JP4385960B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、主として電力用変圧器の鉄心の材料に用いられる方向性電磁鋼板を、低コストで製造する方法に関するものである。
方向性電磁鋼板は、主として変圧器その他の電気機器の鉄心として用いられ、かかる用途に適合すべく磁束密度、鉄損値等の磁気特性に優れることが基本的に重要である。そのため、方向性電磁鋼板の製造の際に重要なことは、いわゆる仕上焼鈍により二次再結晶させた結晶粒の方位を、｛１１０｝＜００１＞方位いわゆるゴス方位に高度に集積させることである。
このような二次再結晶の集積を効果的に促進させる一般的な技術としては、インヒビターと呼ばれる析出物を使用する方法がある。例えば、特許文献１に記載のAlＮ，MnＳを使用する方法、特許文献２に記載のMnＳ，MnSeを使用する方法がその代表例であって、これらは工業的に実用化されている。これらとは別に、CuSeとＢＮを添加する技術が特許文献３に、またTi，Zr，Ｖの窒化物を使用する方法が特許文献４に記載されるなど、数多くの技術が知られている。
これらのインヒビターを用いる方法は、安定して二次再結晶粒を発達させるのに有用な方法であるが、析出物を微細に分散させる必要上、熱延前のスラブ加熱温度を1300℃以上の高温で行う必要がある。しかしながら、スラブの高温加熱は、設備コストが嵩むことに加え、熱延時に生成するスケールの量も多大になるので、歩留りが低下するだけでなく、設備のメンテナンス等の問題も多くなり、近年の製造コスト低減の要求に応えることは難しかった。
一方、インヒビターを使用しないで方向性電楢鋼板を製造する方法としては、例えば特許文献５、特許文献６、特許文献７、特許文献８に記載の技術が知られている。これらの技術に共通していることは、表面エネルギーを駆動力として｛１１０｝面を優先的に成長させることを意図していることである。表面エネルギー差を有効に利用するためには、表面の寄与を大きくするために板厚を薄くすることが必然的に要求される。例えば、特許文献５に開示の技術では、板厚が0.2mm以下、特許文献６に開示の技術では板厚が0.15mm以下に制限されている。
現行使用されている方向性電磁鋼板の板厚は0.20mm以上がほとんどであるので、通常の製品を、上記したような表面エネルギーを使用する方法で得ることは困難である。
現行使用されている方向性電磁鋼板の板厚は0.20mm以上がほとんどであるので、通常の製品を、上記したような表面エネルギーを使用する方法で得ることは困難である。
さらに、表面エネルギーを利用するためには、表面酸化物の生成を抑制した状態で高温の最終仕上焼鈍を行わなければならない。例えば特許文献５に開示の技術では、1180℃以上の温度で、上記焼鈍の雰囲気として、真空中または不活性ガスあるいは水素ガスまたは水素ガスと窒素ガスの混合ガス中で行うことが必要とされている。また、特許文献６に開示の技術では、950〜1100℃の温度で不活性ガス雰囲気あるいは水素ガスまたは水素ガスと不活性ガスの混合雰囲気で、さらにこれらを減圧することが推奨されている。さらに、特許文献８に開示の技術では、1000〜1300℃の温度で酸素分圧が0.5Pa以下の非酸化性雰囲気または真空中での最終仕上焼鈍を行う必要がある。
上述したとおり、表面エネルギーを利用して良好な磁気特性を得るためには、最終仕上焼鈍の雰囲気としては不活性ガスや水素が用いられ、さらに推奨される条件としては真空とすることが求められるが、高温と真空の両立は設備的には困難でありコスト高となる。
上述したとおり、表面エネルギーを利用して良好な磁気特性を得るためには、最終仕上焼鈍の雰囲気としては不活性ガスや水素が用いられ、さらに推奨される条件としては真空とすることが求められるが、高温と真空の両立は設備的には困難でありコスト高となる。
またさらに、表面エネルギーを利用した場合には、原理的には｛１１０｝面の選択のみが可能であり、圧延方向に＜００１＞方向が揃ったゴス粒のみの成長が選択されるわけではない。方向性電磁鋼板は圧延方向に磁化容易軸＜００１＞を揃えてはじめて磁気特性が向上するので、｛１１０｝面の選択のみでは原理的に良好な磁気特性は得られない。そのため、表面エネルギーを利用する方法で良好な磁気特性を得ることのできる圧延条件や焼鈍条件は限られたものとなり、その結果磁気特性は不安定となる。
上記の問題に対して、出願人は、従来に比べて低温のスラブ加熱によって、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を低コストで製造する方法を、特許文献９において提案した。
すなわち、スラブにインヒビターを含有させずに二次再結晶を生じさせ、かつ二次再結晶粒のゴス方位への先鋭性を高める技術について、鋭意研究を進めた結果、主に不純物の含有量を抑制することにより、スラブにインヒビターを含有させなくても、安定して二次再結晶を発現させ得ることを見出すに至った。
この技術によれば、インヒビター成分を必要としないことから、インヒビター成分の固溶を意図した高温スラブ加熱は不要となり、スラブ加熱温度の低下が実現される。
すなわち、スラブにインヒビターを含有させずに二次再結晶を生じさせ、かつ二次再結晶粒のゴス方位への先鋭性を高める技術について、鋭意研究を進めた結果、主に不純物の含有量を抑制することにより、スラブにインヒビターを含有させなくても、安定して二次再結晶を発現させ得ることを見出すに至った。
この技術によれば、インヒビター成分を必要としないことから、インヒビター成分の固溶を意図した高温スラブ加熱は不要となり、スラブ加熱温度の低下が実現される。
しかしながら、この特許文献９に開示の技術を、工業的規模において実施した場合に、得られた鋼板の磁気特性にはばらつきがあり、安定した生産が難しいことが判明した。
また、インヒビターを含有するスラブの高温加熱では、特許文献10、特許文献11、特許文献12等に記載されているように、スラブ加熱時の昇温速度について検討がなされているが、インヒビクーを含有しないスラブの低温加熱については、昇温速度についての検討はされていない。
上述したとおり、特許文献９に開示の技術を工業的規模において実施した場合、得られる鋼板の磁気特性にはばらつきが生じ安定した生産が困難である。
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、インヒビターを含有させずに二次再結晶を生じさせて方向性電磁鋼板とする場合に、安定して二次再結晶を発現させることにより、ばらつきのない優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板を有利に製造することができる方法を提案することを目的とする。
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、インヒビターを含有させずに二次再結晶を生じさせて方向性電磁鋼板とする場合に、安定して二次再結晶を発現させることにより、ばらつきのない優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板を有利に製造することができる方法を提案することを目的とする。
以下、本発明の解明経緯について説明する。
従来の1300℃程度以上の高温加熱と、本発明における1250℃以下のスラブ低温加熱における大きな相違点として、加熱後の相が、従来のスラブ高温加熱ではα単相になるのに対し、本発明におけるスラブ低温加熱ではα相とγ相の２相共存状態となることが挙げられる。
そして、本発明では、インヒビターを含有しないため、熱間圧延板の結晶粒の粗大化を防止するためには、γ相の働きが極めて重要になると考えられる。
従来の1300℃程度以上の高温加熱と、本発明における1250℃以下のスラブ低温加熱における大きな相違点として、加熱後の相が、従来のスラブ高温加熱ではα単相になるのに対し、本発明におけるスラブ低温加熱ではα相とγ相の２相共存状態となることが挙げられる。
そして、本発明では、インヒビターを含有しないため、熱間圧延板の結晶粒の粗大化を防止するためには、γ相の働きが極めて重要になると考えられる。
通常、α単相となるスラブ高温加熱では、熱力学的平衡状態になるのに十分な時間加熱すれば、スラブ中に存在する元素は均一に分散する。熱力学的平衡状態になるのに十分な時間とは、スラブ中に存在する元素が十分に拡散できる時間であると考えられるので、高温であれば比較的短いと考えられる。
一方、スラブ低温加熱では、α相とγ相の２相領域における加熱となる。この２相共存状態では、平衡状態に達したとしても、スラブ中に存在する元素の濃度は、α相とγ相で異なるものとなる。例えば、Fe−1.8mass％Si（Ｃ：０mass％）の場合、平衡状態図によ れば、1400℃の高温ではα単相（Si：1.8mass％）となるのに対し、これより低温の1150 ℃ではSi濃度が1.95mass％のα相と、Si濃度が1.65mass％のγ相の２相となる。よって、長時間加熱により、スラブ中に存在する元素は、上記したようなα相とγ相における平衡状態でのそれぞれの濃度に分配されることになる。従って、スラブ低温加熱の場合、この濃度分配の程度がスラブ内の位置によって不均一になる、という新たな問題が生じるのである。
そこで、発明者らは、この不均一性がどの程度であるのかを次の実験で調査した。
そこで、発明者らは、この不均一性がどの程度であるのかを次の実験で調査した。
Ｃ：0.04mass％、Si：3.4mass％およびMn：0.07mass％を含有する厚さ：250mmのスラブから、40mm角の試料を切り出し、その試料を1200℃で60分間均熱後、水冷した。その試料の断面を、研磨により鏡面化したのち、３％NHO3のナイタール液で腐食し、光学顕微鏡で観察した。
その結果、複数の小さな50μm程度の黒色部の集団からなる直径：２mm程度の領域が複数観察された。ここで、小さな50μm程度の黒色部は、カーバイトであり、これらカーバイトを含む直径：２mm程度の領域は、均熱時においてγ相であった領域と考えられる。すなわち、均熱終了時には、直径が２mm程度のγ相が、α相中に存在したと考えられ、γ相に起因する不均一性は２mm程度の長さで存在すると考えられる。
その結果、複数の小さな50μm程度の黒色部の集団からなる直径：２mm程度の領域が複数観察された。ここで、小さな50μm程度の黒色部は、カーバイトであり、これらカーバイトを含む直径：２mm程度の領域は、均熱時においてγ相であった領域と考えられる。すなわち、均熱終了時には、直径が２mm程度のγ相が、α相中に存在したと考えられ、γ相に起因する不均一性は２mm程度の長さで存在すると考えられる。
ところで、α−Fe中におけるＣとSiの拡散係数：Ｄから、拡散距離の目安となる（Ｄ×時間）0.5を、温度：1200℃、時間：60分の場合で計算すると、Ｃは３mm程度、Siは70μm程度になる。
なお、拡散係数Ｄは、改訂４版金属データブック（丸善株式会社，2004年）の前指数項と活性化エネルギーを用いて計算した。
なお、拡散係数Ｄは、改訂４版金属データブック（丸善株式会社，2004年）の前指数項と活性化エネルギーを用いて計算した。
従って、低温スラブ加熱に相当する1200℃、60分間の均熱を行う場合、上記の拡散速度を考慮すれば、α相と、α相から生じる直径：２mm程度のγ相には、拡散速度の大きいＣは十分に濃度分配が行われるが、拡散速度の小さいSiは濃度分配が行われにくく、γ相の大きさ等にも影響されて、濃度分配の程度がスラブ内で不均一となる可能性が高いものと考えられる。
すなわち、発明者らは、特に主要成分であるSiが、上記のような濃度分配の不完全な非平衡状態にあって、しかもその程度がスラブ内で不均一となっている状態にあるものと推測した。
すなわち、発明者らは、特に主要成分であるSiが、上記のような濃度分配の不完全な非平衡状態にあって、しかもその程度がスラブ内で不均一となっている状態にあるものと推測した。
この推測により、磁気特性の安定化のためには、スラブ均熱終了時に、より平衡状態に近づけることが有効であると考えられる。より平衡状態に近づける方法としては、スラブの長時間均熱が考えられる。しかしながら、長時間均熱にするとスラブの結晶粒径が粗大化し、熱間圧延中に再結晶しにくくなり、また再結晶しても再結晶粒が粗大となり易いため、二次再結晶に不適切な方位である｛１００｝＜１１０＞方位、いわゆる斜めキューブ方位が発達するので、磁気特性が劣化することが懸念される。
そこで、発明者らは、スラブ加熱時の均熱に至る過程において、昇温速度を遅くすることに想到し、加熱時における昇温速度の変更実験を行った。なお、昇温速度は、γ相が生成し始める850℃からγ相の量がほぼ最大を示す1100℃の範囲で変更した（Trans. ASM（1961）53, 715等参照）。
以下に 、実験の詳細について述べる。
以下に 、実験の詳細について述べる。
Ｃ：0.04mass％、Si：3.3mass％およびMn：0.07mass％を含有する厚さ：220mm、幅：1100mmのスラブを50本、連続鋳造により製造した。これらのスラブを10本づつ、ガス燃焼炉で850℃から1100℃までの平均速度を250℃/h、350℃/h、450℃/h、550℃/h、650℃/hとして昇温し、1100℃以上で60分均熱した。その後、各10本のスラブのうち、半数は圧下率：９％の幅圧下を施し、半数は幅圧下をせずに粗圧延を行って厚さ：40mmのシートバーとし、引き続き仕上げ圧延を行って2.2mm厚の熱延板としたのち、コイルに巻き取った。
さらに、これら全ての熱延板に、1000℃，30秒間の焼鈍を施し、35℃/sの速度で急冷後、酸洗し、240℃の冷間圧延で0.28mm厚に仕上げた。ついで、脱脂処理後、840℃で２分間の脱炭焼鈍を施した。
その後、MgＯにTiO2を５mass％添加した焼鈍分離剤を、鋼板の両面に、片面の塗布量を８g/m2として塗布し、最終仕上焼鈍として、Ｎ2ガス中で850℃に48時間保持した後、900℃まで５℃/hの速度で昇温し、雰囲気ガスをＮ2ガスからＨ2ガスに変更し、25℃/hの速度で1150℃まで昇温し、1190℃で８時間保持したのち、600℃までＨ2ガス中で降温し、600℃からはArガス中で降温した。
ついで、未反応の焼鈍分離剤を除去したのち、固形分比率で50mass％のコロイダルシリカを含有するリン酸マグネシウム溶液を張力コーティング液として塗布したのち、840℃で30秒間焼き付けて製品板とした。
その後、MgＯにTiO2を５mass％添加した焼鈍分離剤を、鋼板の両面に、片面の塗布量を８g/m2として塗布し、最終仕上焼鈍として、Ｎ2ガス中で850℃に48時間保持した後、900℃まで５℃/hの速度で昇温し、雰囲気ガスをＮ2ガスからＨ2ガスに変更し、25℃/hの速度で1150℃まで昇温し、1190℃で８時間保持したのち、600℃までＨ2ガス中で降温し、600℃からはArガス中で降温した。
ついで、未反応の焼鈍分離剤を除去したのち、固形分比率で50mass％のコロイダルシリカを含有するリン酸マグネシウム溶液を張力コーティング液として塗布したのち、840℃で30秒間焼き付けて製品板とした。
かくして得られた製品板の磁気特性について調べた結果を、図１に示す。
同図から明らかなように、850℃から1100℃間の平均速度を450℃/h以下とした場合には磁気特性が良好で、またばらつきが小さい。特に熱間圧延に先立ち、幅圧下を施した場合には、さらに磁気特性は良好で、ばらつきも小さいことが判明した。
同図から明らかなように、850℃から1100℃間の平均速度を450℃/h以下とした場合には磁気特性が良好で、またばらつきが小さい。特に熱間圧延に先立ち、幅圧下を施した場合には、さらに磁気特性は良好で、ばらつきも小さいことが判明した。
昇温速度を450℃/hとしてもSiが２mm程度拡散するのに十分な時間とはならないにもかかわらず、上記のように磁気特性が向上したのは、スラブ加熱前の状態でSiの不均一性が大きかったためと考えられ、昇温速度を制御することにより、長時間均熱のような弊害がなく、十分な磁気特性の改善が達成されるのである。
また、幅圧下によりさらに磁気特性が改善された理由は、必ずしも明らかではないが、以下のように推測できる。
本発明は、インヒビターを含有していないので、圧下によりインヒビターの析出状態が影響したとは考えられない。従って、結晶粒あるいはγ相の状態が幅圧下により変化したと考えられる。また、昇温速度を遅くして、幅圧下を施した場合に特に磁気特性が改善されたことから、γ相の状態が変化したものと考えられる。
すなわち、幅圧下とそれに続く水平圧下によりスラブ中の固溶元素の拡散が速くなり、Si等の元素がα相とγ相で十分に分配されるのが促進され、その結果安定性が増したものと考えられる。ここで、スラブの圧下が水平圧下だけで変形の方向が同じ場合には、この効果は十分には現れないものと推測される。
本発明は、インヒビターを含有していないので、圧下によりインヒビターの析出状態が影響したとは考えられない。従って、結晶粒あるいはγ相の状態が幅圧下により変化したと考えられる。また、昇温速度を遅くして、幅圧下を施した場合に特に磁気特性が改善されたことから、γ相の状態が変化したものと考えられる。
すなわち、幅圧下とそれに続く水平圧下によりスラブ中の固溶元素の拡散が速くなり、Si等の元素がα相とγ相で十分に分配されるのが促進され、その結果安定性が増したものと考えられる。ここで、スラブの圧下が水平圧下だけで変形の方向が同じ場合には、この効果は十分には現れないものと推測される。
上述したように、磁気特性を安定して向上させるためには、γ相が生成する温度域をゆっくり加熱することが重要であり、さらにスラブ均熱後に５％以上の幅圧下を施すことが効果的である。
本発明は、上記した知見に基づき、完成されたものである。
本発明は、上記した知見に基づき、完成されたものである。
すなわち、本発明は、
（１）Ｃ：0.020〜0.080mass％、Si：2.0〜8.0mass％、Mn：0.005〜3.0mass％を含み、sol.Alを0.0120mass％未満、Ｓ, Seをそれぞれ0.0040mass％未満、Ｎを0.0060mass％未満に低減し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるスラブを、スラブ加熱後、熱間圧延し、ついで１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施した後、脱炭焼鈍し、その後焼鈍分離剤を適用して最終仕上焼鈍を施すことによって方向性電磁鋼板を製造するに際し、
上記スラブ加熱において、スラブの表面温度が850〜1100℃間の昇温速度を 100〜450℃/hとして1100℃まで加熱し、ついで1100〜1250℃の間で10〜120分間の均熱処理を施し、均熱直後α相とγ相の２相からなるスラブを炉から抽出して、熱間圧延を開始することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（１）Ｃ：0.020〜0.080mass％、Si：2.0〜8.0mass％、Mn：0.005〜3.0mass％を含み、sol.Alを0.0120mass％未満、Ｓ, Seをそれぞれ0.0040mass％未満、Ｎを0.0060mass％未満に低減し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるスラブを、スラブ加熱後、熱間圧延し、ついで１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施した後、脱炭焼鈍し、その後焼鈍分離剤を適用して最終仕上焼鈍を施すことによって方向性電磁鋼板を製造するに際し、
上記スラブ加熱において、スラブの表面温度が850〜1100℃間の昇温速度を 100〜450℃/hとして1100℃まで加熱し、ついで1100〜1250℃の間で10〜120分間の均熱処理を施し、均熱直後α相とγ相の２相からなるスラブを炉から抽出して、熱間圧延を開始することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（２）前記炉からスラブを抽出した後、スラブの表面温度が1000℃以上の温度域で圧下率：５％以上の幅圧下を施してから、熱間圧延における水平圧下を開始することを特徴とする上記（１）に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
（３）前記スラブが、さらに、Ni：0.01〜1.50mass％、Cu：0.01〜0.50mass％、Sn：0.005〜0.50mass％、Sb：0.005〜0.50mass％、Ｐ：0.005〜0.50mass％およびCr：0.01〜1.50mass％のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
本発明によれば、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を、工業的に安定して、しかも安価に製造することが可能となり、その工業的価値は極めて高い。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、スラブの成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.020〜0.080mass％
Ｃ量が、0.080mass％を超えると、脱炭焼鈍時に磁気時効の起こらない0.0050mass％未満まで低減するのが困難になるので、Ｃ量は0.080mass％以下に限定される。一方、スラブ加熱後、α相とγ相の２相共存状態とするためには、Ｃは0.020mass％以上必要である。
まず、本発明において、スラブの成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.020〜0.080mass％
Ｃ量が、0.080mass％を超えると、脱炭焼鈍時に磁気時効の起こらない0.0050mass％未満まで低減するのが困難になるので、Ｃ量は0.080mass％以下に限定される。一方、スラブ加熱後、α相とγ相の２相共存状態とするためには、Ｃは0.020mass％以上必要である。
Si：2.0〜8.0mass％
Siは、鋼板の比抵抗を高め、鉄損を低減するのに有効な成分であるが、含有量が8.0mass％を超えると冷延性が損なわれ、一方2.0mass％未満では比抵抗が低下するだけでなく、最終仕上焼鈍中にα→γ変態によって結晶方位のランダム化を生じ、十分な鉄損低減効果が得られない。このためSi量は2.0〜8.0mass％の範囲とする。
Siは、鋼板の比抵抗を高め、鉄損を低減するのに有効な成分であるが、含有量が8.0mass％を超えると冷延性が損なわれ、一方2.0mass％未満では比抵抗が低下するだけでなく、最終仕上焼鈍中にα→γ変態によって結晶方位のランダム化を生じ、十分な鉄損低減効果が得られない。このためSi量は2.0〜8.0mass％の範囲とする。
Mn：0.005〜3.0mass％
Mnは、熱間加工性を良好にするために必要な元素であるが、含有量が0.005mass％未満ではその添加効果に乏しく、一方3.0mass％を超えると磁束密度が低下するので、Mn量は 0.005〜3.0mass％の範囲とする。
Mnは、熱間加工性を良好にするために必要な元素であるが、含有量が0.005mass％未満ではその添加効果に乏しく、一方3.0mass％を超えると磁束密度が低下するので、Mn量は 0.005〜3.0mass％の範囲とする。
sol.Al：0.0120mass％未満
Alは、過剰に存在すると二次再結晶が困難となる。特にsol.Alが0.0120mass％以上になると二次再結晶が生じ難くなり、磁気特性が劣化するため、sol.Alは0.0120mass％未満に抑制する必要がある。
Alは、過剰に存在すると二次再結晶が困難となる。特にsol.Alが0.0120mass％以上になると二次再結晶が生じ難くなり、磁気特性が劣化するため、sol.Alは0.0120mass％未満に抑制する必要がある。
Ｓ, Se：それぞれ0.0040mass％未満
ＳおよびSeはそれぞれ、0.0040mass％以上で存在すると、二次再結晶が困難となる。これは、スラブ加熱により粗大化したMnＳ，MnSeが一次再結晶組織を不均一にするためである。従って、ＳおよびSeの含有量は、それぞれ0.0040mass％未満に抑制する必要がある。
ＳおよびSeはそれぞれ、0.0040mass％以上で存在すると、二次再結晶が困難となる。これは、スラブ加熱により粗大化したMnＳ，MnSeが一次再結晶組織を不均一にするためである。従って、ＳおよびSeの含有量は、それぞれ0.0040mass％未満に抑制する必要がある。
Ｎ：0.0060mass％未満
Ｎも、ＳやSeと同様、過剰に存在すると、二次再結晶が困難となる。特にＮが0.0060mass％以上では、二次再結晶が生じ難くなり、磁気特性が劣化するので、0.0060mass％未満に抑制する必要がある。
Ｎも、ＳやSeと同様、過剰に存在すると、二次再結晶が困難となる。特にＮが0.0060mass％以上では、二次再結晶が生じ難くなり、磁気特性が劣化するので、0.0060mass％未満に抑制する必要がある。
その他は、Feと不可避的不純物である。不可避的不純物の中でも窒化物形成元素であるTi，Nb，Ｂ，Ta，Ｖ等についてはそれぞれ、0.0050mass％未満に低減することが二次再結晶を安定化する上で有効である。
以上、必須成分および抑制成分について説明したが、本発明ではその他にも、工業的により安定して磁気特性を改善する観点から、Ni，Cu，SnおよびSbのうちから選んだ一種または二種以上を、またフォルステライト被膜の形成を安定化させる観点から、ＰおよびCrのうちから選んだ一種または二種を、それぞれ以下に示す含有量範囲で適宜含有させることができる。
Ni：0.01〜1.50mass％
Niは、熱延板組織を改善して磁気特性を向上させる上で有用な元素である。しかしながら、含有量が0.01mass％未満では磁気特性の向上量が小さく、一方1.50mass％を超えると二次再結晶が不安定になり磁気特性が劣化するので、Niは0.01〜1.50mass％の範囲で含有させることが好ましい。
Niは、熱延板組織を改善して磁気特性を向上させる上で有用な元素である。しかしながら、含有量が0.01mass％未満では磁気特性の向上量が小さく、一方1.50mass％を超えると二次再結晶が不安定になり磁気特性が劣化するので、Niは0.01〜1.50mass％の範囲で含有させることが好ましい。
Cu：0.01〜0.50mass％
Cuは、最終仕上焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して、磁気特性を向上させる有用元素である。そのためには、0.01mass％以上含有させることが望ましい。一方、Cuを0.50mass％を超えて含有されると、熱間圧延性が劣化するため、Cuは0.50mass％を上限として含有させることが望ましい。
Cuは、最終仕上焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して、磁気特性を向上させる有用元素である。そのためには、0.01mass％以上含有させることが望ましい。一方、Cuを0.50mass％を超えて含有されると、熱間圧延性が劣化するため、Cuは0.50mass％を上限として含有させることが望ましい。
Sn：0.005〜0.50mass％
Snは、最終仕上焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して、磁気特性を向上させる有用元素である。そのためには、0.005mass％以上含有させることが望ましい。一方、Snが0.50mass％を超えて含有されると、冷間圧延性が劣化するため、Snは0.50mass％を上限として含有させることが望ましい。
Snは、最終仕上焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して、磁気特性を向上させる有用元素である。そのためには、0.005mass％以上含有させることが望ましい。一方、Snが0.50mass％を超えて含有されると、冷間圧延性が劣化するため、Snは0.50mass％を上限として含有させることが望ましい。
Sb：0.005〜0.50mass％
Sbは、最終仕上焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して、磁気特性を向上させる有用元素である。そのためには、0.005mass％以上含有させることが望ましい。一方、Sbが0.50mass％を超えて含有されると、冷間圧延性が劣化するため、Sbは0.50mass％を上限として含有させることが望ましい。
Sbは、最終仕上焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して、磁気特性を向上させる有用元素である。そのためには、0.005mass％以上含有させることが望ましい。一方、Sbが0.50mass％を超えて含有されると、冷間圧延性が劣化するため、Sbは0.50mass％を上限として含有させることが望ましい。
Ｐ：0.005〜0.50mass％
Ｐは、フォルステライト被膜の形成を安定化させる働きがあり、そのためには0.005mass％以上含有させることが望ましい。一方、Ｐが0.50mass％を超えて含有されると、冷間圧延性が劣化するので、Ｐは0.50mass％を上限として含有させることが望ましい。
Ｐは、フォルステライト被膜の形成を安定化させる働きがあり、そのためには0.005mass％以上含有させることが望ましい。一方、Ｐが0.50mass％を超えて含有されると、冷間圧延性が劣化するので、Ｐは0.50mass％を上限として含有させることが望ましい。
Cr：0.01〜1.50mass％
Crは、フォルステライト被膜の形成を安定化させる働きがあり、そのためには0.01mass％以上含有させることが望ましい。一方、Crが1.50mass％を超えて含有されると、二次再結晶が困難となり、磁気特性が劣化するので、Crは1.50mass％を上限として含有させることが望ましい。
Crは、フォルステライト被膜の形成を安定化させる働きがあり、そのためには0.01mass％以上含有させることが望ましい。一方、Crが1.50mass％を超えて含有されると、二次再結晶が困難となり、磁気特性が劣化するので、Crは1.50mass％を上限として含有させることが望ましい。
次に、本発明の製造方法について説明する。
上記の好適成分組成範囲に調整したスラブを、通常の造塊法、連続鋳造法で製造する。また、100 mm以下の厚さの薄鋳片を直接鋳造法で製造してもよい。
上記の好適成分組成範囲に調整したスラブを、通常の造塊法、連続鋳造法で製造する。また、100 mm以下の厚さの薄鋳片を直接鋳造法で製造してもよい。
次に、スラブを加熱したのち、熱間圧延に供するが、本発明では、このスラブ加熱工程が重要である。
すなわち、本発明では、スラブ加熱時の850℃から1100℃までの間の昇温速度を100℃/h以上、450℃/h以下とすることが肝要である。昇温速度を450℃/h以下としたのは、スラブをより熱力学的平衡状態に近づけ、安定な状態にし、製品板の磁気特性を良好とするためである。昇温速度の下限は、特性上は特に規定する必要はないが、100℃/h 未満だと加熱する時間が長くなり、工業的生産には不利であるので、下限を100℃/hとした。より好ましい昇温速度は200〜400℃/hの範囲である。
ここで、昇温速度は平均速度を指す。すなわち、スラブの表面温度が850℃に達した時刻をＴ850、1100℃に達した時刻をＴ1100とした場合、昇温速度は250℃÷(Ｔ1100−Ｔ850）で算出することとする。
すなわち、本発明では、スラブ加熱時の850℃から1100℃までの間の昇温速度を100℃/h以上、450℃/h以下とすることが肝要である。昇温速度を450℃/h以下としたのは、スラブをより熱力学的平衡状態に近づけ、安定な状態にし、製品板の磁気特性を良好とするためである。昇温速度の下限は、特性上は特に規定する必要はないが、100℃/h 未満だと加熱する時間が長くなり、工業的生産には不利であるので、下限を100℃/hとした。より好ましい昇温速度は200〜400℃/hの範囲である。
ここで、昇温速度は平均速度を指す。すなわち、スラブの表面温度が850℃に達した時刻をＴ850、1100℃に達した時刻をＴ1100とした場合、昇温速度は250℃÷(Ｔ1100−Ｔ850）で算出することとする。
また、昇温速度の制御温度域を850℃から1100℃の範囲とした理由は、この温度範囲では昇温により熱力学的平衡状態のγ相量が増加するため、熱力学的平衡状態に近づけるにはこの温度範囲で十分な時間が必要だからである。なお、850℃までの昇温速度については、工業的生産性を考慮した上で決定すればよい。
その後、すなわち1100℃まで昇温した後、1100℃以上、1250℃以下の温度域で10分から120分間の均熱処理を施す。ここに、均熱温度が1250℃を超えるとスラブの結晶粒径が粗大化し、熱間圧延中に再結晶し難くなり、また再結晶しても再結晶粒が粗大となり易いため、二次再結晶に不適切な方位である｛１００｝＜１１０＞方位、いわゆる斜めキューブ方位が発達するので、磁気特性が劣化する。しかも、本発明では、スラブ中にインヒビターを含まないので、不可避的に混入する析出物形成成分が再固溶・再析出することにより微細析出物が形成され、二次再結晶挙動に悪影響を及ぼす。また、均熱時間が120分を超えても、同様の理由により好ましくない。一方、均熱温度が1100℃未満、また均熱時間が10分未満では、熱間圧延の圧下荷重が高くなり熱間圧延が困難となる。従って、1100℃以上、1250℃以下の温度域で10分から120分間均熱することが必要である。より好ましい均熱時間は60〜120分である。なお、均熱とはスラブの表面温度が1100℃以上の時間を指すこととする。
ここで、スラブの表面温度は実測値が好ましいが、現実的には炉の中にあるスラブの表面温度を実測するのは極めて難しいため、炉内雰囲気の温度等から有限要素法等により計算した値でもよい。
また、スラブ加熱は、ガス燃焼炉または電気式加熱炉、あるいはこれら両方を用いてもよい。
また、スラブ加熱は、ガス燃焼炉または電気式加熱炉、あるいはこれら両方を用いてもよい。
均熱が終了したスラブに対しては、スラブの表面温度が1000℃以上の条件下で圧下率：５％以上の幅圧下を施すことが好ましい。かような幅圧下は、１回または２回以上行い、２回以上の場合には各幅圧下率の合計値が５％以上となればよい。ここで、幅圧下を行う際のスラブ表面温度が1000℃未満では、熱間圧延の圧下荷重が高くなって熱間圧延が困難となるため、幅圧下量が５％未満では十分な磁気特性の改善効果が得られない。
ここに、幅圧下を行うべき好適温度は1100℃以上、好適圧下率は５〜15％である。
ここに、幅圧下を行うべき好適温度は1100℃以上、好適圧下率は５〜15％である。
次に、スラブは、熱間粗圧延を行い、引き続き熱間仕上圧延を行って熱延板とする。熱間粗圧延および熱間仕上圧延は、主に水平圧下からなるが、その途中で板幅を調整するための幅圧下を施してもよい。
ついで、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。製品板においてゴス組織を高度に発達させるためには、熱延板焼鈍温度は800℃以上、1200℃以下とするのが好適である。熱延板焼鈍温度が800℃未満では、熱延でのバンド組織が残留し、整粒の一次再結晶組織を実現することが困難になり、二次再結晶の発達が阻害される。一方、熱延板焼鈍温度が1200℃を超えると、不可避的に混入する析出物形成成分が固溶し冷却時に不均一に再析出するため、整粒一次再結晶組織を実現することが困難となり、やはり二次再結晶の発達が阻害される。また、熱延板焼鈍温度が1200℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化しすぎることも、整粒の一次再結晶組織を実現する上で極めて不利である。
熱延板焼鈍後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施した後、脱炭焼鈍を行って、Ｃを磁気時効の起こらない0.0080mass％以下、好ましくは0.0050mass％以下まで低減する。冷間圧延は常温で行ってもよいが、鋼板の温度を100〜280℃に上昇させて行うこと、また冷間圧延途中で100〜280℃の範囲での時効処理を１回または複数回行うことは、ゴス組織を発達させる上で有効である。
最終冷延後の脱炭焼鈍は、湿潤雰囲気を使用して700〜1000℃の範囲で行うことが好適である。また、脱炭焼鈍後に浸珪法によってSi量を増加させる技術を併用してもよい。
その後、MgＯを主体とする焼鈍分離剤を適用して、最終仕上焼鈍を施すことにより、二次再結晶組織を発達させると共にフォルステライト被膜を形成させる。最終仕上焼鈍は、二次再結晶発現のために800℃以上で行う必要があるが、800℃までの加熱速度は、磁気特性に大きな影響を与えないので任意の条件でよい。
最終仕上焼鈍後は、平坦化焼鈍により形状を矯正する。
さらに、鉄損改善のためには、鋼板表面に張力を付与する絶縁コーティングを施すことが有効である。
最終仕上焼鈍後は、平坦化焼鈍により形状を矯正する。
さらに、鉄損改善のためには、鋼板表面に張力を付与する絶縁コーティングを施すことが有効である。
実施例１
Ｃ：0.05mass％、Si：3.5mass％、Mn：0.06mass％、sol.Al：0.0040mass％、Ｎ：0.0040mass％、Ｓ：0.0020mass％およびSe：0.0002mass％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる厚さ：220mm、幅：1200mmのスラブを、連続鋳造法により製造した。
これらのスラブを、表１に示す条件で、ガス燃焼炉で加熱した後、一部のスラブについては1120℃で幅圧下を実施した。その後、粗圧延により厚さ：45mmのシートバーとし、引き続き仕上圧延を行って2.3mm厚の熱延板とし、コイルに巻き取った。
ついで、これらすべての熱延板に1000℃、30秒間の焼鈍を施し、35℃/sの速度で急冷した後、酸洗し、その後冷間圧延により0.28mm厚に仕上げた。
ついで、脱脂処理後、露点：60℃、水素濃度：50vol％、窒素濃度：50vol％の雰囲気中にて、840℃, ２分間の脱炭焼鈍を施した。
Ｃ：0.05mass％、Si：3.5mass％、Mn：0.06mass％、sol.Al：0.0040mass％、Ｎ：0.0040mass％、Ｓ：0.0020mass％およびSe：0.0002mass％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる厚さ：220mm、幅：1200mmのスラブを、連続鋳造法により製造した。
これらのスラブを、表１に示す条件で、ガス燃焼炉で加熱した後、一部のスラブについては1120℃で幅圧下を実施した。その後、粗圧延により厚さ：45mmのシートバーとし、引き続き仕上圧延を行って2.3mm厚の熱延板とし、コイルに巻き取った。
ついで、これらすべての熱延板に1000℃、30秒間の焼鈍を施し、35℃/sの速度で急冷した後、酸洗し、その後冷間圧延により0.28mm厚に仕上げた。
ついで、脱脂処理後、露点：60℃、水素濃度：50vol％、窒素濃度：50vol％の雰囲気中にて、840℃, ２分間の脱炭焼鈍を施した。
その後、MgＯにTiO2を８mass％添加した焼鈍分離剤を、鋼板の両面に、片面の塗布量を５g/m2として塗布した後、最終仕上焼鈍として、Ｎ2ガス中で860℃に48時間保持後、900℃まで５℃/hの速度で昇温し、雰囲気ガスをＮ2ガスからＨ2ガスに変更し、25℃/hの速度で1200℃まで昇温し、引き続き1200℃で５時間保持した後、600℃までＨ2ガス中で降温し、600℃からはArガス中で降温する、焼鈍処理を施した。
上記の最終仕上焼鈍後、未反応の焼鈍分離剤を除去したのち、固形分比率で50mass％のコロイダルシリカを含有するリン酸マグネシウム溶液を張力コーティング液として塗布し、840℃で30秒間焼き付けて、製品板とした。なお、製品板は、各条件で約10tonのコイルを２個製造した。
上記の最終仕上焼鈍後、未反応の焼鈍分離剤を除去したのち、固形分比率で50mass％のコロイダルシリカを含有するリン酸マグネシウム溶液を張力コーティング液として塗布し、840℃で30秒間焼き付けて、製品板とした。なお、製品板は、各条件で約10tonのコイルを２個製造した。
かくして得られた各製品板において、コイルの長手方向両端部および中央部の磁気特性を、800A/mで励磁したときの磁束密度Ｂ8で評価した。
各条件で６点測定した磁束密度Ｂ8の最大値、最小値および平均値を表１に示す。
各条件で６点測定した磁束密度Ｂ8の最大値、最小値および平均値を表１に示す。
表１に示したとおり、本発明に従い製造した製品板はいずれも、磁気特性のばらつきが少なく、また平均特性値も優れていた。
実施例２
表２示す成分を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる厚さ：210mm、幅：1300mmのスラブを、連続鋳造法により製造した。
これらのスラブをガス燃焼炉で、スラブ表面温度が500℃から850℃まで平均速度：500℃/hで昇温し、850℃から1100℃まで平均速度：200℃/hで昇温したのち、1100℃から1250℃の範囲で60分間の均熱処理を施した。なお、この均熱処理において時間的に平均した温度は1200℃であった。
ついで、1150℃で幅圧下を実施した後、粗圧延により厚さ：40mmのシートバーとし、引き続き仕上げ圧延により2.1mm厚の熱延板としたのち、コイルに巻き取った。
その後、これらすべての熱延板に1030℃、30秒間の焼鈍を施したのち、40℃/sの速度で急冷し、酸洗後、冷間圧延により0.30mm厚に仕上げた。
表２示す成分を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる厚さ：210mm、幅：1300mmのスラブを、連続鋳造法により製造した。
これらのスラブをガス燃焼炉で、スラブ表面温度が500℃から850℃まで平均速度：500℃/hで昇温し、850℃から1100℃まで平均速度：200℃/hで昇温したのち、1100℃から1250℃の範囲で60分間の均熱処理を施した。なお、この均熱処理において時間的に平均した温度は1200℃であった。
ついで、1150℃で幅圧下を実施した後、粗圧延により厚さ：40mmのシートバーとし、引き続き仕上げ圧延により2.1mm厚の熱延板としたのち、コイルに巻き取った。
その後、これらすべての熱延板に1030℃、30秒間の焼鈍を施したのち、40℃/sの速度で急冷し、酸洗後、冷間圧延により0.30mm厚に仕上げた。
ついで、脱脂処理後、、露点：55℃、水素濃度：50vol％、窒素濃度：50vol％の雰囲気中にて、850℃，１分間の脱炭焼鈍を施した。
その後、MgＯにTiO2を３mass％添加した焼鈍分離剤を、鋼板の両面に、片面の塗布量を７g/m2として塗布したのち、最終仕上焼鈍として、Ｎ2ガス中で870℃に40時間保持後、900℃まで５℃/hの速度で昇温し、雰囲気ガスをＮ2ガスからＨ2ガスに変更し、20℃/hの速度で1180℃まで昇温し、引き続き1180℃で８時間保持した後、600℃までＨ2ガス中で降温し、600℃からはArガス中で降温する、焼鈍処理を施した。
上記の最終仕上焼鈍後、未反応の焼鈍分離剤を除去したのち、固形分比率で50mass％のコロイダルシリカを含有するリン酸マグネシウム溶液を張力コーティング液として塗布し、840℃で30秒間焼き付けて、製品板とした。なお、製品板は、各条件で約10tonのコイルを２個製造した。
その後、MgＯにTiO2を３mass％添加した焼鈍分離剤を、鋼板の両面に、片面の塗布量を７g/m2として塗布したのち、最終仕上焼鈍として、Ｎ2ガス中で870℃に40時間保持後、900℃まで５℃/hの速度で昇温し、雰囲気ガスをＮ2ガスからＨ2ガスに変更し、20℃/hの速度で1180℃まで昇温し、引き続き1180℃で８時間保持した後、600℃までＨ2ガス中で降温し、600℃からはArガス中で降温する、焼鈍処理を施した。
上記の最終仕上焼鈍後、未反応の焼鈍分離剤を除去したのち、固形分比率で50mass％のコロイダルシリカを含有するリン酸マグネシウム溶液を張力コーティング液として塗布し、840℃で30秒間焼き付けて、製品板とした。なお、製品板は、各条件で約10tonのコイルを２個製造した。
かくして得られた各製品板において、コイルの長手方向両端部および中央部の磁気特性を、800A/mで励磁したときの磁束密度Ｂ8で評価した。
各条件で６点測定した磁束密度Ｂ8の最大値、最小値および平均値を表２に示す。
各条件で６点測定した磁束密度Ｂ8の最大値、最小値および平均値を表２に示す。
表２から明らかなように、本発明に従い製造した製品板はいずれも、磁気特性のばらつきが少なく、また平均特性値も優れていた。
Claims (3)
- Ｃ：0.020〜0.080mass％、Si：2.0〜8.0mass％、Mn：0.005〜3.0mass％を含み、sol.Alを0.0120mass％未満、Ｓ, Seをそれぞれ0.0040mass％未満、Ｎを0.0060mass％未満に低減し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるスラブを、スラブ加熱後、熱間圧延し、ついで１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施した後、脱炭焼鈍し、その後焼鈍分離剤を適用して最終仕上焼鈍を施すことによって方向性電磁鋼板を製造するに際し、
上記スラブ加熱において、スラブの表面温度が850〜1100℃間の昇温速度を 100〜450℃/hとして1100℃まで加熱し、ついで1100〜1250℃の間で10〜120分間の均熱処理を施し、均熱直後α相とγ相の２相からなるスラブを炉から抽出して、熱間圧延を開始することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記炉からスラブを抽出した後、スラブの表面温度が1000℃以上の温度域で圧下率：５％以上の幅圧下を施してから、熱間圧延における水平圧下を開始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。
- 前記スラブが、さらに、Ni：0.01〜1.50mass％、Cu：0.01〜0.50mass％、Sn：0.005〜0.50mass％、Sb：0.005〜0.50mass％、Ｐ：0.005〜0.50mass％およびCr：0.01〜1.50mass％のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になることを特徴とする請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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