JP4701669B2 - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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また、冷間圧延前に二次再結晶を生じさせて結晶粒を粗大にすることにより、磁気特性を向上させる技術(例えば特許文献3)も提案されている。
本発明は、上記の実状に鑑み開発されたもので、従来に比し磁束密度が高くかつ鉄損が低い、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提供することを目的とする。
(a) 従来、磁気特性の観点からは、鋼中のC量は少ない方が良いとされていたが、発明者らの研究によれば、むしろ鋼中C量を多めにして、熱延板焼鈍時フェライト中にセメンタイトが微細に分散した組織とすることが、磁気特性の改善には有利である。
(b) また、鋼中のP,SおよびSeを適正な範囲に規制すると、安定した脱炭焼鈍が可能となり、鉄損の時効劣化が効果的に抑制される。
(c) さらに、温間圧延と組み合わせると、磁束密度がより一層向上する。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
(1)質量%で、
C:0.01〜0.2%、
Si:2.5%以下、
Mn:0.05〜3.0%、
Al:1%以下および
N:0.005%以下
を含み、かつP,SおよびSeを、次式、
P+100×S+300×Se≦0.5
を満たす範囲に抑制し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼材を、熱間圧延し、熱延板焼鈍後、最終板厚まで圧延し、ついで脱炭焼鈍および仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、熱延板焼鈍をAc3点以上の温度域で行うことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
C:0.01〜0.2%、
Si:2.5%以下、
Mn:0.05〜3.0%、
Al:1%以下および
N:0.005%以下
を含み、かつP,SおよびSeを、次式、
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を満たす範囲に抑制し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼材を、熱間圧延し、熱延板焼鈍後、最終板厚まで圧延し、ついで脱炭焼鈍および仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、熱延板焼鈍をAc3点以上の温度域で行い、引き続き70〜400℃の温度域にて温間圧延を行うことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
まず、磁束密度に及ぼす熱延板焼鈍条件の影響を調査するため、C:0.02%、Si:0.35%、Mn:0.05%、Al:tr、N:0.002%、P:0.05%、S:0.0020%およびSe:trを含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼を、真空溶解し、熱延後、800〜1150℃,30sの熱延板焼鈍を行ったのち、板厚:0.5mmまで冷間圧延(25℃)した。引き続き 20vol%H2−80vol%N2、露点:35℃の雰囲気中にて800℃,60sの脱炭焼鈍を行い、さらに 25vol%H2−75vol%N2雰囲気中にて850℃,10sの仕上焼鈍を行った。
同図より、熱延板焼鈍温度が1000℃以上の場合に、磁束密度が大きく向上することが分かる。
その結果、1000℃以上の温度で熱延板焼鈍を行った材料では、旧オーステナイト粒界が認められ、さらにフェライト中にセメンタイトが微細に分散した組織となっていた。
このような組織観察の結果より、1000℃以上の熱延板焼鈍段階では、組織はオーステナイトになっていたものと考えられる。
このことから、上記組織は、熱延板焼鈍をAc3点以上で行ったことにより、熱延板焼鈍時に一旦オーステナイト域となり、冷却時のγ→α変態に伴うCの溶解度量の低下により微細なセメンタイトが析出したものと考えられる。
なお、かようなセメンタイトは、その後の脱炭焼鈍により、一旦鋼中に固溶された後、鋼中から除去される。
まず最初に、熱延板のC量に着目すると、C量が0.01%以上で磁束密度が向上することが分かる。この理由は、C量が0.01%未満では、Ac3変態点以上で熱延板焼鈍を行っても集合組織に影響を及ぼすほどのセメンタイトが析出しないためと考えられる。
次に、最終圧延温度に着目すると、温間圧延を行うことにより、一層磁束密度が向上することが分かる。
同図に示したとおり、圧延温度を70℃以上とすることによって磁束密度が大幅に向上することが分かる。
このように、最終圧延を温間圧延とすることによって磁束密度が向上した理由は、圧延時の動的歪時効により磁気特性に好ましい集合組織が発達したためと考えられる。
その結果、鋼種Aの鉄損W15/50は 4.5 W/kgであったのに対し、鋼種Bの鉄損W15/50は 5.4 W/kgに劣化していた。
この原因を調査するため材料組織を調査したところ、鋼種Bでは微細なセメンタイトが観察され、このセメンタイトの析出が磁気特性を劣化させている原因であること、そしてセメンタイトは時効処理中に析出していることが明らかとなった。
また、製品板の成分分析の結果、鋼種Bでは鋼中C量が0.007%であり、充分に脱炭で きていないことも判明した。
すなわち、Sは偏析し易い元素であることから、熱延板焼鈍時に析出したセメンタイトの周りにSが偏析し、脱炭焼鈍時におけるセメンタイトの固溶を遅延させると共に、表面偏析したSが鋼板表面への酸素の吸着を抑制し、鋼中Cの酸化反応が進まなかったため、脱炭が充分に進まなかったものと考えられる。
なお、このような状態でも、その後の高温仕上焼鈍によって残存するセメンタイトは鋼中に固溶するため、仕上焼鈍直後は脱炭不良による悪影響は発現しない。しかしながら、長期間使用を続けると、固溶していたCが鋼中にセメンタイトとして析出してくるため、磁気特性は劣化する。
そこで次に、発明者らは、S,P,Se量と時効処理後の鉄損との関係について調査を行うため、C:0.03%、Si:0.32%、Mn:0.18%、Al:tr、N:0.002%とし、S,P,Seを種々変化させた鋼を、真空溶解し、熱延後、1150℃, 30sの熱延板焼鈍を行ったのち、板厚:0.5mmまで150℃にて温間圧延を行った。引き続き、20vol%H2−80vol%N2、露点:35℃の雰囲気中にて800℃,60sの脱炭焼鈍を行い、さらに25vol%H2−75vol%N2雰囲気中にて850℃,10sの仕上焼鈍を行い、その後さらに 150℃, 100hの時効処理を施したのち、鉄損を測定した。
同図に示したとおり、パラメータ(P+100×S+300×Se)が0.5以下の場合に、鉄損が低下していることが分かる。
この理由は、これらの元素を低減することにより、脱炭焼鈍時にセメンタイトの鋼中への固溶が容易となり、脱炭が進行するためと考えられる。
C:0.01〜0.2%
本発明では、熱延板焼鈍時に、フェライト中にセメンタイトを微細に分散させ、磁束密度に好適な集合組織を形成させるために、少なくとも0.01%のCを必要とする。好ましくは0.15%以上である。しかしながら、C量が0.2%超になると脱炭に長時間を要し、いたずらにコストアップを招くため、C量の上限は0.2%とした。
Siは、鋼板の固有抵抗を上げるために有効な元素であるが、2.5%を超えるとAc3点超えの焼鈍が困難となるだけでなく、熱延板の変形抵抗が上昇して冷間圧延が難しくなる。このためSi量の上限は2.5%とした。
Mnは、熱間圧延時の赤熱脆性を防止するために0.05%以上の含有を必要とするが、3.0%超になると磁束密度を低下させるので、0.05〜3.0%とした。
Alは、Siと同様、固有抵抗を上げるために有効な元素であるが、1%を超えるとAc3点が高くなり、熱延板焼鈍においてオーステナイト域で焼鈍することが困難となるため、上限を1%とした。なお、このAlは、必要に応じて省略することもできる。
Nは、0.005%超になると窒化物量が多くなり、鉄損が増大するため、0.005%以下とした。
前掲図4に示したとおり、鋼中のS,P,Se量が、パラメータ(P+100×S+300×Se)で0.5を超えると、脱炭が安定して進行せず、その結果、十分に低い鉄損を得ることが困難になるので、S,P,Se量は、パラメータ(P+100×S+300×Se)で0.5以下に限定した。
これら元素の好ましい添加範囲は次のとおりである。
Sb:0.005〜0.05%
Sn:0.005〜0.1%
Ni:0.1〜5%
Cr:0.5〜5%
Co:0.1〜10%
Cu:0.01〜1%
本発明の無方向性電磁鋼板は、成分および熱延板焼鈍条件、さらには温間圧延条件が所定の範囲内であれば、他の製造工程は特に限定されず、通常の方法で構わない。
すなわち、本発明の鋼板を得るには、転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理し所定の成分に調整し、引き続き鋳造、熱間圧延を行う。この時、熱間圧延時の仕上焼鈍温度、巻取り温度は特に規定する必要はなく、通常でかまわない。
というのは、熱延板焼鈍温度が、Ac3変態点未満では、前掲図1に示したように、良好な磁束密度の改善が望めないからである。なお、熱延板焼鈍温度の上限は特に限定されるものではないが、あまりに高温の焼鈍はいたずらにコストアップの原因となるため、1250℃以下程度とするのが好ましい。
また、熱延板焼鈍時間も特に限定されることはないが、10s以上の焼鈍により安定した冷間(温間)圧延前組織とすることができる。
すなわち、前掲図3に示したように、圧延温度が70℃以上になると、磁束密度が大幅に改善される。そこで、温間圧延時における温度の下限は70℃とした。より好ましくは100℃以上である。なお、温間圧延温度が400℃を超えても磁束密度の向上効果はあるが、いたずらにコストアップを招くため、温間圧延時における温度の上限は400℃とした。
というのは、脱炭焼鈍温度が700℃未満では脱炭が不十分となり、一方900℃を超えると内部酸化が進み、鉄損増大の原因となるからである。
また、脱炭焼鈍時間が30sに満たないと脱炭が不十分となり、一方3600sを超えるといたずらにコストアップを招くからである。
さらに、露点が10℃未満では脱炭が不十分となり、一方40℃を超えると内部酸化が進んで、鉄損が増大するからである。
ついで、表2に示す条件で熱延板焼鈍後、板厚:0.5mmまでの冷間(25℃)または温間(50〜350℃)で圧延したのち、同じく表2に示す条件で脱炭焼鈍および仕上焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板とした。
かくして得られた電磁鋼板について、磁気特性を行った。なお、磁気測定は、25cmエプスタイン試験片を用いて行った。
また、磁気測定後、150℃,100hの時効処理を行ったのち、再度磁気測定を行った。
得られた測定結果を表2に併記する。
なお、表中のAc3点は、フォーマスター試験機にて30℃/sでサンプルを加熱した際の熱膨張率を測定することにより求めた。
これに対し、鋼成分および熱延板焼鈍条件の一方または両方が、本発明の適正範囲から逸脱した比較例はいずれも、少なくとも磁束密度か鉄損のいずれかが十分でなく、発明例に比べると劣った磁気特性しか得られなかった。
Claims (3)
- 質量%で、
C:0.01〜0.2%、
Si:2.5%以下、
Mn:0.05〜3.0%、
Al:1%以下および
N:0.005%以下
を含み、かつP,SおよびSeを、次式、
P+100×S+300×Se≦0.5
を満たす範囲に抑制し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼材を、熱間圧延し、熱延板焼鈍後、最終板厚まで圧延し、ついで脱炭焼鈍および仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、熱延板焼鈍をAc3点以上の温度域で行うことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 質量%で、
C:0.01〜0.2%、
Si:2.5%以下、
Mn:0.05〜3.0%、
Al:1%以下および
N:0.005%以下
を含み、かつP,SおよびSeを、次式、
P+100×S+300×Se≦0.5
を満たす範囲に抑制し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼材を、熱間圧延し、熱延板焼鈍後、最終板厚まで圧延し、ついで脱炭焼鈍および仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、熱延板焼鈍をAc3点以上の温度域で行い、引き続き70〜400℃の温度域にて温間圧延を行うことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 請求項1または2において、脱炭焼鈍を、露点:10〜40℃、焼鈍温度:700〜900℃、焼鈍時間:30〜3600sの条件下で行うことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
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