JP4979904B2 - Manufacturing method of electrical steel sheet - Google Patents
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Description
本発明は、変圧器や回転機の鉄心材料として好適な磁気特性に優れた電磁鋼板製造方法に係わるものである。特に、方向性電磁鋼板における二次再結晶（無方向性電磁鋼板における結晶粒成長）を鋼中に分散させた金属間化合物で制御することにより、優れた皮膜特性と鉄損、極めて高い磁束密度を有し、さらには高生産性で製造される電磁鋼板に係るものである。 The present invention relates to a method for producing an electrical steel sheet having excellent magnetic properties suitable as an iron core material for transformers and rotating machines. In particular, by controlling secondary recrystallization in grain-oriented electrical steel sheets (grain growth in non-oriented electrical steel sheets) with intermetallic compounds dispersed in steel, excellent film properties, iron loss, and extremely high magnetic flux density Further, the present invention relates to a magnetic steel sheet manufactured with high productivity.
電磁鋼板の製造には、インヒビターと呼ばれる析出物を使用して、最終仕上焼鈍中に好ましい方位粒を優先的に二次再結晶させる方法が、一般的な技術として使用されている。 A method for preferentially recrystallizing preferred orientation grains during final finish annealing using precipitates called inhibitors has been used as a general technique for manufacturing electrical steel sheets.
典型的な技術として、特許文献１、２のようなＡｌＮ、ＭｎＳやＭｎＳｅをインヒビターとして使用する方法は、すでに工業的に実用化され、さらに特許文献３のようなＴｉ、Ｖ等の窒化物を使用する方法も知られている。 As a typical technique, a method using AlN, MnS, or MnSe as an inhibitor as in Patent Documents 1 and 2 has already been industrially put into practical use, and a nitride such as Ti or V as in Patent Document 3 is further used. The method of use is also known.
これらの方法は、二次再結晶粒を安定して発達させるのに有効であるが、微細なインヒビターを活用するため、高温での熱延スラブ加熱や、比較的高温、長時間で二次再結晶させることが必須となる。しかし、スラブの高温加熱や高温・長時間二次再結晶は、熱延時のスケール発生による歩留り低下や、設備コストやメンテナンス費用の上昇が問題となる。 These methods are effective for the stable development of secondary recrystallized grains, but in order to utilize fine inhibitors, hot rolling slab heating at high temperature and secondary recrystallization at a relatively high temperature for a long time. It is essential to crystallize. However, high-temperature heating of slabs and high-temperature / long-time secondary recrystallization cause problems such as a decrease in yield due to scale generation during hot rolling, and an increase in equipment costs and maintenance costs.
このため、特許文献４のようにインヒビターを使わない技術も提案されているが、磁気特性が安定せず広範な使用が阻害されている。 For this reason, a technique that does not use an inhibitor as in Patent Document 4 has also been proposed, but the magnetic properties are not stable and a wide range of use is hindered.
さらに、特許文献５のように磁束密度を向上させるためＢｉのような特殊元素を添加する方法も開示されているが、鋼中に固溶した特殊元素が良好な被膜形成を阻害するため工業的に安定生産するに至っていない。 Further, as disclosed in Patent Document 5, a method of adding a special element such as Bi to improve the magnetic flux density is also disclosed. However, the special element dissolved in steel inhibits good film formation and is therefore industrial. Has not yet achieved stable production.
また、これら従来の方法では、インヒビターとして活用した微細な炭化物、窒化物、硫化物等の非金属化合物が鋼板に残存すると磁気特性、特に鉄損を劣化させるため、二次再結晶の最終段階で雰囲気や温度を精緻に制御し、脱炭、脱窒さらには非金属化合物の形成元素を表面に拡散させ皮膜中に固定するという非常に複雑な制御が必要となる。このための生産性低下がさけられないばかりか、これらの作用を考慮する必要があるため皮膜の種類、形態が制約され、皮膜特性も限定されたものにならざるを得ない。 In addition, in these conventional methods, if fine metal, nitride, sulfide, and other non-metallic compounds utilized as inhibitors remain in the steel sheet, the magnetic properties, particularly iron loss, are deteriorated. Therefore, at the final stage of secondary recrystallization. A very complicated control is required in which the atmosphere and temperature are precisely controlled, and decarburization, denitrification, and the formation elements of nonmetallic compounds are diffused on the surface and fixed in the film. For this reason, not only can productivity be avoided, but these effects must be taken into consideration, so the type and form of the film are restricted, and the film characteristics must be limited.
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、高温スラブ加熱等の生産性を阻害する製造条件を必須とせず、特有のインヒビター活用により二次再結晶を安定して制御し、高い磁気特性と良好な皮膜特性が得られるようにした、電磁鋼板の有利な製造方法を提供する。 The present invention advantageously solves the above problems, does not require production conditions that hinder productivity, such as high-temperature slab heating, and stably controls secondary recrystallization by utilizing a specific inhibitor, and has high magnetic properties. The present invention provides an advantageous method for producing an electrical steel sheet in which properties and good film properties can be obtained.
本発明者は、上記課題を解決するために金属間化合物相を鋼中に分散し、そのサイズ等を適正に制御することで二次再結晶が安定して起き、従来ではなしえなかった良好な磁性と皮膜健全性を両立できることを知見した。この技術の重要な点は、粒界移動の障害となるが磁壁移動の障害にはならないような物質を好ましい時期に鋼中に分散させることである。これを要約すると次のとおりとなる。 In order to solve the above problems, the present inventor dispersed an intermetallic compound phase in steel, and appropriately controlled the size and the like, so that secondary recrystallization occurred stably, which was not possible in the past. We found that it was possible to achieve both good magnetism and film integrity. The important point of this technique is to disperse in the steel at a preferred time a substance that hinders grain boundary movement but does not hinder domain wall movement. This is summarized as follows.
１）鋼板中にサイズ、密度を適当に制御した金属間化合物を分散させる。 1) An intermetallic compound having a size and density appropriately controlled is dispersed in a steel plate.
２）鋼板および製品の熱処理過程においてマルテンサイト変態を抑制するような構成分および熱履歴とする。 2) The composition and heat history are set so as to suppress martensitic transformation in the heat treatment process of the steel sheet and product.
３）製造工程の途中で金属間化合物が多量に形成されると圧延等に支障をきたす場合があるので、その生成時期を成分、熱履歴により好ましく制御する。 3) If a large amount of intermetallic compound is formed in the course of the production process, it may interfere with rolling or the like, so the generation time is preferably controlled by the component and heat history.
４）二次再結晶を起こすための仕上げ熱処理により金属間化合物の形態が大きく変化するように制御する。 4) Control so that the form of the intermetallic compound is largely changed by finishing heat treatment for causing secondary recrystallization.
本発明は、上記技術を具現化するもので以下の内容を要旨とする。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０２５％以下、Ｓｉ：０．２〜７．０％、Ｍｎ：０．０５〜５．０％、Ｐ：０．３０％以下、Ｓ：０．０４０％以下、Ａｌ：０．０２〜８．０％、Ｎ：０．００４０％以下、および金属間化合物形成元素として、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｗ、Ｓｍ、Ｎｄの１種または２種以上を各元素について０．１〜１０．０％含有し、残部Ｆｅ：７０％以上および不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、次いで仕上げ焼鈍を施すとともに、Ｃ：０．００５％超の場合には、仕上げ焼鈍前までに脱炭焼鈍を施す一連の工程からなる電磁鋼板の製造方法であって、
熱間圧延工程においてスラブ加熱温度を１１００〜１２５０℃、熱延仕上げ後３００℃までの平均冷却速度を２０℃／秒以上とし、仕上げ焼鈍工程において８００℃以上の温度域で２０秒以上保持し、その後３００℃までの平均冷却速度を２０℃／秒以上、または１℃／秒以下として冷却することを特徴とする電磁鋼板の製造方法。
（２） 質量％で、Ｃ：０．０２５％以下、Ｓｉ：０．２〜７．０％、Ｍｎ：０．０５〜５．０％、Ｐ：０．３０％以下、Ｓ：０．０４０％以下、Ａｌ：０．０２〜８．０％、Ｎ：０．００４０％以下、および金属間化合物形成元素として、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｗ、Ｓｍ、Ｎｄの１種または２種以上を各元素について０．１〜１０．０％含有し、残部Ｆｅ：７０％以上および不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延後、熱延板焼鈍を施し、次いで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、再結晶焼鈍を行い、次いで焼鈍分離剤を適用した後、仕上げ焼鈍を施すとともに、Ｃ：０．００５％超の場合には、仕上げ焼鈍前までに脱炭焼鈍を施す一連の工程からなる電磁鋼板の製造方法であって、
熱間圧延工程においてスラブ加熱温度を１１００〜１２５０℃、熱延仕上げ後３００℃までの平均冷却速度を２０℃／秒以上とし、仕上げ焼鈍工程において８００℃以上の温度域で２０秒以上保持し、その後３００℃までの平均冷却速度を２０℃／秒以上、または１℃／秒以下として冷却することを特徴とする電磁鋼板の製造方法。
（３） 仕上げ焼鈍工程における二次再結晶を起こすための熱処理により、鋼材内部に存在する金属間化合物の平均直径を仕上げ焼鈍前の２倍以上または１／２以下とすることを特徴とする（１）または（２）の電磁鋼板の製造方法。
（４） 仕上げ焼鈍工程における二次再結晶を起こすための熱処理により、鋼材内部に存在する金属間化合物の数密度を仕上げ焼鈍前の１／２以下とすることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかの項に記載の電磁鋼板の製造方法。
（５） 仕上げ焼鈍工程における二次再結晶を起こすための熱処理により、鋼材内部に存在する金属間化合物の平均直径を０．２０μｍ以上または０．００５μｍ以下（０μｍを含む）とすることを特徴とする（１）〜（４）のいずれかの項に記載の電磁鋼板の製造方法。
（６） 仕上げ焼鈍工程における二次再結晶を起こすための熱処理により、鋼材内部に存在する金属間化合物の数密度を２００個／μｍ3 以下とすることを特徴とする（１）〜（５）のいずれかの項に記載の電磁鋼板の製造方法。
（７） 仕上げ焼鈍後の組織が体積率でフェライト相：５０％以上、マルテンサイト相：１０％以下（０％を含む）を満足する範囲で主としてフェライト相からなることを特徴とする（１）〜（６）のいずれかの項に記載の電磁鋼板の製造方法。
（８） 金属間化合物形成元素として、さらに質量％で、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｕ、Ｓｎの１種または２種以上を各元素について１０．０％以下含有することを特徴とする（１）〜（７）のいずれかの項に記載の電磁鋼板の製造方法。
（９） 金属間化合物形成元素として、さらに質量％で、Ｇａ、Ｇｅの１種または２種以上を各元素について５．０％以下含有することを特徴とする（１）〜（８）のいずれかの項に記載の電磁鋼板の製造方法。
（１０） （１）〜（９）のいずれかの項に記載の製造方法において、マルテンサイト変態を抑制するような熱履歴を経ることを特徴とする電磁鋼板の製造方法。
（１１） （１）〜（１０）のいずれかの項に記載の製造方法において、熱延仕上げ後の３００℃までの平均冷却速度を５０℃／秒以上とすることを特徴とする電磁鋼板の製造方法。
（１２） （１）〜（１１）のいずれかの項に記載の製造方法において、冷間圧延の後の工程において、二次再結晶が起きる前に３００〜９００℃での滞在時間を１０秒以上とする熱処理を行い、金属間化合物を形成することを特徴とする電磁鋼板の製造方法。
（１３） 金属間化合物を形成するための熱処理が、二次再結晶を起こすための熱処理より低い温度であることを特徴とする（１）〜（１２）のいずれかの項に記載の電磁鋼板の製造方法。
（１４） 金属間化合物を形成するための熱処理が、二次再結晶を起こすための熱処理より短い時間であることを特徴とする（１）〜（１４）のいずれかの項に記載の電磁鋼板の製造方法。
（１５） 仕上げ焼鈍工程における二次再結晶を起こすための熱処理として、８００〜１２００℃の温度域に２０秒以上保持することを特徴とする（１）〜（１４）のいずれかの項に記載の電磁鋼板の製造方法。
（１６） （１５）の二次再結晶を起こすための熱処理として、熱処理後の３００℃までの平均冷却速度を５０℃／秒以上、または１℃／秒以下とすることを特徴とする電磁鋼板の製造方法。
The present invention embodies the above-described technique and has the following contents.
(1) By mass%, C: 0.025% or less, Si: 0.2-7.0%, Mn: 0.05-5.0%, P: 0.30% or less, S: 0.040 % or less, Al: 0.02~8.0%, N: 0.004 0% or less, and as an intermetallic compound forming elements, Ni, Mo, Ti, C o, W, S m, 1 kind of Nd or Two or more steel slabs containing 0.1 to 10.0% of each element for each element and the balance Fe: 70% or more and unavoidable impurities, once after hot rolling or two or more times sandwiching intermediate annealing Cold rolling, then finish annealing, and in the case of C: more than 0.005%, a method for producing an electrical steel sheet comprising a series of steps for performing decarburization annealing before finish annealing,
In the hot rolling process, the slab heating temperature is 1100 to 1250 ° C., the average cooling rate to 300 ° C. after hot rolling finish is 20 ° C./second or more, and in the finish annealing process, the temperature is kept at a temperature range of 800 ° C. or more for 20 seconds or more. Thereafter, cooling is performed at an average cooling rate up to 300 ° C. at 20 ° C./second or more, or 1 ° C./second or less.
(2) In mass%, C : 0 . 025% or less, Si: 0.2-7.0%, Mn: 0.05-5.0%, P: 0.30% or less, S: 0.040% or less, Al: 0.02-8. 0%, N : 0 . 004 0 % or less, and as an intermetallic compound-forming element, one or more of Ni, Mo, Ti , Co, W , Sm, and Nd are contained in an amount of 0.1 to 10.0% for each element, Remaining Fe: 70% or more and steel slab composed of inevitable impurities, after hot rolling, hot-rolled sheet annealing, then subjected to one or two or more cold rolling sandwiching intermediate annealing, and then recrystallization Manufacture of electrical steel sheet consisting of a series of steps in which annealing is performed and then annealing separator is applied, followed by finish annealing, and in the case of C: more than 0.005%, decarburization annealing is performed before finish annealing. A method,
In the hot rolling process, the slab heating temperature is 1100 to 1250 ° C., the average cooling rate to 300 ° C. after hot rolling finish is 20 ° C./second or more, and in the finish annealing process, the temperature is kept at a temperature range of 800 ° C. or more for 20 seconds or more. Thereafter, cooling is performed at an average cooling rate up to 300 ° C. at 20 ° C./second or more, or 1 ° C./second or less.
(3) The heat treatment for causing secondary recrystallization in the final annealing step is characterized in that the average diameter of the intermetallic compound existing in the steel material is made twice or more or ½ or less of that before the finish annealing ( 1) or the manufacturing method of the electrical steel sheet of (2).
(4) The number density of intermetallic compounds existing in the steel material is reduced to ½ or less of that before finish annealing by heat treatment for causing secondary recrystallization in the finish annealing step (1) to ( The method for producing an electrical steel sheet according to any one of 3).
(5) The heat treatment for causing secondary recrystallization in the final annealing step causes the average diameter of the intermetallic compound present in the steel material to be 0.20 μm or more or 0.005 μm or less (including 0 μm). The manufacturing method of the electrical steel sheet according to any one of (1) to (4).
(6) The number density of intermetallic compounds existing in the steel material is set to 200 pieces / μm 3 or less by heat treatment for causing secondary recrystallization in the final annealing step. (1) to (5) A method for producing an electrical steel sheet according to any one of the items.
(7) The structure after finish annealing is mainly composed of a ferrite phase within a range satisfying a volume ratio of ferrite phase: 50% or more and martensite phase: 10% or less (including 0%) (1) The manufacturing method of the electromagnetic steel sheet as described in any one of (6).
(8) It is characterized by further containing 10.0% or less of each element containing one or more of Zr, Cr, B, Cu , and Sn as intermetallic compound-forming elements (1) ) To (7) A method for producing an electrical steel sheet according to any one of the items.
(9) The intermetallic compound-forming element further contains, in mass%, one or more of G a and G e, 5.0% or less for each element (1) to (8) The method for producing an electromagnetic steel sheet according to any one of the above items.
(10) In the manufacturing method according to any one of (1) to (9), a method for manufacturing an electrical steel sheet, wherein a thermal history that suppresses martensitic transformation is passed.
(11) In the manufacturing method according to any one of (1) to (10), an average cooling rate up to 300 ° C. after hot rolling finish is 50 ° C./second or more. Production method.
(12) In the manufacturing method according to any one of (1) to (11), the residence time at 300 to 900 ° C. is set to 10 seconds before secondary recrystallization occurs in the step after cold rolling. The manufacturing method of the electrical steel sheet characterized by performing the heat processing mentioned above and forming an intermetallic compound.
(13) The electrical steel sheet according to any one of (1) to (12), wherein the heat treatment for forming the intermetallic compound is at a lower temperature than the heat treatment for causing secondary recrystallization. Manufacturing method.
(14) The electrical steel sheet according to any one of (1) to (14), wherein the heat treatment for forming the intermetallic compound is shorter than the heat treatment for causing secondary recrystallization. Manufacturing method.
(15) The heat treatment for causing secondary recrystallization in the final annealing step is maintained in a temperature range of 800 to 1200 ° C. for 20 seconds or more, and is described in any one of items (1) to (14) Manufacturing method for electrical steel sheets.
(16) The electrical steel sheet, wherein the average cooling rate up to 300 ° C. after the heat treatment is 50 ° C./second or more or 1 ° C./second or less as the heat treatment for causing secondary recrystallization in (15) Manufacturing method.
本発明により、高温スラブ加熱等の生産性を阻害する製造条件を必須とせず二次再結晶を安定して制御し、高い磁気特性と良好な皮膜特性を有する電磁鋼板を高生産性で得ることができる。 According to the present invention, it is possible to stably control secondary recrystallization without requiring manufacturing conditions that impede productivity such as high-temperature slab heating, and to obtain an electrical steel sheet having high magnetic properties and good film properties with high productivity. Can do.
本発明者らは、前記目的を達成すべく種々実験し検討を重ねてきた。即ち本発明は、Ｆｅを７０％以上含有する鋼材であって、成分、製造工程条件の適正な制御により微細な金属間化合物を好ましい時期に電磁鋼板内に生成させることにより、安定した製造方法により安定して二次再結晶が起こり、良好な特性を示す電磁鋼板を得るものである。 The present inventors have conducted various experiments and studies in order to achieve the above object. That is, the present invention is a steel material containing 70% or more of Fe, and by producing a fine intermetallic compound in a magnetic steel sheet at a preferred time by appropriate control of components and manufacturing process conditions, it is possible to achieve a stable manufacturing method. Secondary recrystallization occurs stably and an electrical steel sheet exhibiting good characteristics is obtained.
先ず、本発明による電磁鋼板の成分組成について説明する。 First, the component composition of the electrical steel sheet according to the present invention will be described.
Ｃは０．０８％を超えると、脱炭処理を行っても磁気時効の起こらない５０ｐｐｍ以下まで低減することが困難になるので、Ｃは０．０８％以下に制限するのがよい。好ましくは０．０２５％以下である。また、熱処理においてマルテンサイト変態を誘起し、磁気特性を劣化させる場合があるので少ない方が好ましく、０．０４００％以下とすることが好ましい。また集合組織改善に有効に働き、磁性にとって好ましくない｛１１１｝方位の発達を抑制し、好ましい｛１１０｝や｛１００｝、｛１１４｝等の方位の発達を促進する効果もある。この観点からは好ましくは０．００３１〜０．０３０１％、さらに好ましくは０．００５１〜０．０２２１％、さらに好ましくは０．００７１〜０．０１８１％、さらに好ましくは０．００８１〜０．０１５１％である。一般的には冷延後に脱炭焼鈍により０．００４０％以下までＣを減じる。製造コストの観点からは溶鋼段階で脱ガス設備によりＣ量を低減しておくことも可能で、０．００３０％以下とすれば磁気時効抑制の効果およびマルテンサイト変態回避の効果が著しく、０．００２０％以下とすることがさらに好ましく、０．００１５％以下がさらに好ましい。０％であっても構わない。なお、本発明では、好ましい範囲であると０．０２５％以下に規定した。
If C exceeds 0.08%, it is difficult to reduce it to 50 ppm or less at which magnetic aging does not occur even if decarburization is performed, so C should be limited to 0.08% or less. Preferably it is 0.025% or less. Further, since the martensitic transformation is induced in the heat treatment and the magnetic properties may be deteriorated, the smaller one is preferable, and it is preferably 0.0400% or less. Further, it effectively works for texture improvement, suppresses the development of {111} orientation which is undesirable for magnetism, and has the effect of promoting the development of preferred {110}, {100}, {114} and other orientations. From this viewpoint, preferably 0.0031 to 0.0301%, more preferably 0.0051 to 0.0221%, more preferably 0.0071 to 0.0181%, and still more preferably 0.0081 to 0.0151%. It is. Generally, C is reduced to 0.0040% or less by decarburization annealing after cold rolling. From the viewpoint of production cost, it is possible to reduce the amount of C by degassing equipment at the molten steel stage, and if it is 0.0030% or less, the effect of suppressing magnetic aging and the effect of avoiding martensitic transformation are remarkable. It is more preferable to set it to 0020% or less, and further preferably 0.0015% or less. It may be 0%. In the present invention, the preferable range is defined as 0.025% or less.
Ｐは０．３％を超えると脆化が激しく、工業的規模での熱延、冷延等の処理が困難になるため、上限を０．３０％とする。好ましくは０．１０％以下である。 If P exceeds 0.3%, the embrittlement is severe and processing such as hot rolling and cold rolling on an industrial scale becomes difficult, so the upper limit is made 0.30%. Preferably it is 0.10% or less.
Ｓは硫化物をインヒビターとして用いる従来鋼では非常に重要な元素で、含有量についても非常に厳密な管理が必要であったが、本発明鋼ではこの目的のための制御は全く必要としない。むしろ磁気特性、特に鉄損を劣化させる場合があるので、Ｓの含有量はできるだけ低いことが好ましく、０％であっても構わない。本発明では０．０４００％以下と限定する。好ましくは０．００４０％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。 S is a very important element in the conventional steel using sulfide as an inhibitor, and its content needs to be very strictly controlled, but the steel of the present invention does not require any control for this purpose. Rather, since the magnetic properties, particularly iron loss, may be deteriorated, the S content is preferably as low as possible, and may be 0%. In the present invention, it is limited to 0.0400% or less. Preferably it is 0.0040% or less, More preferably, it is 0.0020% or less, More preferably, it is 0.0010% or less.
Ｎは従来の二次再結晶を活用した電磁鋼板ではインヒビターとしてのＡｌＮが非常に重要な役割を有していたため、含有量を厳格に制御する必要があり、約０．０１％程度まで添加されていた。しかし、本発明鋼ではこのような理由での制御は不要である。ＮはＣと同様に磁気特性を劣化させるので少ない方が好ましく、０．０４００％以下とする。好ましくは０．０３０１％以下、さらに好ましくは０．０２２１％以下、さらに好ましくは０．０１８１％以下、さらに好ましくは０．０１５１％以下である。ただしＡｌを０．０１０％程度以上含有する場合に多量のＮを含有させると微細な窒化物を多量に形成し磁気特性を顕著に劣化させることがあるため避けることが好ましい。 N has a very important role for AlN as an inhibitor in conventional steel sheets utilizing secondary recrystallization, so the content must be strictly controlled and is added to about 0.01%. It was. However, the steel according to the present invention does not require control for this reason. N, like C, deteriorates the magnetic properties, so it is preferable that N be less than 0.0400%. Preferably it is 0.0301% or less, More preferably, it is 0.0221% or less, More preferably, it is 0.0181% or less, More preferably, it is 0.0151% or less. However, when Al is contained in an amount of about 0.010% or more, if a large amount of N is contained, it is preferable to avoid it because a large amount of fine nitride is formed and the magnetic properties are remarkably deteriorated.
特に本発明鋼で特徴的な金属間化合物としてＡｌ、Ｔｉ等の強い窒化物生成元素を含有する相を形成する場合はＮを添加してまで含有量を高めるべきではない。理想的には窒化物形成元素がすべて金属間化合物になれば窒化物は形成されないが、少なからざる量の窒化物が形成し含有するほとんどのＮは窒化物となってしまうからである。窒化物の害を回避するために、製造工程において鋼板の脱窒を行うコストを考えると、金属間化合物の構成元素として強い窒化物形成元素を使わない場合でもＡｌ脱酸鋼においては溶鋼段階でＮ含有量を低減しておくことが好ましく、０．００４０％以下とすべきで、窒化物による強度上昇を期待しない本発明鋼では低いほど好ましく、０．００２７％以下とすれば磁気時効や微細な窒化物形成による特性劣化の抑制効果は顕著で、さらに好ましくは０．００２２％、さらに好ましくは０．００１５％以下、０％であっても構わない。
In particular, when a phase containing a strong nitride-forming element such as Al or Ti is formed as a characteristic intermetallic compound in the steel of the present invention, the content should not be increased until N is added. Ideally, nitrides are not formed if all of the nitride-forming elements are intermetallic compounds, but a small amount of nitride is formed and most of the N contained therein becomes nitrides. Considering the cost of denitrification of steel sheets in the manufacturing process in order to avoid the damage of nitrides, even in the case of not using strong nitride forming elements as constituent elements of intermetallic compounds, Al deoxidized steels are in the molten steel stage. It is preferable to reduce the N content, and it should be 0.0040% or less. The lower the steel of the present invention that does not expect the increase in strength due to nitride, the better, and if it is 0.0027% or less, magnetic aging and fineness The effect of suppressing the deterioration of characteristics due to the formation of nitride is remarkable, more preferably 0.0022%, still more preferably 0.0015% or less, and 0%.
以上の成分にさらに、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌの１種または２種以上を添加することができる。これらは従来の電磁鋼板におけるのと同様の役割の他、適切な熱処理との組合せにより、後述する金属間化合物として機能させることもできる。 In addition to the above components, one or more of Si, Mn, and Al can be added. In addition to the same role as in the conventional electrical steel sheet, these can function as an intermetallic compound to be described later by combination with an appropriate heat treatment.
Ｓｉは鋼の固有抵抗を高めて渦電流を減らし、鉄損を低下せしめるが、添加量が０．２％未満ではその効果が小さい。低Ｓｉ鋼では鋼の脆化もほとんどなく、磁束密度も高くすることができる。とは言え、特に高周波用途等においてＳｉ等の固溶元素による渦電流損失の低減効果を考えると、好ましくは１．０％以上、さらに好ましくは２．０％以上Ｓｉを含有する鋼を対象とすることで従来ではなしえなかったレベルで本発明の効果を享受することが可能となる。また、Ｓｉ量を高めることは本発明で制御すべきマルテンサイト変態を回避するためにも都合がよい。 Si increases the specific resistance of steel to reduce eddy currents and lower iron loss, but the effect is small when the addition amount is less than 0.2%. With low Si steel, there is almost no embrittlement of the steel and the magnetic flux density can be increased. However, considering the effect of reducing eddy current loss due to solid solution elements such as Si particularly in high frequency applications, preferably steel containing Si is preferably 1.0% or more, more preferably 2.0% or more. By doing so, it becomes possible to enjoy the effects of the present invention at a level that could not be achieved in the past. Further, increasing the amount of Si is also convenient for avoiding martensitic transformation to be controlled in the present invention.
本発明鋼では金属間化合物を構成する元素としてＳｉを用いる場合もあるため鋼種によっては通常より多量な添加を行うことが好ましい。一般には３．２％以上では鋼が顕著に脆化してしまうが、マルテンサイト変態の回避および金属間化合物の形成を目的として添加したＳｉの少なからざる量が製造工程の途中でも金属間化合物として存在する本発明鋼では脆化の程度は通常の鋼よりは軽減される。しかし７．０％を超えると鋼を脆化させ、さらに製品の磁束密度を低下させるため７．０％以下とする。好ましくは５．５％以下、さらに好ましくは４．５％以下である。 In the steel of the present invention, Si may be used as an element constituting the intermetallic compound, and therefore it is preferable to add a larger amount than usual depending on the steel type. In general, steel becomes markedly brittle at 3.2% or more, but a small amount of Si added for the purpose of avoiding martensitic transformation and forming intermetallic compounds exists as an intermetallic compound even during the manufacturing process. In the steel according to the present invention, the degree of embrittlement is less than that of ordinary steel. However, if it exceeds 7.0%, the steel is embrittled and the magnetic flux density of the product is further reduced, so the content is made 7.0% or less. Preferably it is 5.5% or less, More preferably, it is 4.5% or less.
ＭｎはＭｎＳやＭｎＳｅ等をインヒビターとして用いる場合に重要な元素となるが、インヒビターの主たるものとして微細金属間化合物を活用する本発明鋼ではこの目的のためには特に必要としない。本発明においては主として金属間化合物の構成元素として添加することが可能である。しかし過剰な添加は磁束密度を低下させるばかりでなく本発明で避けるべきマルテンサイト変態を起きやすくする場合があるので、０．０５〜５．０％とする。好ましくは０．６〜３．５％である。 Mn is an important element when MnS, MnSe, or the like is used as an inhibitor, but is not particularly required for this purpose in the steel of the present invention that utilizes a fine intermetallic compound as the main inhibitor. In the present invention, it can be added mainly as a constituent element of an intermetallic compound. However, excessive addition not only lowers the magnetic flux density but also tends to cause martensitic transformation that should be avoided in the present invention, so 0.05 to 5.0%. Preferably it is 0.6 to 3.5%.
Ａｌは通常、脱酸剤として添加されるが、Ａｌの添加を抑えＳｉにより脱酸を図ることも可能である。また、固溶Ａｌとして鋼板の電気抵抗を高め、鉄損を低減する効果もある。従来の二次再結晶を活用した電磁鋼板ではインヒビターとしてのＡｌＮが非常に重要な役割を有していたため、Ａｌ量も厳格に制御する必要があり、せいぜい０．０５％程度までの添加に限定されていた。インヒビターとしてＡｌＮを使用しない本発明鋼では金属間化合物の生成を目的とする場合に制御が必要となるが、そうでない場合は特に脱酸、電気抵抗としての従来の二次再結晶を行わない一般的な電磁鋼板と同様の添加が可能である。 Al is usually added as a deoxidizing agent, but it is also possible to suppress the addition of Al and deoxidize with Si. Moreover, it has the effect which raises the electrical resistance of a steel plate as solute Al, and reduces an iron loss. In conventional electrical steel sheets utilizing secondary recrystallization, AlN as an inhibitor has a very important role, so the amount of Al must be strictly controlled and limited to addition to 0.05% at most. It had been. In the steel of the present invention that does not use AlN as an inhibitor, control is required for the purpose of generating an intermetallic compound. Otherwise, the conventional secondary recrystallization as an electrical resistance is not performed in general. The same addition as that of a typical electromagnetic steel sheet is possible.
本発明では金属間化合物の構成元素として積極的に添加される特に重要な元素であるとともに本発明で回避すべきマルテンサイト変態を抑制する効果も有するが、８．０％を超えると脆化が問題になるため、上限を８．０％以下とする。また金属間化合物の種類にもよるが効果を得るためには少なくとも０．１％は添加する。上限は好ましくは６．０％、さらに好ましくは５．０％、さらに好ましくは４．０％、さらに好ましくは３．０％である。下限は好ましくは０．３％、さらに好ましくは０．５％、さらに好ましくは０．８％、さらに好ましくは１．０％である。 In the present invention, it is a particularly important element positively added as a constituent element of an intermetallic compound and has an effect of suppressing martensitic transformation to be avoided in the present invention. However, when it exceeds 8.0%, embrittlement occurs. Since this is a problem, the upper limit is set to 8.0% or less. Depending on the type of intermetallic compound, at least 0.1% is added to obtain an effect. The upper limit is preferably 6.0%, more preferably 5.0%, still more preferably 4.0%, and even more preferably 3.0%. The lower limit is preferably 0.3%, more preferably 0.5%, further preferably 0.8%, and more preferably 1.0%.
これまでの電磁鋼板でなんらかの特性向上のために利用されている殆どの元素は添加コストが問題視されるだけではなく特性向上効果が小さい割に、熱延、焼鈍工程での加熱温度、加熱速度、冷却速度、氏雰囲気などの製造条件等は従来材以上に厳密に制御する必要を生ずる場合があり、コストパフォーマンスに問題があった。本発明でも二次再結晶制御のためにこれらの元素を多量に添加する場合があるが、その技術的効果および技術的目的は従来の技術とは全く異なる。すなわち、従来の技術ではこれらの元素は主として固溶体強化元素または炭化物、窒化物等による析出強化元素として利用されていたのに対し、本発明ではこれらの元素は金属間化合物を形成し、金属間化合物による析出強化効果を発現させるために添加されるのであり、添加された元素の多くの部分は金属間化合物の構成元素として鋼中で存在する。これらの元素としてはＮｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｗ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｎｄがあげられる。 Most elements that have been used to improve the properties of electrical steel sheets up to now are not only problematic in terms of addition cost, but also have a small effect on improving the properties, but the heating temperature and heating rate in the hot rolling and annealing processes In addition, the manufacturing conditions such as the cooling rate, the atmosphere, etc. may need to be controlled more strictly than the conventional materials, which has a problem in cost performance. In the present invention, these elements may be added in a large amount for secondary recrystallization control, but the technical effect and technical purpose are completely different from those of the conventional techniques. That is, in the prior art, these elements are mainly used as solid solution strengthening elements or precipitation strengthening elements such as carbides, nitrides, etc., whereas in the present invention, these elements form intermetallic compounds. It is added in order to develop the precipitation strengthening effect by, and many parts of the added element exist in steel as a constituent element of the intermetallic compound. These elements include Ni, Mo, Ti, Nb, Co, W, La, Ce, Sm, and Nd.
Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｗおよび希土類金属元素であるＬａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｎｄは本発明鋼では金属間化合物の構成元素として必要に応じ少なくとも１種以上を積極的に添加する。なお、本発明では、これらの元素のうち、実施例に基づきＮｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｗ、Ｓｍ、Ｎｄの１種以上を添加することとした。
しかし過剰な添加は鋼板の延性を劣化させ通板性が低下する他、磁束密度を低下させるとともに後述のような製造工程中間段階での金属間化合物の好ましい形成抑制が制御不能にし通常の工程では生産そのものが困難になる場合がある。特にＮｉについてはオーステナイト安定化元素であり本発明で避けるべきマルテンサイト変態を起きやすくするため、添加コストも考え各元素について上限を１０．０％とする。また金属間化合物の種類にもよるが効果を得るためには少なくとも０．１％は添加する。上限は好ましくは８．０％、さらに好ましくは６．０％、さらに好ましくは５．０％、さらに好ましくは４．０％である。下限は好ましくは０．３％、さらに好ましくは０．５％、さらに好ましくは０．８％、さらに好ましくは１．０％である。
Ni, Mo, Ti, Nb, Co, W and rare earth metal elements La, Ce, Sm, and Nd are positively added as necessary as constituent elements of intermetallic compounds in the steel of the present invention. In the present invention, among these elements, at least one of Ni, Mo, Ti, Co, W, Sm, and Nd is added based on the examples.
However, excessive addition deteriorates the ductility of the steel sheet and lowers the sheet passing property, and also lowers the magnetic flux density and makes it impossible to control the favorable formation of intermetallic compounds in the intermediate stage of the manufacturing process as described below, and in a normal process Production itself may be difficult. In particular, Ni is an austenite stabilizing element, and in order to easily cause martensitic transformation to be avoided in the present invention, the upper limit is set to 10.0% for each element in consideration of the addition cost. Depending on the type of intermetallic compound, at least 0.1% is added to obtain an effect. The upper limit is preferably 8.0%, more preferably 6.0%, still more preferably 5.0%, and still more preferably 4.0%. The lower limit is preferably 0.3%, more preferably 0.5%, further preferably 0.8%, and more preferably 1.0%.
上記の元素に次いで重要な元素はＺｒ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｓｎである。これらの元素は本発明が対象とする電磁鋼板および本発明が関連する加工用および構造用薄鋼板において、様々な目的で比較的一般的に使用される元素でもあるが、金属間化合物を形成する元素としても知られており、必要に応じ少なくとも１種以上を添加する。なお、本発明では、これらの元素のうち、実施例に基づきＺｒ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｕ、Ｓｎの１種以上を添加することとした。
しかし過剰な添加は鋼板の延性を劣化させ通板性が低下する他、後述のような製造工程中間段階での金属間化合物の好ましい形成抑制が制御不能にし通常の工程では生産そのものが困難になる場合があることと、添加コストを考え各元素について上限を１０．０％とする。また金属間化合物の種類にもよるが効果を得るためには少なくとも０．１％は添加する。上限は好ましくは８．０％、さらに好ましくは６．０％、さらに好ましくは５．０％、さらに好ましくは４．０％である。下限は好ましくは０．３％、さらに好ましくは０．５％、さらに好ましくは０．８％、さらに好ましくは１．０％である。
The elements important next to the above elements are Zr, Cr, B, Cu, Zn, Mg, and Sn. These elements are relatively commonly used elements for various purposes in the electrical steel sheets targeted by the present invention and the processing and structural thin steel sheets to which the present invention relates, but they form intermetallic compounds. It is also known as an element, and at least one kind is added as necessary. In the present invention, among these elements, one or more of Zr, Cr, B, Cu, and Sn are added based on the examples.
However, excessive addition deteriorates the ductility of the steel sheet and lowers the plateability, and also makes it difficult to control the preferable formation of intermetallic compounds at the intermediate stage of the manufacturing process as described later, making the production itself difficult in the normal process. In consideration of the case and the addition cost, the upper limit is set to 10.0% for each element. Depending on the type of intermetallic compound, at least 0.1% is added to obtain an effect. The upper limit is preferably 8.0%, more preferably 6.0%, still more preferably 5.0%, and still more preferably 4.0%. The lower limit is preferably 0.3%, more preferably 0.5%, further preferably 0.8%, and more preferably 1.0%.
上記の元素に次いで重要な元素はＡｇ、Ｐｔ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ、Ｖ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｃｄ、Ｔａである。これらの元素は鉄鋼材料での使用はあまり一般的ではない特殊元素であるが金属間化合物の構成元素として知られており、必要に応じ少なくとも１種以上を添加することができる。なお、本発明では、これらの元素のうち、実施例に基づきＧａ、Ｇｅの１種以上を添加することとした。
しかし過剰な添加は鋼板の延性を劣化させ通板性が低下する他、後述のような製造工程中間段階での金属間化合物の好ましい形成抑制が制御不能にし通常の工程では生産そのものが困難になる場合があることと、添加コストを考え各元素について上限を５．０％とする。また金属間化合物の種類にもよるが効果を得るためには少なくとも０．１％は添加する。上限は好ましくは４．０％、さらに好ましくは３．０％、さらに好ましくは２．５％、さらに好ましくは２．０％である。下限は好ましくは０．３％、さらに好ましくは０．４％、さらに好ましくは０．５％、さらに好ましくは０．８％である。
The most important elements after the above elements are Ag, Pt, Ga, Ge, In, V, Pd, Ir, Rh, Cd, and Ta. These elements are special elements that are not very common in steel materials, but are known as constituent elements of intermetallic compounds, and at least one or more of them can be added as necessary. In the present invention, among these elements, one or more of Ga and Ge are added based on the examples.
However, excessive addition deteriorates the ductility of the steel sheet and lowers the plateability, and also makes it difficult to control the preferable formation of intermetallic compounds at the intermediate stage of the manufacturing process as described later, making the production itself difficult in the normal process. In consideration of the case and the addition cost, the upper limit is set to 5.0% for each element. Depending on the type of intermetallic compound, at least 0.1% is added to obtain an effect. The upper limit is preferably 4.0%, more preferably 3.0%, more preferably 2.5%, and still more preferably 2.0%. The lower limit is preferably 0.3%, more preferably 0.4%, further preferably 0.5%, and more preferably 0.8%.
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ等は、鋼板中で炭化物、窒化物または硫化物等の微細な析出物によりインヒビターとしての効果を有する元素である。この析出物が形成されると製造工程において充分な脱炭、脱窒が行われなかった場合、磁気特性、特に鉄損を顕著に劣化させる。これを避けるにはＣ，Ｎ，Ｓ量を十分に低くしておく必要がある。また、適当な回数の試行により炭化物、窒化物、硫化物等の非金属介在物の生成を抑制するような熱履歴を決定することは等業者であればそれほど困難なことではない。 Nb, Ti, V, B, and the like are elements having an effect as an inhibitor due to fine precipitates such as carbide, nitride, or sulfide in the steel sheet. When this precipitate is formed, if sufficient decarburization and denitrification are not performed in the manufacturing process, the magnetic properties, particularly iron loss, are significantly deteriorated. In order to avoid this, it is necessary to keep the amounts of C, N and S sufficiently low. Further, it is not difficult for a person skilled in the art to determine a heat history that suppresses the formation of non-metallic inclusions such as carbides, nitrides and sulfides by an appropriate number of trials.
また、その他のＳｂ，Ｃａ等の元素については、鉱石やスクラップなどから不可避的に含まれる程度の量に加え、様々な目的で添加しても本発明の効果は何ら損なわれるものではない。これらの微量元素についての不可避的な含有量は通常、各元素とも０．００５％以下程度であるが、様々な目的で０．０１％程度以上に添加することが可能である。この場合もコストや磁気特性の兼ね合いから１種または２種以上を合計で０．５％以下含有することができる。 Moreover, about other elements, such as Sb and Ca, in addition to the quantity contained inevitably from an ore or scrap, even if it adds for various purposes, the effect of this invention is not impaired at all. The inevitable content of these trace elements is usually about 0.005% or less for each element, but can be added to about 0.01% or more for various purposes. In this case as well, one or two or more types can be contained in total of 0.5% or less in view of cost and magnetic properties.
本発明の特徴は、金属間化合物形成元素について通常の電磁鋼板と比較し多くの量を添加し、金属間化合物を形成するように熱処理を制御することである。このためＦｅ以外の元素量が多くなる場合がある。従来技術で記述したマルエージ鋼の他、例えばＮｉであれば３０数％以上含有するパーマロイ等が特殊な用途で実用化されているが、本発明鋼はこれらの高合金磁性材料とは用途や技術的因子が異なるものであり、あくまでも通常の変圧器、モーター等に用いられる軟磁性材料の範疇に分類されるものである。このためＦｅ以外の元素の総含有量は３０％以下とする。好ましくは２０％以下、さらに好ましくは１５％以下、また形成される金属間化合物の種類や目的とする特性によっては１０％以下でも十分な効果を得ることが可能である。 A feature of the present invention is that the intermetallic compound forming element is added in a larger amount than that of a normal electromagnetic steel sheet, and the heat treatment is controlled so as to form an intermetallic compound. For this reason, the amount of elements other than Fe may increase. In addition to the maraging steel described in the prior art, for example, permalloy containing 30% or more in the case of Ni has been put into practical use for special applications, but the steel of the present invention is not used for these high alloy magnetic materials. It is classified into the category of soft magnetic materials used for ordinary transformers and motors. For this reason, the total content of elements other than Fe is set to 30% or less. A sufficient effect can be obtained even if it is 20% or less, more preferably 15% or less, and 10% or less depending on the type of the intermetallic compound to be formed and the intended characteristics.
さらに、本発明鋼の特徴は上述のマルエージ鋼とは異なりマルテンサイト変態を活用しないことである。これは前述のようにマルテンサイト変態においては鋼中に多量の転位が導入され磁気特性、特に鉄損が劣化してしまうためである。 Furthermore, the characteristic feature of the steel of the present invention is that it does not utilize martensitic transformation unlike the marage steel described above. This is because, as described above, in the martensitic transformation, a large amount of dislocations is introduced into the steel, resulting in deterioration of magnetic properties, particularly iron loss.
本発明は通常の珪素鋼板と同等の磁気特性を有することを目的としているため、磁気特性を顕著に劣化させるマルテンサイト変態を極力回避する必要がある。とは言え、成分によっては、またはミクロな観察を行えばわずかなマルテンサイト変態の発生が観察される場合もある。マルテンサイト変態が起きる可能性の目安としては高温でのオーステナイト相とフェライト相の比率がある。オーステナイト相の生成量が多いことはオーステナイト相が安定であることを意味し、冷却時にマルテンサイト変態が起きやすいと考えることができる。ただし、熱履歴を考慮すれば高温でオーステナイト相が存在する場合に必ずしも冷却時にマルテンサイト変態が起きるものではないことは言うまでもない。 The present invention aims to have magnetic properties equivalent to those of ordinary silicon steel plates, and therefore it is necessary to avoid martensitic transformation that significantly deteriorates the magnetic properties as much as possible. However, depending on the component, the occurrence of slight martensitic transformation may be observed by microscopic observation. A measure of the possibility of martensitic transformation is the ratio of the austenite phase to the ferrite phase at high temperatures. A large amount of austenite phase generated means that the austenite phase is stable, and it can be considered that martensitic transformation is likely to occur during cooling. However, considering the thermal history, it goes without saying that martensitic transformation does not necessarily occur during cooling when an austenite phase is present at a high temperature.
本発明では目安として高温でのオーステナイト相の存在量を記述する。高温でのオーステナイト相の生成量が５０％以下であれば本発明が対象としている極低Ｃ材では数１００℃／秒というような超急速冷却を行わない限り、また、ＣやＮを０．００５〜０．０４％程度含む低炭素鋼の場合でも冷却速度を比較的緩冷却に制御すればマルテンサイト変態を回避することは十分に可能で、もし相当量のマルテンサイト変態が起きたとしても問題になるほどの転位量の導入は回避することができる。高温でのオーステナイト生成量は好ましくは３０％以下、さらに好ましくは２０％以下、さらに好ましくは１０％以下で、完全フェライト鋼であれば全く問題ないことは言うまでもない。大体の目安は各元素の質量％で、
１．５×Ｓｉ＋３．５×Ａｌ−１．２×（Ｍｎ＋Ｎｉ）
が２．５以上、好ましくは３．０以上、さらに好ましくは３．５以上である。
In the present invention, the abundance of the austenite phase at a high temperature is described as a guide. If the amount of austenite phase produced at a high temperature is 50% or less, the ultra-low C material targeted by the present invention is not subject to ultra-rapid cooling such as several hundred degrees centigrade / second, and C and N are set to 0.00%. Even in the case of low carbon steel containing about 005 to 0.04%, it is possible to avoid martensitic transformation if the cooling rate is controlled to be relatively slow cooling, even if a considerable amount of martensitic transformation occurs. The introduction of a dislocation amount that causes a problem can be avoided. Needless to say, the amount of austenite produced at high temperature is preferably 30% or less, more preferably 20% or less, and even more preferably 10% or less, and there is no problem as long as it is a complete ferritic steel. The rough standard is the mass% of each element.
1.5 × Si + 3.5 × Al-1.2 × (Mn + Ni)
Is 2.5 or more, preferably 3.0 or more, more preferably 3.5 or more.
しかし、高温で完全オーステナイト相となる場合でも高温での保持温度、冷却速度等の熱履歴によってはマルテンサイト変態を回避することは十分に可能であるため上記の式により本発明が限定されるものでないことは明白である。マルテンサイト変態が相当量起きたかどうかは最終的には通常の鋼の変態制御メタラジーで行われるように得られた鋼板の組織を観察することで判断が可能なものである。 However, even when a complete austenite phase is formed at a high temperature, depending on the thermal history such as the holding temperature at a high temperature and the cooling rate, it is possible to avoid martensitic transformation sufficiently. It is clear that it is not. Whether or not a considerable amount of martensitic transformation has occurred can be determined by observing the structure of the steel sheet obtained in the final manner in the normal steel transformation control metallurgy.
そして、最終的な組織は主としてフェライト相からなるものとする。なお、厳密には鋼中の組織としては本発明で必須である金属間化合物やＣ、Ｎ、Ｓ、Ｏの化合物等も存在するが、ここで述べる組織とはこれらの微細なものではなく、鉄の変態により形成されるフェライト、オーステナイト、マルテンサイト、パーライト、ベイナイト等を指すものとする。本発明では体積率でフェライト相が５０％以上であるものとする。好ましくは６０％以上、さらに好ましくは７０％以上、さらに好ましくは８０％以上、さらに好ましくは９０％以上であり、意識的に鉄の変態を制御するような中間温度での保持や急速冷却等を行わなければ通常、９５％以上はフェライト相となるものである。同時に、磁気特性に非常に好ましくないマルテンサイト相の体積率は５０％以下とする。好ましくは４０％以下、さらに好ましくは３０％以下、さらに好ましくは２０％以下、さらに好ましくは１０％以下である。オーステナイト、フェライトおよびマルテンサイトの変態については多くの知見があり、成分や熱処理条件の検討により制御することは等業者であれば適当に制御することは通常の制御操作であり、本発明鋼でも適当な回数の試行の後、５％以下、さらには２％以下、実質的に０％近くに制御することも困難なことではなく、このようにすることで本発明の効果は一層好ましいものとなる。 The final structure is mainly composed of a ferrite phase. Strictly speaking, there are intermetallic compounds and compounds of C, N, S, O, etc. that are essential in the present invention as the structure in the steel, but the structure described here is not a fine structure, It refers to ferrite, austenite, martensite, pearlite, bainite and the like formed by the transformation of iron. In the present invention, the ferrite phase is 50% or more by volume. Preferably it is 60% or more, more preferably 70% or more, more preferably 80% or more, more preferably 90% or more, such as holding at an intermediate temperature or rapid cooling that consciously controls the transformation of iron. If not performed, usually 95% or more is the ferrite phase. At the same time, the volume fraction of the martensite phase, which is very unfavorable for the magnetic properties, is set to 50% or less. Preferably it is 40% or less, More preferably, it is 30% or less, More preferably, it is 20% or less, More preferably, it is 10% or less. There is a lot of knowledge about the transformation of austenite, ferrite and martensite, and it is normal control operation to control appropriately by examining the components and heat treatment conditions, and it is also appropriate for the steel of the present invention. After a number of trials, it is not difficult to control to 5% or less, further 2% or less, and substantially close to 0%. By doing so, the effect of the present invention becomes more preferable. .
前記成分を含む鋼は、通常の電磁鋼板と同様に転炉で溶製され、連続鋳造でスラブとされ、次いで熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、仕上焼鈍などの工程で製造される。これらの工程に加え絶縁皮膜の形成や脱炭工程などを経ることも本発明の効果を何ら損なうものではない。また、通常の工程ではなく急冷凝固法による薄帯の製造や熱延工程を省略する薄スラブ、連続鋳造法などの工程によって製造しても問題ない。
なお、本発明においては、熱間圧延の際のスラブ加熱温度を、実施例に基づいて、１１００〜１２５０℃とした。また、Ｃ：０．００５％超の場合には、仕上げ焼鈍前までに脱炭焼鈍を施すこととした。
The steel containing the above components is melted in a converter in the same manner as a normal electromagnetic steel sheet, is made into a slab by continuous casting, and is then manufactured in processes such as hot rolling, hot rolled sheet annealing, cold rolling, and finish annealing. The In addition to these steps, the formation of an insulating film and a decarburization step do not impair the effects of the present invention. Moreover, there is no problem even if it is manufactured not by a normal process but by a process such as a thin slab or a continuous casting process in which the production of a ribbon by the rapid solidification method or the hot rolling process is omitted.
In addition, in this invention, the slab heating temperature in the case of hot rolling was 1100-1250 degreeC based on the Example. Further, in the case where C is more than 0.005%, decarburization annealing is performed before finish annealing.
本発明で特徴的な特異な金属間化合物を鋼板内に形成するには熱履歴の制御も重要となる。特に、製造工程の途中で過剰の金属間化合物が形成すると、材料が硬質化し、場合によっては脆化してしまい熱間圧延、冷間圧延が困難になるばかりでなく、ひどい場合には通板中のロール等での曲げによっても板が破断し正常な通板が困難となることもある。これを避けるには金属間化合物は鋼板製造の冷延工程以降で形成させるようにすることが好ましい。特に問題となるのは、熱延加熱段階で溶解していた金属間化合物が、仕上げ圧延や、巻取のための冷却過程で析出してしまう場合である。この熱延仕上げ〜巻取工程で金属間化合物が微細に析出すると、その後の冷延性を顕著に劣化させることとなる。これを避けるには、熱延仕上げ後、３００℃までの平均冷却速度を５０℃／秒以上とすることが好ましい。さらに好ましくは１００℃／秒以上である。なお、本発明では、熱延仕上げ後３００℃までの平均冷却速度を、実施例で確認されている２０℃／秒以上と規定した。
In order to form the unique intermetallic compound characteristic of the present invention in the steel sheet, it is also important to control the thermal history. In particular, if an excessive intermetallic compound is formed during the manufacturing process, the material becomes hard, and in some cases, it becomes brittle and not only hot rolling and cold rolling become difficult. Also, bending with a roll or the like may break the plate, making normal passage difficult. In order to avoid this, it is preferable that the intermetallic compound is formed after the cold rolling step of manufacturing the steel sheet. Particularly problematic is the case where the intermetallic compound that has been dissolved in the hot rolling heating stage precipitates during the finish rolling or cooling process for winding. If the intermetallic compound precipitates finely in this hot rolling finishing to winding process, the subsequent cold rolling properties will be remarkably deteriorated. In order to avoid this, it is preferable that the average cooling rate up to 300 ° C. is 50 ° C./second or more after hot rolling finish. More preferably, it is 100 ° C./second or more. In the present invention, the average cooling rate up to 300 ° C. after the hot rolling finish is defined as 20 ° C./second or more as confirmed in the examples.
また、本発明においてインヒビターとして作用する金属間化合物を形成するための熱処理は比較的単純なものであり、後述の一般的な化合物形成の技術的なポイントさえ理解していれば、通常の変圧器やモーター部品等に用いられる軟磁性電磁鋼板の製造過程で適用される程度の加熱、冷却および特定温度域での保持といった単純な熱処理だけでインヒビターとして有効に作用する金属間化合物を得ることができるものである。成分等を調整すれば保持温度は非常な短時間でも十分な金属間化合物を生成できるため、実質的には高温での熱処理から単純な冷却を行っただけで発明の効果を得ることも可能である。ただし、熱延鋼板で金属間化合物を生成させてしまうと、その後の冷延性に問題を生ずる場合があるため、金属間化合物を形成する熱処理は冷間圧延後に行うことが好ましい。これは、再結晶焼鈍において行うことも可能であるし、二次再結晶を起こさせるための仕上げ焼鈍の加熱中の熱履歴を利用することも可能である。この熱処理としては、３００〜９００℃で１０秒以上滞在させるものとする。 In addition, the heat treatment for forming an intermetallic compound that acts as an inhibitor in the present invention is relatively simple, and if an understanding of the technical points of general compound formation described below is understood, a normal transformer It is possible to obtain an intermetallic compound that acts effectively as an inhibitor only by simple heat treatment such as heating, cooling, and holding in a specific temperature range to the extent that it is applied in the manufacturing process of soft magnetic electrical steel sheets used for motor parts, etc. Is. By adjusting the components, etc., sufficient intermetallic compounds can be generated even in a very short holding temperature, so it is possible to obtain the effects of the invention by simply performing simple cooling from heat treatment at a high temperature. is there. However, if an intermetallic compound is generated with a hot-rolled steel sheet, there may be a problem in the subsequent cold rolling properties. Therefore, the heat treatment for forming the intermetallic compound is preferably performed after cold rolling. This can be done in recrystallization annealing, or it is possible to use the thermal history during the heating of finish annealing to cause secondary recrystallization. As this heat treatment, the substrate is kept at 300 to 900 ° C. for 10 seconds or longer.
そして、二次再結晶を起こすための熱処理としては、８００℃以上の温度域で２０秒以上保持するものとする。温度の上限は特に限定しないが、本発明で対象とするほとんどの金属間化合物は１２００℃までの温度で粗大化もしくは溶解するため、それ以上の高温は不要である。この温度域は上述のインヒビターとして作用する金属間化合物を形成するための熱処理条件と重なる部分があるが、実際の製造条件においては、インヒビターの形成と二次再結晶の進展の条件は重なるものではない。本発明において、これが重なっているのは、形成および溶解温度が異なる様々な種類の金属間化合物を対象としているためである。通常は低い温度、または短時間の熱処理でインヒビターを形成しておき、二次再結晶のための熱処理ははこれより高い温度、または長い時間の熱処理により起きるものである。 And as heat processing for raise | generating secondary recrystallization, it shall hold | maintain for 20 second or more in the temperature range of 800 degreeC or more. The upper limit of the temperature is not particularly limited, but most of the intermetallic compounds targeted in the present invention are coarsened or dissolved at a temperature up to 1200 ° C., so that no higher temperature is required. This temperature range has a portion that overlaps with the heat treatment conditions for forming the above-mentioned intermetallic compound that acts as an inhibitor. However, under actual production conditions, the conditions for the formation of the inhibitor and the progress of secondary recrystallization do not overlap. Absent. In the present invention, this overlaps because various types of intermetallic compounds having different formation and dissolution temperatures are targeted. Usually, the inhibitor is formed at a low temperature or a short-time heat treatment, and the heat treatment for secondary recrystallization occurs by a heat treatment at a higher temperature or a longer time.
なお、本発明の特徴は、磁性にとって好ましい二次再結晶が、比較的低温かつ短時間で起きることである。これは、従来鋼のように非金属化合物をインヒビターとしたものには見られない特徴である。このため、本発明の二次再結晶は連続焼鈍でも可能となり、特性の安定性、製造コストで非常に有利なものとなる。さらに本発明鋼では鉄損および磁束密度の向上効果も見られる。これら理由は明確ではないが、インヒビターとしての金属間化合物が磁気特性にとって好ましい方位を優先的に二次再結晶させる効果と考えられる。また、金属間化合物自体が磁束を保持する作用を有し、鋼板全体の磁束密度を向上させている可能性も否定できない。特に、ＮｄやＳｍなどの強磁性を示す磁石材料が鋼板中に金属間化合物を多量に生成している場合は、このような効果も発現していると考えられる。さらに、本発明で特徴となる金属間化合物は、従来のような非金属化合物とは磁壁との相互作用が大きく異なり、磁壁移動の障害とはならず、鉄損の改善にも寄与しているものと思われる。 A feature of the present invention is that secondary recrystallization preferable for magnetism occurs at a relatively low temperature and in a short time. This is a feature that is not found in conventional steels using non-metallic compounds as inhibitors. For this reason, the secondary recrystallization of the present invention is possible even by continuous annealing, which is very advantageous in terms of stability of characteristics and manufacturing cost. Furthermore, the steel of the present invention also shows an effect of improving iron loss and magnetic flux density. Although these reasons are not clear, it is considered that an intermetallic compound as an inhibitor preferentially recrystallizes a preferred orientation for magnetic properties. Moreover, the intermetallic compound itself has the effect | action which hold | maintains magnetic flux, and the possibility of improving the magnetic flux density of the whole steel plate cannot be denied. In particular, when a magnet material exhibiting ferromagnetism such as Nd or Sm produces a large amount of intermetallic compounds in the steel sheet, it is considered that such an effect is also exhibited. Furthermore, the intermetallic compound, which is a feature of the present invention, is greatly different in interaction with the domain wall from the conventional non-metallic compound, and does not hinder the domain wall movement, and contributes to the improvement of the iron loss. It seems to be.
しかし、二次再結晶中には溶解していた金属間化合物が、二次再結晶後の冷却過程において再析出し、これが非常に微細となると鉄損に悪影響を及ぼす場合もある。これを避けるには、二次再結晶のための熱処理の冷却速度を早くして再析出を抑制するか、遅くして充分に成長させることが有効で、これは従来のメタラジーからも理解できる挙動である。この冷却速度は５０℃／秒以上、または１℃／秒以下とすることが有効となる。好ましくは１００℃／秒以上、または０．５℃／秒以下、さらに好ましくは２００℃／秒以上、または０．１℃／秒以下とする。なお、本発明では、二次再結晶のための熱処理後の３００℃までの平均冷却速度を、実施例で確認されている２０℃／秒以上、または１℃／秒以下と規定した。 However, the intermetallic compound dissolved during the secondary recrystallization may reprecipitate in the cooling process after the secondary recrystallization, and if this becomes very fine, the iron loss may be adversely affected. In order to avoid this, it is effective to increase the cooling rate of the heat treatment for secondary recrystallization to suppress re-precipitation, or to slow down and grow sufficiently, which is a behavior that can be understood from conventional metallurgy. It is. It is effective that the cooling rate is 50 ° C./second or more or 1 ° C./second or less. It is preferably 100 ° C./second or more, or 0.5 ° C./second or less, more preferably 200 ° C./second or more, or 0.1 ° C./second or less. In the present invention, the average cooling rate up to 300 ° C. after the heat treatment for secondary recrystallization is defined as 20 ° C./second or more or 1 ° C./second or less as confirmed in the examples.
また、本発明鋼では、インヒビターとして炭化物、窒化物を使わないばかりか、従来鋼では磁束密度を向上させるために行われていた熱延での変態組織（オーステナイト相）を活用せずとも充分な磁束密度向上を図ることができるため、ＣおよびＮは製鋼段階で充分に低くしておくことが可能で、熱延工程以降の工程において、脱炭、脱窒を行う必要がない。これにより、製造コストの低減が図られるばかりでなく、コイル内の品質安定性も良好となる。 In the steel of the present invention, not only carbides and nitrides are not used as inhibitors, but it is sufficient without using the transformation structure (austenite phase) in hot rolling, which has been performed to improve the magnetic flux density in conventional steels. Since the magnetic flux density can be improved, C and N can be made sufficiently low in the steel making stage, and it is not necessary to perform decarburization and denitrification in the processes after the hot rolling process. This not only reduces the manufacturing cost, but also improves the quality stability in the coil.
金属間化合物の形成抑制および形成促進は主として鋼成分および熱履歴で行うことが好ましいのは言うまでもないことである。しかし、本発明においては金属間化合物として様々な種類のものを想定し、また特定の種類に分類される金属間化合物においても元素の濃度やサイズ、量などが異なるので、この熱履歴も異なることは当然であり、金属間化合物や狙う特性に応じて、一つ一つそれを記述し、すべての場合に対して個別に限定することは、本発明の趣旨を損なう可能性もある。このため本発明では温度、時間等は特定の範囲に限定せず、好ましい範囲を限定するに留めている。活用する金属間化合物に応じて適当な制御範囲が存在し、その範囲で制御することが必要となる。この制御は、以下に詳細に記述される本発明の要点を理解していれば、特定の金属間化合物についてその生成挙動を制御することは当業者であれば適当な回数の試行の後に好ましく制御することは困難ではない。 Needless to say, the suppression of formation and promotion of formation of intermetallic compounds are preferably performed mainly by the steel components and the thermal history. However, in the present invention, various types of intermetallic compounds are assumed, and since the concentration, size, amount, etc. of elements are different even in intermetallic compounds classified into specific types, this thermal history is also different. Of course, describing it one by one in accordance with the intermetallic compound and the characteristics to be aimed at, and individually limiting to all cases may impair the spirit of the present invention. For this reason, in this invention, temperature, time, etc. are not limited to a specific range, but only a preferable range is limited. There is an appropriate control range depending on the intermetallic compound to be used, and it is necessary to control within that range. This control is preferably performed after an appropriate number of trials by those skilled in the art to control the formation behavior of a particular intermetallic compound, provided that the gist of the invention described in detail below is understood. It is not difficult to do.
すなわち、本発明では現時点で未知の金属間化合物について制御をするものではなく、鉄鋼材料中で生成することや熱的な溶解、生成挙動が公知である金属間化合物について制御を行うものであり、その特定の金属間化合物に関しては様々な情報を得ることが可能なものである。当業者が目的とする材質に調整された鋼について、公知の情報を得ている特定の金属間化合物について適当な回数の試行を経た後に好ましい制御が可能となることは当然のことではある。また技術的なポイントも特殊なものではなく、通常、当業者で行われる鋼の変態、炭化物、窒化物、硫化物等の析出物生成に関する制御と同様のものである。 In other words, the present invention does not control the currently unknown intermetallic compound, but does control the intermetallic compound that is generated in the steel material and is thermally dissolved and the generation behavior is known, Various information can be obtained regarding the specific intermetallic compound. It is a matter of course that preferable control becomes possible after a suitable number of trials are performed on a specific intermetallic compound for which publicly known information is obtained with respect to steel adjusted to a target material by those skilled in the art. Also, the technical point is not special, and it is usually the same as the control related to the transformation of steel, the formation of precipitates such as carbides, nitrides, sulfides, etc. performed by those skilled in the art.
本発明における金属間化合物の制御の考え方は、製造工程の途中において金属間化合物の形成が好ましくない局面においては、その金属間化合物が生成しやすい温度域での保持時間を極力短くするために、例えば加熱速度や冷却速度を制御して形成を抑制し、金属間化合物の形成による粒成長抑制効果（インヒビター効果）が必要な局面で、適当な熱処理を行い金属間化合物を形成させ、さらに、二次再結晶を起こさせるために、金属間化合物の粗大化および固溶（インヒビター効果の消失）を図るものである。金属間化合物の形成・成長・溶解挙動は特殊なものを除き、一般の炭化物、窒化物、硫化物、酸化物等の非金属化合物や変態等の相形成と同様に、十分な高温では溶解し、構成元素の拡散および反応が起きる程度の適当な温度域で形成が進行し、構成元素の拡散が起き難くなる十分な低温では形成が停滞するものである。 In the aspect of controlling the intermetallic compound in the present invention, in the situation where formation of the intermetallic compound is not preferable during the production process, in order to shorten the holding time in the temperature range where the intermetallic compound is easily generated as much as possible, For example, by controlling the heating rate and cooling rate to suppress the formation, and in the situation where the grain growth suppression effect (inhibitor effect) due to the formation of the intermetallic compound is necessary, an appropriate heat treatment is performed to form the intermetallic compound. In order to cause the next recrystallization, the intermetallic compound is coarsened and dissolved (disappearance of the inhibitor effect). Except for special formation, growth and dissolution behavior of intermetallic compounds, it dissolves at a sufficiently high temperature, as in the case of phase formation of nonmetallic compounds such as ordinary carbides, nitrides, sulfides and oxides and transformations. The formation proceeds at an appropriate temperature range where diffusion and reaction of the constituent elements occur, and the formation is stagnant at a sufficiently low temperature at which the diffusion of the constituent elements is difficult to occur.
また、構成元素の拡散および反応が起き形成が進行する温度域においては、通常、高温であれば形成される化合物は粗大であり低温であるほど微細になる。急速加熱または急速冷却を駆使して過飽和状態で金属間化合物の形成を進行させれば平衡状態における以上に化合物の微細化が図られ、さらに、何らかの核形成サイト、粒界や相界面、転位、歪、応力等の影響で形成が促進される場合があることも非金属化合物等と同様である。このような通常知られているメタラジーを使って本発明で必要とする金属間化合物の量、サイズ、密度等の分布状態を制御することは本発明でのみ行われる特別な操作ではなく、通常の当業者が様々な組織制御で行っているものと同様の操作である。 In the temperature range where the diffusion and reaction of the constituent elements occur and the formation proceeds, the compound formed is usually coarser at higher temperatures and becomes finer at lower temperatures. By making use of rapid heating or rapid cooling to advance the formation of intermetallic compounds in a supersaturated state, the compound can be made finer than in the equilibrium state, and further, some nucleation sites, grain boundaries and phase interfaces, dislocations, As with non-metallic compounds, the formation may be accelerated by the influence of strain, stress, and the like. Controlling the distribution state of the amount, size, density, etc. of the intermetallic compound required in the present invention using such normally known metallurgy is not a special operation performed only in the present invention, The operation is similar to that performed by those skilled in the art under various organization controls.
一例として６００〜７００℃の温度域で微細な化合物の形成が促進される金属間化合物Ｘを想定する。通常の熱延工程では仕上げ熱延が終了し８００〜５００℃程度の温度域でコイルとして巻き取られ、この温度域で数分〜数時間程度保持されるが、この温度域で金属間化合物Ｘが多量に形成し硬化してしまうとその後の冷延が困難となる場合がある。この場合には仕上げ熱延後の冷却を強化し十分に低い温度で巻き取り、金属間化合物Ｘの形成を抑制する必要がある。または逆に高めの温度域で巻き取り金属間化合物Ｘを十分に粗大化させ硬化量を小さくしておき、冷間圧延したのち焼鈍工程で再溶解させその後の冷却過程で微細に形成させ硬化させるか、または焼鈍工程の冷却過程では化合物が形成しないように急速冷却し、その後に、６００〜７００℃での適当な熱処理を行うことで金属間化合物Ｘを微細に形成させることもできる。この熱処理工程は二次再結晶焼鈍の加熱中など、熱処理の一部で併用してもよい。 As an example, an intermetallic compound X in which formation of a fine compound is promoted in a temperature range of 600 to 700 ° C. is assumed. In the normal hot rolling process, the finish hot rolling is finished and wound as a coil in a temperature range of about 800 to 500 ° C., and is held for about several minutes to several hours in this temperature range. If a large amount of is formed and cured, subsequent cold rolling may be difficult. In this case, it is necessary to reinforce the cooling after the finish hot rolling and to take up at a sufficiently low temperature to suppress the formation of the intermetallic compound X. Or conversely, the wound intermetallic compound X is sufficiently coarsened in a higher temperature range to reduce the hardening amount, cold-rolled, re-dissolved in the annealing process, and finely formed and cured in the subsequent cooling process. Alternatively, the intermetallic compound X can be finely formed by rapid cooling so that the compound is not formed in the cooling process of the annealing process and then performing an appropriate heat treatment at 600 to 700 ° C. This heat treatment step may be used in combination with part of the heat treatment such as during the heating of the secondary recrystallization annealing.
また、例えば、熱延巻き取り工程で６００〜７００℃での巻き取りが避けられない場合は、金属間化合物を構成する元素の種類、量のみならず、化合物の形成に影響を及ぼす成分を調整して、化合物の形成が促進される温度域を高温側または低温側にずらすことで問題を解決することも可能である。このような調整も等業者にとっては何ら困難なことではなく、通常の鉄鋼材料に関するメタラジーを習得している技術者であれば適当な数回の試行の後に可能となる程度のことである。 In addition, for example, when winding at 600 to 700 ° C. is unavoidable in the hot rolling process, not only the types and amounts of elements constituting the intermetallic compound but also the components that affect the formation of the compound are adjusted. Thus, it is possible to solve the problem by shifting the temperature range in which the formation of the compound is promoted to the high temperature side or the low temperature side. Such adjustment is not difficult for a contractor or the like, and can be performed after an appropriate number of trials by an engineer who has mastered metallurgy regarding ordinary steel materials.
以上のような製造上の要点を理解し適当な工程を経ることで成分、サイズおよび数密度において特徴的な金属間化合物が効率的に形成され、インヒビターとして活用することができる。本発明製造法の特徴は一般に電磁鋼板で行われる二次再結晶において、インヒビターとして金属間化合物を活用することである。具体的には、仕上げ焼鈍工程の少なくとも一時期において、インヒビターとしての金属間化合物の少なくとも一部が溶解し、消失または成長することで、いわゆる粒界のピニング力が弱まることに伴い二次再結晶が進展することにある。インヒビターとしてのピニング力は、粒子径および数密度により評価できるものである。このため本発明法の特徴を、二次再結晶前後における金属間化合物の直径または数密度により記述することが可能である。 By understanding the main points of production as described above and through appropriate processes, a characteristic intermetallic compound in terms of components, size and number density is efficiently formed and can be used as an inhibitor. A feature of the production method of the present invention is that an intermetallic compound is used as an inhibitor in secondary recrystallization generally performed on a magnetic steel sheet. Specifically, at least one part of the intermetallic compound as an inhibitor dissolves and disappears or grows at least at one stage of the final annealing step, so that secondary recrystallization occurs as the so-called grain boundary pinning force weakens. It is in progress. The pinning force as an inhibitor can be evaluated by the particle size and number density. Therefore, the characteristics of the method of the present invention can be described by the diameter or number density of the intermetallic compound before and after the secondary recrystallization.
ただし、インヒビターの直径や数密度に関する本質的な変化は二次再結晶の途中で起きるものであり、二次再結晶の前と後の状態のみで記述することは充分でないことに注意する必要がある。すなわち、例えば、仕上げ焼鈍前に確認できなかったインヒビターが仕上げ焼鈍前半で析出し、仕上げ焼鈍中盤の加熱工程ではインヒビターとしての作用を示し、温度の上昇に伴い再溶解が起き、インヒビターとしての機能を失うことで二次再結晶を発現させる場合、二次再結晶完了後の冷却速度が充分に早ければ、室温までの冷却中に再析出が起きず、仕上げ焼鈍後の鋼板中でもインヒビターとして作用した析出物を確認できないような状況が考えられる。 However, it should be noted that essential changes in the diameter and number density of the inhibitor occur during the secondary recrystallization, and it is not sufficient to describe only the states before and after the secondary recrystallization. is there. That is, for example, an inhibitor that could not be confirmed before the final annealing was precipitated in the first half of the final annealing, showing an action as an inhibitor in the heating step of the final annealing, and re-dissolving with an increase in temperature, and functioning as an inhibitor. When secondary recrystallization is caused by losing, if the cooling rate after completion of secondary recrystallization is sufficiently fast, reprecipitation does not occur during cooling to room temperature, and precipitation that acts as an inhibitor even in the steel sheet after finish annealing There may be situations where things cannot be confirmed.
これと同様に、あたかも、仕上げ焼鈍（二次再結晶）の前後で、金属間化合物の形態がほとんど変化しない場合、つまり二次再結晶焼鈍の前後で粗大な化合物が粗大なまま、または微細な化合物が微細なまま観察される場合でも、二次再結晶中には化合物の顕著な形態の変化が起きており、その形態変化を起因として二次再結晶が発現している状況が考えられる。 Similarly, if the form of the intermetallic compound hardly changes before and after finish annealing (secondary recrystallization), that is, coarse compounds remain coarse or fine before and after secondary recrystallization annealing. Even when the compound is observed in a fine state, a remarkable change in the form of the compound occurs during the secondary recrystallization, and the secondary recrystallization may be caused by the change in the form.
以上のような注意が必要ではあるが、本発明鋼板中に存在する、好ましい二次再結晶を起こすことを可能とする金属間化合物（インヒビター）は、二次再結晶のための熱処理により平均直径が２倍以上、または１／２以下となることはひとつの特徴として記述できる。金属間化合物が粗大化することでインヒビター効果を消失する場合、好ましくは３倍以上、さらに好ましくは３倍以上、さらに好ましくは３倍以上である。また金属間化合物が溶解することでインヒビター効果を消失する場合は、好ましくは１／３以下、さらに好ましくは１／４以下、さらに好ましくは１／５以下で、完全に消失してしまうものでも問題はない。この二次再結晶後の金属間化合物の好ましい平均直径は、０．２０μｍ以上、または０．００５μｍ以下となることが好ましい。さらに好ましくは０．４０μｍ以上、または０．００３μｍ以下、さらに好ましくは１．０μｍ以上、または０．００１μｍ以下である。 Although it is necessary to pay attention to the above, the intermetallic compound (inhibitor) present in the steel sheet of the present invention and capable of causing preferable secondary recrystallization is obtained by subjecting the average diameter to the average diameter by heat treatment for secondary recrystallization. Can be described as one feature. When the inhibitor effect disappears due to coarsening of the intermetallic compound, it is preferably 3 times or more, more preferably 3 times or more, and further preferably 3 times or more. Also, when the inhibitor effect disappears due to dissolution of the intermetallic compound, it is preferably 1/3 or less, more preferably 1/4 or less, and even more preferably 1/5 or less, even if it completely disappears. There is no. The average diameter of the intermetallic compound after the secondary recrystallization is preferably 0.20 μm or more or 0.005 μm or less. More preferably, they are 0.40 micrometer or more or 0.003 micrometer or less, More preferably, they are 1.0 micrometer or more or 0.001 micrometer or less.
同様に本発明で特徴的な金属間化合物は、二次再結晶時の数密度の変化によっても限定可能である。本発明鋼板中に存在する、好ましい二次再結晶を起こすことを可能とする金属間化合物（インヒビター）は、二次再結晶のための熱処理により数密度が１／２以下となることを特徴とする。これは金属間化合物の少なくとも一部が溶解することでインヒビター効果を消失する際の条件を示しており、好ましくは１／３以下、さらに好ましくは１／４以下、さらに好ましくは１／５以下で、完全に消失してしまうものでも問題はない。この二次再結晶後の金属間化合物の好ましい数密度は、２００個／μｍ3以下、さらに好ましくは５０個／μｍ3以下、さらに好ましくは１０個／μｍ3以下である。 Similarly, the intermetallic compound characteristic of the present invention can be limited by a change in number density during secondary recrystallization. The intermetallic compound (inhibitor) that is capable of causing preferred secondary recrystallization present in the steel sheet of the present invention is characterized in that the number density becomes 1/2 or less by heat treatment for secondary recrystallization. To do. This shows the conditions when the inhibitor effect disappears when at least a part of the intermetallic compound is dissolved, preferably 1/3 or less, more preferably 1/4 or less, more preferably 1/5 or less. Even if it disappears completely, there is no problem. The preferable number density of the intermetallic compound after the secondary recrystallization is 200 / μm 3 or less, more preferably 50 / μm 3 or less, and further preferably 10 / μm 3 or less.
次に、本発明で考慮すべき金属間化合物について、一例を以下に示す。鉄鋼材料中に形成することが通常知られている金属間化合物としては、
ＮｉＡｌ、Ｎｉ3Ａｌ、Ｎｉ3（Ａｌ，Ｔｉ）、Ｎｉ2ＴｉＡｌ、Ｎｉ3Ｔｉ、Ｎｉ3Ｍｏ、Ｎｉ4Ｍｏ、Ｎｉ3Ｎｂ、Ｃｏ3Ｗ、Ｆｅ2Ｍｏ、Ｆｅ2Ｔｉ、Ｆｅ2（Ｎｉ、Ｃｏ）
があり、その他一般的に金属間化合物として、
ＮｉＭｎ、Ｎｉ3Ｇｅ、Ｎｉ3Ｇａ、Ｎｉ3Ｓｉ、Ｎｉ40Ｃｒ18Ｍｏ42、Ｃｏ3Ｔｉ、Ｃｏ2Ｔｉ、ＣｏＴｉ、ＣｏＺｒ、Ｃｏ16Ｎｂ6Ｓｉ7、Ｃｏ20Ｍｎ53Ｓｉ27、Ｃｕ3Ｔｉ、Ｃｕ3Ａｕ、ＣｕＺｎ、ＰｔＭｎ、Ｐｔ3Ｍｎ、Ｐｔ3Ｓｎ、Ｐｔ3Ａｌ、Ｐｔ3Ｇａ、Ｐｔ3Ｉｎ、ＦｅＣｏ、Ｆｅ3Ｔｉ、ＦｅＡｌ、Ｆｅ3Ａｌ、Ｆｅ3（Ａｌ，Ｓｉ）、ＦｅＣｒ、Ｆｅ3Ｚｒ、Ｆｅ3Ｇａ、Ｆｅ3Ｇｅ、（Ｆｅ，Ｃｏ）3Ｖ、（Ｆｅ、Ｎｉ）3Ｖ、Ｆｅ14Ｎｄ2Ｂ、Ｆｅ36Ｃｒ12Ｍｏ10、Ｆｅ7Ｗ6、Ｆｅ3Ｓｉ、Ｆｅ5Ｓｉ13、ＦｅＳｉ、ＦｅＳｉ12、ＴｉＡｌ、Ｔｉ（Ｎｉ，Ｃｕ）2、Ｔｉ3Ｓｎ、Ａｇ2ＭｇＺｎ、Ｐｄ3Ｍｎ、Ｉｒ3Ｃｒ、Ｉｒ3Ｔｉ、Ｒｈ3Ｔｉ、Ｒｈ3Ｖ、Ｒｈ3Ｎｂ、ＭｏＳｉ2、ＷＳｉ2、Ｍｇ3Ｃｄ、Ｍｎ3Ｓｎ、ＶＳｉ2、ＴａＳｉ2、Ｚｒ3Ｉｎ、Ｚｒ3Ａｌ、（Ｎｂ，Ｍｏ）Ｓｉ2、（Ｎｂ，Ｗ）Ｓｉ2、ＮｂＳｉ2、ＭｎＢｉ、Ｆｅ2Ｔｂ、Ｆｅ2Ｔｍ、Ｆｅ2Ｓｍ、ＳｍＣｏ5、Ｓｍ2Ｃｏ17、
等も知られており、これらを適当な状態で鋼板中に形成させることができる。
Next, an example is shown below about the intermetallic compound which should be considered by this invention. As intermetallic compounds that are usually known to form in steel materials,
NiAl, Ni 3 Al, Ni 3 (Al, Ti), Ni 2 TiAl, Ni 3 Ti, Ni 3 Mo, Ni 4 Mo, Ni 3 Nb, Co 3 W, Fe 2 Mo, Fe 2 Ti, Fe 2 (Ni , Co)
In addition, generally as an intermetallic compound,
NiMn, Ni 3 Ge, Ni 3 Ga, Ni 3 Si, Ni 40 Cr 18 Mo 42, Co 3 Ti, Co 2 Ti, CoTi, CoZr, Co 16 Nb 6 Si 7, Co 20 Mn 53 Si 27, Cu 3 Ti , Cu 3 Au, CuZn, PtMn, Pt 3 Mn, Pt 3 Sn, Pt 3 Al, Pt 3 Ga, Pt 3 In, FeCo, Fe 3 Ti, FeAl, Fe 3 Al, Fe 3 (Al, Si), FeCr Fe 3 Zr, Fe 3 Ga, Fe 3 Ge, (Fe, Co) 3 V, (Fe, Ni) 3 V, Fe 14 Nd 2 B, Fe 36 Cr 12 Mo 10 , Fe 7 W 6 , Fe 3 Si , Fe 5 Si 13, FeSi, FeSi 12, TiAl, Ti (Ni, Cu) 2, Ti 3 Sn, Ag 2 MgZn, Pd 3 Mn, Ir 3 Cr, Ir 3 Ti, Rh 3 Ti, Rh 3 V, Rh 3 Nb, MoSi 2 , WSi 2 , Mg 3 Cd, Mn 3 Sn, VSi 2, TaSi 2, Zr 3 In, Zr 3 Al, (Nb, Mo) Si 2, (Nb, W) Si 2, NbSi 2, MnBi, Fe 2 Tb, Fe 2 Tm, Fe 2 Sm, SmCo 5 , Sm 2 Co 17 ,
Etc. are also known, and these can be formed in a steel sheet in an appropriate state .
本発明で形成される金属間化合物は電子顕微鏡などの回折パターンや付設されたＸ線分析機器などで同定が可能である。もちろん化学分析などこれ以外の方法によっても同定が可能なものである。もちろん観察方法は限定されるものでなく、今後開発が進展するあらゆる装置で妥当と判断できる方法で同定されればよい。 The intermetallic compound formed in the present invention can be identified by a diffraction pattern such as an electron microscope or an attached X-ray analysis instrument. Of course, identification is possible by other methods such as chemical analysis. Of course, the observation method is not limited, and it may be identified by a method that can be determined to be appropriate for any device that will be developed in the future.
重要なことは、あまりに微細であると、現状の最高精度の分析機器をもってしても金属間化合物サイズおよび金属間化合物の量を定量化が困難になるが、機械的特性や硬度などによりその存在は間接的に説明できるものである。またこれほど微細になると存在そのものの定量・定性的な存在は確定されておらず、原子が数個まとまっただけのクラスター的なものであるとか、通常知られていない何らかの原子も偏析・混在するものであるとか、金属間化合物と記述されるものかどうかという議論も出てくる面は否めないが、本発明は本発明で金属間化合物と記述してはいるもののその形態や種類で限定されるものではないことは言うまでもない。存在している異相が特定できない場合でも、成分や熱処理条件等を内挿または外挿、さらにはさまざまな知見から存在している異相が金属間化合物またはその前駆体であると妥当な説明ができる場合には、本発明に含まれるものとする。本発明はこのような金属間化合物を相当量含有し、かつ本発明で記述されるように、熱処理に伴うその異相の形態変化により明らかに二次再結晶が発現する電磁鋼板に限定されるものである。 The important thing is that it is difficult to quantify the size of intermetallic compound and the amount of intermetallic compound even with the current highest precision analytical instrument if it is too fine, but its existence depends on mechanical properties and hardness. Can be explained indirectly. In addition, when it becomes so fine, the quantitative / qualitative existence of the existence itself is not confirmed, it is a cluster like a few atoms, or some atoms that are not known are segregated and mixed. Although it is undeniable that there are discussions about whether or not it is described as an intermetallic compound, the present invention is limited to its form and type although it is described as an intermetallic compound in the present invention. Needless to say, it is not something. Even when the existing heterogeneous phase cannot be identified, it is possible to reasonably explain that the existing heterogeneous phase is an intermetallic compound or its precursor based on interpolation or extrapolation of components and heat treatment conditions. In that case, it shall be included in the present invention. The present invention is limited to electrical steel sheets that contain a considerable amount of such intermetallic compounds and that, as described in the present invention, secondary recrystallization is apparently manifested by changes in the shape of the different phases accompanying heat treatment. It is.
なお、本発明の効果は通常電磁鋼板の表面に形成されている表面皮膜の有無および種類によらず、さらに製造工程にはよらないため、無方向性または方向性、二方向性の電磁鋼板に適用できる。 The effect of the present invention is not dependent on the presence or type of the surface coating usually formed on the surface of the electrical steel sheet, and further does not depend on the manufacturing process. Applicable.
用途も特に限定されるものではなく、変圧器としてのトランス、家電または自動車等で用いられるモーターのローター用途の他、磁気特性が求められる全ての用途に適用される。 The use is not particularly limited, and the present invention is applicable to all uses where magnetic properties are required in addition to a transformer used as a transformer, a rotor of a motor used in home appliances, automobiles, and the like.
表１に成分を示す鋼スラブを表２に示す製造工程で電磁鋼板を製造した。このうちＮｏ．３、４、５については、再結晶焼鈍工程の一部または全部を湿潤水素雰囲気とすることで脱炭を行った。得られた鋼板の鉄損と磁束密度は５５ｍｍ角のＳＳＴ試験により測定した。磁気特性はコイルの圧延方向について測定した。 Magnetic steel sheets were produced in the production steps shown in Table 2 using steel slabs having components shown in Table 1. Of these, No. For 3, 4, and 5, decarburization was performed by setting a part or all of the recrystallization annealing step to a wet hydrogen atmosphere. The iron loss and magnetic flux density of the obtained steel sheet were measured by a 55 mm square SST test. Magnetic properties were measured in the coil rolling direction.
表３に示された結果から明らかなように、本発明の条件にて製造した電磁鋼板、Ｎｏ．１ａ、１ｂ、２、３は、圧延方向の磁気特性が優れており、方向性電磁鋼板として好ましい特性を有している。また従来の方向性電磁鋼板のような数十時間もの仕上げ焼鈍を必要としないため、生産性が良好である。 As is apparent from the results shown in Table 3, the electrical steel sheet manufactured under the conditions of the present invention, No. 1a, 1b, 2, and 3 have excellent magnetic properties in the rolling direction, and have preferable properties as grain-oriented electrical steel sheets. Further, productivity is good because it does not require tens of hours of finish annealing unlike conventional grain-oriented electrical steel sheets.
表４に成分を示す鋼スラブを表５に示す製造工程で電磁鋼板を製造した。このうちＮｏ．８については、再結晶焼鈍工程の一部または全部を湿潤水素雰囲気とすることで脱炭を行った。鉄損と磁束密度は５５ｍｍ角のＳＳＴ試験により測定した。磁気特性はコイルの圧延方向、幅方向について測定し、
Ｘ＝（Ｘ0＋Ｘ90）／２
△Ｘ＝｜Ｘ0−Ｘ90｜
Ｘ0：コイル圧延方向の特性
Ｘ90：コイル幅方向の特性
により平均特性Ｘおよび異方性△Ｘを求めた。
Magnetic steel sheets were manufactured in the manufacturing steps shown in Table 5 using steel slabs having components shown in Table 4. Of these, No. For No. 8, decarburization was performed by setting part or all of the recrystallization annealing step to a wet hydrogen atmosphere. The iron loss and magnetic flux density were measured by a 55 mm square SST test. Magnetic properties were measured in the coil rolling direction and width direction,
X = (X 0 + X 90 ) / 2
ΔX = | X 0 −X 90 |
X 0 : Characteristics in the coil rolling direction
X 90 : Average characteristic X and anisotropy ΔX were determined from the characteristics in the coil width direction.
表６に示された結果から明らかなように、本発明の条件にて製造した電磁鋼板、Ｎｏ．６、７ａ、７ｂ、８は、コイル圧延方向および幅方向ともに磁気特性が優れており、いわゆる二方向性電磁鋼板として好ましい特性を有している。また従来の方向性電磁鋼板のような数十時間もの仕上げ焼鈍を必要としないため、生産性が良好である。 As is apparent from the results shown in Table 6, the electrical steel sheet manufactured under the conditions of the present invention, No. 6, 7a, 7b, and 8 have excellent magnetic characteristics in both the coil rolling direction and the width direction, and have preferable characteristics as a so-called bi-directional electrical steel sheet. Further, productivity is good because it does not require tens of hours of finish annealing unlike conventional grain-oriented electrical steel sheets.
表７に成分を示す鋼スラブを表８に示す製造工程で電磁鋼板を製造した。このうちＮｏ．１３ａ、１３ｂについては、再結晶焼鈍工程の一部または全部を湿潤水素雰囲気とすることで脱炭を行った。鉄損と磁束密度は５５ｍｍ角のＳＳＴ試験により測定した。磁気特性はコイルの圧延方向、幅方向、および圧延方向から４５°方向について測定し、
Ｘ＝（Ｘ0＋Ｘ90＋２×Ｘ45）／４
△Ｘ＝｜Ｘ0＋Ｘ90−２×Ｘ45｜／２
Ｘ0：コイル圧延方向の特性
Ｘ90：コイル幅方向の特性
Ｘ45：コイル圧延方向から45°方向の特性
により板面内平均値Ｘおよび板面内異方性△Ｘを求めた。
Magnetic steel sheets were produced in the production steps shown in Table 8 using steel slabs having components shown in Table 7. Of these, No. For 13a and 13b, decarburization was performed by setting a part or all of the recrystallization annealing step to a wet hydrogen atmosphere. The iron loss and magnetic flux density were measured by a 55 mm square SST test. The magnetic properties were measured in the coil rolling direction, width direction, and 45 ° direction from the rolling direction,
X = (X 0 + X 90 + 2 × X 45 ) / 4
ΔX = | X 0 + X 90 −2 × X 45 | / 2
X 0 : Characteristics in the coil rolling direction
X90 : Characteristics in the coil width direction
X 45 : The plate surface average value X and the plate surface anisotropy ΔX were determined from the characteristics in the direction of 45 ° from the coil rolling direction.
表９に示された結果から明らかなように、本発明の条件にて製造した電磁鋼板、Ｎｏ．１１、１２ａ、１２ｂ、１３ａ、１３ｂは、面内の全方向の磁気特性が優れており、いわゆる無方向性電磁鋼板として好ましい特性を有している。 As is apparent from the results shown in Table 9, electrical steel sheets manufactured under the conditions of the present invention, No. 11, 12a, 12b, 13a, and 13b have excellent in-plane magnetic characteristics in all directions, and have preferable characteristics as a so-called non-oriented electrical steel sheet.
Claims (16)
熱間圧延工程においてスラブ加熱温度を１１００〜１２５０℃、熱延仕上げ後３００℃までの平均冷却速度を２０℃／秒以上とし、仕上げ焼鈍工程において８００℃以上の温度域で２０秒以上保持し、その後３００℃までの平均冷却速度を２０℃／秒以上、または１℃／秒以下として冷却することを特徴とする電磁鋼板の製造方法。 In mass%, C: 0.025% or less, Si: 0.2-7.0%, Mn: 0.05-5.0%, P: 0.30% or less, S: 0.040% or less, al: 0.02~8.0%, N: 0.004 0% or less, and as an intermetallic compound forming elements, Ni, Mo, Ti, C o, W, S m, 1 or more kinds of Nd Steel slab containing 0.1 to 10.0% of each element and the balance Fe: 70% or more and inevitable impurities, after hot rolling, once or two or more cold rolling sandwiching intermediate annealing , And then finish annealing, and in the case of C: more than 0.005%, it is a method for producing an electrical steel sheet comprising a series of steps of performing decarburization annealing before finish annealing,
In the hot rolling process, the slab heating temperature is 1100 to 1250 ° C., the average cooling rate to 300 ° C. after hot rolling finish is 20 ° C./second or more, and in the finish annealing process, the temperature is kept at a temperature range of 800 ° C. or more for 20 seconds or more. Thereafter, cooling is performed at an average cooling rate up to 300 ° C. at 20 ° C./second or more, or 1 ° C./second or less.
熱間圧延工程においてスラブ加熱温度を１１００〜１２５０℃、熱延仕上げ後３００℃までの平均冷却速度を２０℃／秒以上とし、仕上げ焼鈍工程において８００℃以上の温度域で２０秒以上保持し、その後３００℃までの平均冷却速度を２０℃／秒以上、または１℃／秒以下として冷却することを特徴とする電磁鋼板の製造方法。 % By mass, C : 0 . 025% or less, Si: 0.2-7.0%, Mn: 0.05-5.0%, P: 0.30% or less, S: 0.040% or less, Al: 0.02-8. 0%, N: 0 . 004 0 % or less, and as an intermetallic compound-forming element, one or more of Ni, Mo, Ti , Co, W , Sm, and Nd are contained in an amount of 0.1 to 10.0% for each element, Remaining Fe: 70% or more and steel slab composed of inevitable impurities, after hot rolling, hot-rolled sheet annealing, then subjected to one or two or more cold rolling sandwiching intermediate annealing, and then recrystallization Manufacture of electrical steel sheet consisting of a series of steps in which annealing is performed and then annealing separator is applied, followed by finish annealing, and in the case of C: more than 0.005%, decarburization annealing is performed before finish annealing. A method,
In the hot rolling process, the slab heating temperature is 1100 to 1250 ° C., the average cooling rate to 300 ° C. after hot rolling finish is 20 ° C./second or more, and in the finish annealing process, the temperature is kept at a temperature range of 800 ° C. or more for 20 seconds or more. Thereafter, cooling is performed at an average cooling rate up to 300 ° C. at 20 ° C./second or more, or 1 ° C./second or less.
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