パーセントで、Ｃ≦０．００４％、Ｓ≦０．００４％、Ｓｉ：０．８～１．１％、Ｍｎ：０．２～０．４％、Ｐ≦０．０３％、Ｎｂ≦０．００４％、Ｖ≦０．００６％、Ｔｉ≦０．００５％、Ｃｒ≦０．０３％、Ｎｉ≦０．０３％、Ｃｕ≦０．０３％、Ｎ≦０．００４％、Ａｌ：０．１５～０．３０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物である。又は、別の実施形態において、得られたスラブ及び最終的に得られた無方向性ケイ素鋼完成品の化学成分は質量パーセントで、Ｃ≦０．００４％、Ｓ≦０．００４％、Ｓｉ：０．８～１．１％、Ｍｎ：０．２～０．４％、Ｐ≦０．０３％、Ｎｂ≦０．００４％、Ｖ≦０．００６％、Ｔｉ≦０．００５％、Ｃｒ≦０．０３％、Ｎｉ≦０．０３％、Ｃｕ≦０．０３％、Ｎ≦０．００４％、Ａｌ≦０．０２％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物である。
好ましくは、該ステップ１で得られたスラブの厚さが≧２００ｍｍであり、長さが１０～１１ｍである。
ステップ２）で、ステップ１で得られたスラブを１０６０～１１２０℃に加熱して１５０ｍｉｎ以上保持し、その後、厚さ４０～４５ｍｍの中間スラブに圧延し、さらに中間スラブを、仕上圧延、巻き取りを経て厚さ３．００±０．２５ｍｍの熱延コイルを得る。
該ステップ２は、熱間圧延工程である。ここで、仕上圧延の圧延開始温度はＡｒ１＝８７２℃＋１０００＊（１１＊［Ｓｉ］－１４＊［Ｍｎ］＋２１＊［Ａｌ］）以下であり、式中、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］はそれぞれステップ１で得られたスラブ中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌの質量パーセントである。つまり、ステップ１で得られたスラブ中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌの質量パーセント［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］に基づき、Ａｒ１＝８７２℃＋１０００＊（１１＊［Ｓｉ］－１４＊［Ｍｎ］＋２１＊［Ａｌ］）が算出され、該ステップ２において、仕上圧延の圧延開始温度はＡｒ１以下に制御される。そして、仕上圧延の圧延終了温度は８２０℃以下、巻き取り温度は５６０℃以下に制御される。
このように、本実施形態において、熱間圧延工程が低温圧延、低温巻き取りプロセスを採用し、仕上圧延におけるいずれのパスもフェライト領域で行われ、且つ仕上圧延の最終圧延パスが低温フェライト領域で行わるように確保しているため、仕上圧延中にγ／αの相変化は存在せず、得られた熱延コイルの組織は完全変形フェライトの単相組織であり、該組織に基づき、熱延コイルは先端部から中央部を経て後端部までの放熱速度が同じでない場合でも組織均一性を保証でき、さらに、後続でコイル全体の磁気特性が均一になった無方向性ケイ素鋼完成品を得るための基礎が築かれる。
また、本実施形態において、熱間圧延工程が低温圧延、低温巻き取りプロセスを採用することにより、加熱炉温度に対する要求が低下し、低温にて加熱が行われ、スラブからの析出物の固溶が低減され、組織結晶粒の成長に寄与し、さらに後続で得られた無方向性ケイ素鋼完成品の優れた磁気特性が確保され、且つ従来の熱間圧延工程に比べて生産コストが削減される。
ステップ３）で、ステップ２で得られた熱延コイルを順に焼準、連続酸洗冷間圧延し、厚さ０．５００±０．００５ｍｍの硬質冷延コイルを得る。ここで焼準温度が８５０～９００℃である。
該ステップ３は、焼準工程及び連続酸洗冷間圧延工程である。
通常、焼準工程は高規格無方向性ケイ素鋼の生産に適用され、高規格無方向性ケイ素鋼の生産プロセス経路は製鋼－スラブ鋳造－熱間圧延－焼準－連続酸洗冷間圧延－焼鈍－塗装及び精整としている。しかしながら、中低規格無方向性ケイ素鋼の従来の生産方法について、高規格無方向性ケイ素鋼のように焼準工程を追加すると、一定程度、先端部から中央部を経て後端部までの磁気特性が均一にならないという問題を改善できるが、熱延コイルの表面結晶粒が内部と比較して異常に成長してしまい、連続酸洗冷間圧延後に鋼コイル表面の色差が非常に悪く判定され、且つ生産コストが増加する。それに対して、本実施形態の生産方法では、前述ステップ２の熱間圧延工程において低温圧延、低温巻き取りプロセスを採用することで、完全変形フェライト組織を呈する熱延コイルが得られる。こうして焼準工程のための基礎が築かれ、上記のような、従来の焼準処理時に鋼コイルの表面結晶粒が内部と比較して異常に成長するという問題が回避される。つまり、焼準処理後の鋼コイル各箇所の結晶粒が均一に成長し、また、焼準工程では最終的に得られた無方向性ケイ素鋼の優れた磁気特性を確保することもできる。なお、熱延コイルの完全変形フェライト組織に極めて高い貯蔵エネルギーが蓄積されており、それにより焼準難易度の低下が可能になり、焼準工程での低温高速生産が実現され、焼準工程の追加による生産コストの大幅な増加が回避される。また、焼準工程の順調な実施により、最終的に得られた無方向性ケイ素鋼の有する磁気特性を大幅に向上させることができ、これを前提として、本発明は化学成分の面で、磁気特性を向上させるＳｉ元素の含有量を従来の１．４～１．７％から０．８～１．１％に低下させ、磁気特性を向上させるための貴金属Ｓｎ及びＳｂを添加しないようにし、Ｍｎ元素の添加を低減することによって、従来の化学成分と同じ磁気特性を得、合金コストを削減することができる。
さらに好ましくは、焼準工程において、純乾燥Ｎ２雰囲気下で１２０～１５０ｓ焼準する。また、好ましくは、焼準工程において、焼準温度変動が±１０℃、即ち焼準温度が±１０℃の変動範囲に制御されることによって、焼準中の温度最大値と最小値の差が２０°を超えないようになり、且つ焼準工程において、生産が定速、つまり、鋼コイルの先端部、中央部、後端部を焼準する際のロール速度が一定となるように行われる。
そして、本実施形態において、前述ステップ２の熱間圧延工程において低温加熱、低温圧延、低温巻き取りプロセスを採用することで、熱延コイル表面の酸化スケールが減少し、スケールロスが低減され、さらに従来技術に比べ、鋼板表面の酸化スケールは該ステップ３の連続酸洗冷間圧延工程においてより除去しやすくなり、それに応じて連続酸洗冷間圧延工程における酸洗の難易度が低下し、製品の表面品質及び生産速度が向上する。また、上述したように、前記ステップ２の熱間圧延工程において低温にて加熱が行われるため、組織結晶粒の成長に寄与し、焼準工程の追加により、ステップ２の熱延コイルの厚さを従来の２．０～２．５ｍｍから３．００±０．２５ｍｍに増加させることができる。熱延コイルの厚さが大きいほど、同じロール速度で該ステップ３の連続酸洗冷間圧延工程における酸洗によって処理される鋼の量が多くなり、さらに連続酸洗冷間圧延工程の生産速度が向上し、全体的に連続酸洗冷間圧延工程の生産コストが削減される。
また、前述したように、熱間圧延工程での低温加熱と焼準工程の組み合わせにより、熱延コイルの厚さを従来の２．０～２．５ｍｍから３．００±０．２５ｍｍに増加させることができる。熱延コイル厚さの増加により、逆に熱間圧延工程における熱間圧延の難易度を大幅に低下させ、熱間圧延工程の生産効率を向上させることができる。
さらに好ましくは、該ステップ３の連続酸洗冷間圧延工程において、まずＨＣｌで３段酸洗を行い、その後、すすぎ、乾燥、冷間圧延を経て、硬質冷延コイルを得る。
ステップ４）で、ステップ３で得られた硬質冷延コイルを、連続焼鈍炉を用いてＨ２＋Ｎ２の混合雰囲気中にて定速で仕上焼鈍し、仕上焼鈍温度が８２０～８８０℃であり、そして焼鈍後の鋼帯を、冷却、塗装及び精整を経て、無方向性ケイ素鋼完成品を得る。
該ステップ４は、仕上焼鈍工程、冷却工程、塗装及び精整工程である。
本実施形態では、上記説明から分かるように、ステップ２の熱間圧延工程及びステップ３の焼準工程に基づき、得られた鋼コイルの先端部から中央部を経て後端部までの組織が均一であり、さらに該ステップ４において仕上焼鈍工程が低温定速生産を採用し、それに通常の冷却、塗装及び精整を経ると、磁気特性に優れ且つ先端部から中央部を経て後端部までの磁気特性が均一になった厚さ０．５００±０．００５ｍｍの無方向性ケイ素鋼を得ることができ、従来技術のように先端部及び後端部での減速による焼鈍生産を採用する必要がなく、生産の難易度が低下し、生産効率が向上する。
ここで、仕上焼鈍工程の定速生産とは、仕上焼鈍工程において、生産が定速で行われることであり、鋼コイルの先端部、中央部、後端部を焼鈍する際のロール速度は一定である。
さらに好ましくは、該ステップ４の仕上焼鈍工程において、焼鈍時間が５０±５ｓであり、仕上焼鈍温度変動が±１０℃であって、仕上焼鈍中の温度最大値と最小値の差は２０°を超えない。
さらに好ましくは、該ステップ４の冷却工程において、３段冷却で仕上焼鈍後の鋼帯を冷却し、鋼帯の残留応力が５０ＭＰａ以下に効果的に制御されることで、板形状の制御に寄与する。
本発明の一実施形態の無方向性ケイ素鋼は、上記生産方法で製造され、該無方向性ケイ素鋼の厚さは０．５００±０．００５ｍｍであり、また、前述したように、その化学成分は質量パーセントで、Ｃ≦０．００４％、Ｓ≦０．００４％、Ｓｉ：０．８～１．１％、Ｍｎ：０．２～０．４％、Ｐ≦０．０３％、Ｎｂ≦０．００４％、Ｖ≦０．００６％、Ｔｉ≦０．００５％、Ｃｒ≦０．０３％、Ｎｉ≦０．０３％、Ｃｕ≦０．０３％、Ｎ≦０．００４％、Ａｌ：０．１５～０．３０％又はＡｌ≦０．０２％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物である。
該無方向性ケイ素鋼の鉄損Ｐ１．５／５０が４．２Ｗ／ｋｇ以下であり、磁束密度Ｂ５０００が≧１．７２Ｔであり、磁気特性に優れ、従来のＳｉ含有量１．４～１．７％の無方向性ケイ素鋼とほぼ同じ磁気特性であり、中小型電機の中低規格無方向性ケイ素鋼に対する需要を満たすことができ、コイル全体の磁気特性が均一になり、先端部から中央部を経て後端部までの鉄損Ｐ１．５／５０変動が０．２Ｗ／ｋｇ以下であり、磁束密度Ｂ５０００変動が０．０２Ｔ以下、つまり、無方向性ケイ素鋼完成品の鋼コイルの先端部から中央部を経て後端部までの鉄損Ｐ１．５／５０の最大値と最小値の差は０．２Ｗ／ｋｇ以下であり、且つ先端部から中央部を経て後端部までのＢ５０００の最大値と最小値の差は０．０２Ｔ以下である。
従来技術に比べ、本発明の有益な効果は以下のとおりである。
（１）前記生産方法で製造された無方向性ケイ素鋼完成品は、磁気特性に優れ、中小型電機の中低規格無方向性ケイ素鋼に対する需要を満たすことができ、コイル全体の磁気特性が均一になり、先端部から中央部を経て後端部までの鉄損Ｐ１．５／５０及び磁束密度Ｂ５０００の変動が小さく、無方向性ケイ素鋼完成品の磁気特性の安定性が向上する。
（２）熱間圧延工程において低温圧延、低温巻き取りプロセスを採用することで、完全変形フェライト組織を呈する熱延コイルが得られ、さらに追加した焼準工程により、最終的に得られた無方向性ケイ素鋼の優れた磁気特性が確保されるとともに、仕上焼鈍工程において生産が定速で行われる条件で、従来技術における無方向性ケイ素鋼完成品の先端部から中央部を経て後端部までの磁気特性が均一にならないという問題が解決され、焼準処理時に鋼コイルの表面結晶粒が内部と比較して異常に成長する状況が回避される。
（３）焼準工程を追加したものの、生産コストの増加がなく、低い生産コストが確保され、極めて高い経済的価値がある。具体的には、熱間圧延工程と焼準工程の組み合わせにより、焼準工程による無方向性ケイ素鋼の熱間圧延鋼板組織及び完成品の磁気特性への改善効果が十分に発揮され、製鋼、熱間圧延、連続酸洗冷間圧延、焼準及び焼鈍の各工程の生産コストが削減され、手順全体のコストが増加しない。製鋼工程において、化学成分の面では、磁気特性を向上させるＳｉ元素の含有量を従来の１．４～１．７％から０．８～１．１％に低下させ、磁気特性を向上させるための貴金属Ｓｎ及びＳｂを添加しないようにし、Ｍｎ元素の添加を低減しているため、従来の化学成分と同じ磁気特性を得る前提で、製鋼合金のコストが削減される。熱間圧延工程において低温圧延、低温巻き取りプロセスを採用することで、加熱炉温度に対する要求が低下し、低温にて加熱が行われ、従来の熱間圧延工程に比べてエネルギー消費が低減され、生産コストが削減される一方、熱延コイル表面の酸化スケールが減少し、スケールロスが低減され、歩留まりが向上し生産コストが削減される。また、熱延コイルの厚さを従来の２．０～２．５ｍｍから３．００±０．２５ｍｍに増加させることで、熱間圧延工程の生産速度が向上し、全体的に熱間圧延工程の生産コストが削減される。焼準工程において、熱間圧延に低温圧延、低温巻き取りプロセスを採用するため、熱延コイルの内部歪みを通常の高温圧延、高温巻き取りに比べて増加させることができ、焼準の難易度が低下し、焼準工程での低温高速生産を実現できる。さらに、熱延コイルの厚さを従来の２．０～２．５ｍｍから３．００±０．２５ｍｍに増加させることで、焼準工程の生産速度が向上し、全体的に焼準工程の生産コストが削減される。連続酸洗冷間圧延工程において、熱間圧延に低温圧延、低温巻き取りプロセスを採用するため、従来技術に比べ、鋼板表面の酸化スケールを連続酸洗冷間圧延工程においてより除去しやすくなり、それに応じて連続酸洗冷間圧延工程における酸洗の難易度が低下し、製品の表面品質及び生産速度が向上する。また、熱延コイルの厚さを従来の２．０～２．５ｍｍから３．００±０．２５ｍｍに増加させることで、連続酸洗冷間圧延工程の生産速度が向上し、全体的に連続酸洗冷間圧延工程の生産コストが削減される。焼鈍工程において、熱間圧延工程と焼準工程を組み合わせるため、得られた鋼コイルの先端部から中央部を経て後端部までの組織が均一であり、それにより焼鈍工程で定速低温生産が可能になり、生産の難易度が低下し、生産効率が向上し、さらに生産コストが削減される。
上記で列挙した詳細な説明は本発明の実行可能な実施形態についての具体的な説明に過ぎず、本発明の保護範囲を制限するためのものではなく、本発明の技術的精神から逸脱しない等価な実施形態又は変更は、いずれも本発明の保護範囲に含まれるものとする。
以下、３つの比較例及び２つの実施例により本発明の有益な効果をさらに説明する。当然、この２つの実施例は本発明に含まれる多くの変形実施例の一部に過ぎず、全てではない。３つの比較例及び２つの実施例はそれぞれ無方向性ケイ素鋼を提供する。その生産方法は具体的に以下のとおりである。
ステップ１）
製鋼し、その後、スラブを製造した。スラブの化学成分は質量パーセントで表１に示されるとおりであり、スラブの厚さも同様に表１に示されるとおりであり、長さは１０～１１ｍである。
［表１］
ステップ２）
ステップ１で得られたスラブを加熱し、その後、中間スラブに圧延し、さらに中間スラブを、仕上圧延、巻き取りを経て熱延コイルを得た。ここで、実施例１及び実施例２ではステップ１で得られたスラブ中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌの質量パーセント［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］に基づき、Ａｒ１＝８７２℃＋１０００＊（１１＊［Ｓｉ］－１４＊［Ｍｎ］＋２１＊［Ａｌ］）が算出され、該ステップ２において、仕上圧延の圧延開始温度がＡｒ１以下に制御された。そして、完全変形組織を得るために、仕上圧延の圧延終了温度≦８２０℃以下、巻き取り温度は５６０℃以下に制御された。それに対して、比較例１～３では、できるだけ多い再結晶組織を得るために、通常の高温最終圧延、高温巻き取りプロセスを採用した。
比較例１～３及び実施例１～２の加熱温度、保持時間、中間スラブ厚さ、仕上圧延の圧延開始温度、仕上圧延の圧延終了温度、巻き取り温度、熱延コイル厚さは表２に示されるとおりであった。
［表２］
ここで、比較例１～３及び実施例１～２で得られた熱延コイルに対してそれぞれ金相顕微鏡組織検出を行ったところ、得られた検出結果は図１～５に示されるとおりであった。図から分かるように、比較例１～３の組織は全て変形フェライトと等軸フェライトの複合組織であり、実施例１～２の組織は全て完全変形フェライト組織であり、等軸フェライト組織を含まない。
ステップ３）
ステップ２で得られた比較例１及び比較例３で得られた熱延コイルをそのまま連続酸洗冷間圧延し、厚さ０．５００±０．００５ｍｍの硬質冷延コイルを得た。そしてステップ２で得られた比較例２及び実施例１～２で得られた熱延コイルを順に焼準、連続酸洗冷間圧延し、厚さ０．５００±０．００５ｍｍの硬質冷延コイルを得た。ここで、焼準は純乾燥Ｎ２雰囲気下で行い、焼準温度は８５０～９００℃である。
具体的には、各比較例及び実施例の主要パラメータ、例えば焼準温度、焼準時間、焼準温度変動、酸洗速度、硬質冷延コイル厚さ及び原料厚さは表３に示されるとおりであった。
［表３］
ここで、比較例２及び実施例１～２における焼準工程後に得られた熱延コイルに対してそれぞれ金相顕微鏡組織検出を行ったところ、図６に示す比較例２の検出結果は、比較例２の焼準工程後の熱延コイルの表面に異常な結晶粒成長が発生したのに対して、実施例１～２の焼準工程後に得られた熱延コイルの組織は完全等軸フェライト組織であり、組織が均一であった。
また、比較例１～３及び実施例１～２において、酸洗後に得られた硬質冷延コイルはいずれも表面品質が良好であった。このことから分かるように、実施例１～２の連続酸洗冷間圧延前の熱延コイルの厚さ３．００ｍｍが、比較例１～３の厚さ２．５０ｍｍより高いことにより、実施例１～２の実際生産効率は高いものとなっている。
ステップ４）
ステップ３で得られた硬質冷延コイルを、連続焼鈍炉を用いてＨ２＋Ｎ２の混合雰囲気中にて仕上焼鈍した。仕上焼鈍中に、比較例２及び実施例１～２では手順全体にわたって定速で生産し、比較例１及び３では、先端部から中央部を経て後端部までの差をできるだけ解消するよう、先端部及び後端部での減速による生産を採用した。ここで、焼鈍温度変動は±１０℃、つまり、仕上焼鈍中の温度最大値と最小値の差は２０°を超えない。
焼鈍後の鋼帯を、冷却、塗装及び精整を経て、無方向性ケイ素鋼完成品を得た。冷却工程において、３段冷却で仕上焼鈍後の鋼帯を冷却し、鋼帯の残留応力が５０ＭＰａ以下に効果的に制御されることによって、板形状の制御に寄与する。
ここで、仕上焼鈍温度、焼鈍時間、焼鈍速度、先端部から後端部までの焼鈍時間及び先端部から後端部までの焼鈍速度はそれぞれ表４に示されるとおりであった。
［表４］
比較例１～３及び実施例１～２で得られた無方向性ケイ素鋼完成品を検出したところ、磁気特性及び表面判定結果は表５に示されるとおりであった。
［表５］
表５から分かるように、比較例１及び比較例３は、焼準工程が行われておらず、焼鈍において先端部及び後端部でロール速度を下げて生産を行ったが、先端部及び後端部と中央部の磁気特性の差は完全には解消できなかった。比較例２及び実施例１～２は、焼準工程が行われており、焼鈍プロセス全体にわたって生産が定速で行われ、先端部及び後端部と中央部の磁気特性の差が小さい。ただし、比較例２は焼準中に表面の異常な結晶粒成長が発生するため、完成品の表面品質が不良と判定される。
生産プロセス全体から見れば、実施例１～２は比較例３に比べて、Ｓｉ、Ｍｎ元素の含有量がいずれも大幅に低下し且つ製鋼中にＳｎが添加されていない（完成品に含まれるＳｎは溶銑又は他の合金に不可避的に導入されたもの）。つまり、製鋼合金のコストが削減され、そして、熱延コイル厚さが増加することにより、熱間圧延、焼準、連続酸洗冷間圧延の速度が向上し、生産コストが削減され、焼鈍プロセスにおいて生産が定速で行われ、焼鈍生産効率が向上しコストが削減された。このように、全体的な合金コスト及び生産コストが低い前提で、得られた無方向性ケイ素鋼完成品の鉄損が低く、先端部から中央部を経て後端部までにおける鉄損の変動が小さく、磁束密度Ｂ５０００が大幅に向上し、先端部から中央部を経て後端部までにおける磁束密度Ｂ５０００の変動が小さい。
要するに、上記実施例１～２から分かるように、本発明の一実施形態を用いて無方向性ケイ素鋼を生産すれば、生産効率が高く、コストが低く、そして、得られた無方向性ケイ素鋼完成品の磁気特性が同じＳｉ含有量の従来の無方向性ケイ素鋼より高く（例えば、実施例１～２の無方向性ケイ素鋼のＳｉ含有量０．９４％、１．０５％、Ｓｎ非含有での磁気特性は、従来技術による比較例３の無方向性ケイ素鋼のＳｉ含有量１．５４％＋０．０２５％Ｓｎでの磁気特性より高い）、焼鈍生産が定速で行われ、先端部から中央部を経て後端部までの磁気特性の均一性が高い。

Claims (11)

  1. 化学成分が質量パーセントで、Ｃ≦０．００４％、Ｓ≦０．００４％、Ｓｉ：０．８～１．１％、Ｍｎ：０．２～０．４％、Ｐ≦０．０３％、Ｎｂ≦０．００４％、Ｖ≦０．００６％、Ｔｉ≦０．００５％、Ｃｒ≦０．０３％、Ｎｉ≦０．０３％、Ｃｕ≦０．０３％、Ｎ≦０．００４％、Ａｌ：０．１５～０．３０％又はＡｌ≦０．０２％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、厚さが０．５００±０．００５ｍｍであり、順に行われる製鋼、スラブ鋳造、熱間圧延、焼準、連続酸洗冷間圧延、仕上焼鈍、冷却、塗装及び精整によって製造され、
    製鋼工程中にＳｎ及びＳｂが添加されず、
    熱間圧延工程において、スラブ鋳造工程で得られたスラブが１０６０～１１２０℃に加熱されて１５０ｍｉｎ以上保持され、その後、厚さ４０～４５ｍｍの中間スラブに圧延され、さらに中間スラブが仕上圧延、巻き取りを経て厚さ３．００±０．２５ｍｍの熱延コイルが得られ、仕上圧延の圧延開始温度がＡｒ１＝８７２℃＋１０００＊（１１＊［Ｓｉ］－１４＊［Ｍｎ］＋２１＊［Ａｌ］）以下であり、式中、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］がそれぞれスラブ中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌの質量パーセントであり、仕上圧延の圧延終了温度が８２０℃以下であり、巻き取り温度が５６０℃以下であり、
    焼準工程において、焼準温度が８５０～９００℃であり、
    仕上焼鈍工程において、生産が定速で行われ、焼鈍温度が８２０～８８０℃であることを特徴とする、無方向性ケイ素鋼。
  2. 鉄損Ｐ１．５／５０が４．２Ｗ／ｋｇ以下で先端部から中央部を経て後端部までの鉄損Ｐ１．５／５０変動が０．２Ｗ／ｋｇ以下であり、磁束密度Ｂ５０００が１．７２Ｔ以上で先端部から中央部を経て後端部までの磁束密度Ｂ５０００変動が０．０２Ｔ以下であることを特徴とする、請求項１に記載の無方向性ケイ素鋼。
  3. 焼準工程において、純乾燥Ｎ２雰囲気下で１２０～１５０ｓ焼準することを特徴とする、請求項１に記載の無方向性ケイ素鋼。
  4. 焼準工程において、焼準温度変動が±１０℃であり、生産が定速で行われることを特徴とする、請求項１に記載の無方向性ケイ素鋼。
  5. 焼鈍工程において、焼鈍時間が５０±５ｓであり、焼鈍温度変動が±１０℃であり、生産が定速で行われることを特徴とする、請求項１に記載の無方向性ケイ素鋼。
  6. １）Ｓｎ及びＳｂを添加せずに製鋼し、スラブを製造し、スラブの化学成分が質量パーセントで、Ｃ≦０．００４％、Ｓ≦０．００４％、Ｓｉ：０．８～１．１％、Ｍｎ：０．２～０．４％、Ｐ≦０．０３％、Ｎｂ≦０．００４％、Ｖ≦０．００６％、Ｔｉ≦０．００５％、Ｃｒ≦０．０３％、Ｎｉ≦０．０３％、Ｃｕ≦０．０３％、Ｎ≦０．００４％、Ａｌ：０．１５～０．３０％又はＡｌ≦０．０２％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物であるステップと、
    ２）スラブを１０６０～１１２０℃に加熱して１５０ｍｉｎ以上保持し、その後、厚さ４０～４５ｍｍの中間スラブに圧延し、さらに中間スラブを、仕上圧延、巻き取りを経て厚さ３．００±０．２５ｍｍの熱延コイルを得るステップであって、仕上圧延の圧延開始温度がＡｒ１＝８７２℃＋１０００＊（１１＊［Ｓｉ］－１４＊［Ｍｎ］＋２１＊［Ａｌ］）以下であり、式中、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］がそれぞれスラブ中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌの質量パーセントであり、仕上圧延の圧延終了温度が８２０℃以下であり、巻き取り温度が５６０℃以下であるステップと、
    ３）熱延コイルを順に焼準、連続酸洗冷間圧延し、厚さ０．５００±０．００５ｍｍの硬質冷延コイルを得るステップであって、焼準温度が８５０～９００℃であるステップと、
    ４）硬質冷延コイルを、連続焼鈍炉を用いてＨ２＋Ｎ２の混合雰囲気中にて定速で仕上焼鈍し、仕上焼鈍温度が８２０～８８０℃であり、そして焼鈍後の鋼帯を、冷却、塗装及び精整を経て、無方向性ケイ素鋼を得るステップと、を含むことを特徴とする、無方向性ケイ素鋼の生産方法。
  7. ステップ３において、純乾燥Ｎ２雰囲気下で１２０～１５０ｓ焼準することを特徴とする、請求項６に記載の無方向性ケイ素鋼の生産方法。
  8. ステップ３において、焼準温度変動が±１０℃であり、生産が定速で行われることを特徴とする、請求項６に記載の無方向性ケイ素鋼の生産方法。
  9. ステップ４において、焼鈍時間が５０±５ｓであり、焼鈍温度変動が±１０℃であり、生産が定速で行われることを特徴とする、請求項６に記載の無方向性ケイ素鋼の生産方法。
  10. 得られた無方向性ケイ素鋼の鉄損Ｐ１．５／５０が４．２Ｗ／ｋｇ以下で先端部から中央部を経て後端部までの鉄損Ｐ１．５／５０変動が０．２Ｗ／ｋｇ以下であり、磁束密度Ｂ５０００が１．７２Ｔ以上で先端部から中央部を経て後端部までの磁束密度Ｂ５０００変動が０．０２Ｔ以下であることを特徴とする、請求項６に記載の無方向性ケイ素鋼の生産方法。
  11. １）化学成分のうちＳｉ質量パーセント０．８～１．１％、Ｍｎ質量パーセント０．２～０．４％で製鋼し、且つ製鋼中にＳｎ及びＳｂを添加せず、スラブを製造するステップと、
    ２）スラブを１０６０～１１２０℃に加熱して１５０ｍｉｎ以上保持し、その後、厚さ４０～４５ｍｍの中間スラブに圧延し、さらに中間スラブを、仕上圧延、巻き取りを経て厚さ３．００±０．２５ｍｍの熱延コイルを得るステップであって、仕上圧延の圧延開始温度がＡｒ１＝８７２℃＋１０００＊（１１＊［Ｓｉ］－１４＊［Ｍｎ］＋２１＊［Ａｌ］）以下であり、式中、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］がそれぞれスラブ中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌの質量パーセントであり、仕上圧延の圧延終了温度が８２０℃以下であり、巻き取り温度が５６０℃以下であるステップと、
    ３）熱延コイルを順に焼準、連続酸洗冷間圧延し、厚さ０．５００±０．００５ｍｍの硬質冷延コイルを得るステップであって、焼準温度が８５０～９００℃であるステップと、
    ４）硬質冷延コイルを、連続焼鈍炉を用いてＨ２＋Ｎ２の混合雰囲気中にて定速で仕上焼鈍し、仕上焼鈍温度が８２０～８８０℃であり、そして焼鈍後の鋼帯を、冷却、塗装及び精整を経て、無方向性ケイ素鋼を得るステップと、を含むことを特徴とする、無方向性ケイ素鋼の生産方法。
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