JP5668893B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
1.質量%で、Si:3.0%以上4.0%以下、C:0.020%以上0.10%以下、Ni:0.005%以上1.50%以下、Mn:0.005%以上0.3%以下、酸可溶性Al:0.01%以上0.05%以下およびN:0.002%以上0.012%以下を含有し、さらにSおよびSeのうちから選んだ1種または2種を合計で0.05%以下含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、1300℃以上にスラブ加熱後、熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍を施すかまたは施さず、1回もしくは中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延を施すことによって最終板厚とした後、一次再結晶焼鈍を施して、さらに二次再結晶焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法であって、
上記熱間圧延の粗圧延工程において、下記(1)式から算出したα単相相出温度をTαとするとき、1パス目を(Tα−100)℃以上の温度で、圧下率が30%以上の粗圧延を行い、
さらに、該熱間圧延の仕上げ圧延工程において、下記(2)式から算出した最大γ相分率温度をTγmaxとするとき、少なくとも1パスを(Tγmax±50)℃の温度域で、圧下率が40%以上の仕上げ圧延を行う方向性電磁鋼板の製造方法。
記
Tα[℃]=1383.98−73.29[%Si]+2426.33[%C]+271.68[%Ni] ・・・・(1)
Tγmax[℃]=1276.47−59.24[%Si]+919.22[%C]+149.03[%Ni] ・・・・(2)
ただし、[%A]はA元素の鋼中含有量(質量%)を示す。
Si:3.0%以上4.0%以下
Siは、鋼の電気抵抗を増大させ、鉄損の一部を構成する渦電流損を低減するのに極めて有効な元素である。鋼板に、Siを添加していった場合、含有量が11%までは、電気抵抗が単調に増加するものの、含有量が4.0%を超えたところで、加工性が著しく低下する。一方、含有量が3.0%未満では、電気抵抗が小さくなり過ぎて良好な鉄損特性を得ることができない。そのため、Siは3.0%以上4.0%以下の範囲とした。
Cは、熱延および熱延板焼鈍の均熱時にオーステナイト−フェライト変態を利用することで、熱延組織の改善を図るために必要な元素であるが、C含有量が0.10%を超えると、脱炭処理の負荷が増大するばかりでなく、脱炭自体が不完全となり、製品板において磁気時効を起こす原因ともなる。一方、C含有量が0.020%に満たないと、熱延組織の改善効果が小さく、所望の一次再結晶集合組織を得ることが困難となる。そのため、Cは0.020%以上0.10%以下の範囲とした。
Niは、オーステナイト生成元素であるため、オーステナイト変態を利用することで熱延板組織を改善し、磁気特性を向上させるために有用な元素である。しかしながら、含有量が0.005%未満では、磁気特性の向上効果が小さく、一方、含有量が1.50%超では、加工性が低下するため通板性が悪くなるほか、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0.005〜1.50%の範囲とした。
Mnは、二次再結晶焼鈍の昇温過程において、MnSおよびMnSeが正常粒成長を抑制する上でのインヒビターの働きをするため、方向性電磁鋼板においては重要な元素である。ここで、Mn含有量が0.005%に満たないと、インヒビターの絶対量が不足するために、正常粒成長の抑制力不足となる。一方、Mn含有量が0.3%を超えると、熱間圧延前のスラブを加熱する過程で、Mnを完全固溶させるために高温のスラブ加熱が必要となるだけでなく、インヒビターが粗大析出してしまうために、正常粒成長の抑制力が不足する。そのため、Mnは0.005%以上0.3%以下の範囲とした。
酸可溶性Alは、二次再結晶焼鈍の昇温過程において、AlNが正常粒成長を抑制する上でのインヒビターの働きをするため、方向性電磁鋼板においては重要な元素である。ここで、酸可溶性Alの含有量が0.01%に満たないと、インヒビターの絶対量が不足するために、正常粒成長の抑制力不足となる。一方、酸可溶性Alの含有量が0.05%を超えるとAlNが粗大析出してしまうために、やはり正常粒成長の抑制力が不足する。そのため、酸可溶性Alは0.01%以上0.05%以下の範囲とした。
Nは、Alと結合してインヒビターを形成するが、含有量が0.002%未満では、インヒビターの絶対量が不足し、正常粒成長の抑制力不足となる。一方、含有量が0.012%を超えると、冷間圧延時にブリスターと呼ばれる空孔を生じ、鋼板の外観が劣化する。そのため、Nは0.002%以上0.012%以下の範囲とした。
SおよびSeは、Mnと結合してインヒビターを形成するが、含有量が0.05%を超えると、二次再結晶焼鈍において、脱S、脱Seが不完全となるため、鉄損劣化を引き起こす。そのため、SおよびSeのうちから選んだ1種または2種を、合計量で0.05%以下とした。なお、これらの元素は、その下限に特に制限はないが、その添加効果を発揮するためには0.01%程度以上含有させることが好ましい。
Sn:0.005%以上0.50%以下、Sb:0.005%以上0.50%以下、Cu:0.005%以上1.5%以下およびP:0.005%以上0.50%以下
Sn、Sb、CuおよびPは、磁気特性向上に有用な元素であるものの、それぞれの含有量が上記範囲の下限値に満たないと、磁気特性の改善効果が乏しく、一方、それぞれの含有量が上記範囲の上限値を超えると、二次再結晶が不安定になり磁気特性が劣化する。従って、Sn:0.005%以上0.50%以下、Sb:0.005%以上0.50%以下、Cu:0.005%以上1.5%以下およびP:0.005%以上0.50%以下の範囲でそれぞれ含有することができる。
ここで、本発明の大きな特徴は、上記熱間圧延の粗圧延工程(本発明において、単に粗熱延ともいう)および仕上げ圧延工程(本発明において、仕上げ熱延ともいう)において、Si、C、Ni添加量から求めたα単相相出温度をTαとしたとき、および最大γ相分率温度をTγmaxとしたとき、粗熱延の1パス目については、表面温度を、(Tα−100)℃以上として高圧下圧延を施し、かつ仕上げ熱延の工程中、少なくとも1パスについては、表面温度を、(Tγmax±50)℃の温度域として高圧下圧延することである。
その後、試験温度とγ相分率の実測結果の関係をプロットし、当該プロットを曲線近似することでγ相分率の極大値を求めて、極大値をとる温度をTγmaxとした。
Tα[℃]=1383.98−73.29[%Si]+2426.33[%C]+271.68[%Ni] ・・・・(1)
Tγmax[℃]=1276.47−59.24[%Si]+919.22[%C]+149.03[%Ni] ・・・・(2)
ただし、[%A]はA元素の鋼中含有量(質量%)を示す。
一方、仕上げ熱延の圧下率の上限は、噛み込み角の観点から、80%程度が好ましい。さらに、仕上げ熱延は、総パスが4〜7パス程度で行うが、発明者らのさらなる検討の結果、2パス目以降であっても、(Tγmax±50)℃の温度域で圧下率≧40%の仕上げ熱延とすれば、いずれのタイミングのパスでも本発明の効果が得られることが分かった。従って、本発明では、仕上げ熱延工程において、少なくとも1パスを(Tγmax±50)℃の温度域で、圧下率が40%以上の仕上げ圧延とすれば良い。
従って、熱延板焼鈍の均熱時間は2s以上300s以下とすることが好ましい。
従って、最終冷間圧延前の中間焼鈍の均熱温度は、800℃以上1200℃以下とすることが好ましい。
従って、最終冷間圧延前の中間焼鈍の均熱時間は、2s以上300s以下とすることが好ましい。
従って、最終冷間圧延前の中間焼鈍後の冷却過程における800〜400℃区間での冷却速度は、10℃/s以上200℃/s以下とすることが好ましい。
ここに、一次再結晶焼鈍における均熱温度が700℃未満では、未再結晶部が残存し、所望の組織を得ることができないおそれがある。一方、均熱温度が1000℃超では、ゴス方位粒の二次再結晶が起こってしまう可能性がある。
従って、一次再結晶焼鈍は700℃以上1000℃以下とすることが好ましい。
これらの焼鈍が困難な場合は、別途、脱炭焼鈍工程を設けても良い。
しかしながら、高い磁束密度を有するということは、二次再結晶過程において、ゴス方位近傍の方位のみが優先成長したことを示している。すなわち、ゴス方位近傍になるほど、二次再結晶粒の成長速度は増大することが知られていることから、高磁束密度化するということは、潜在的に二次再結晶粒径が粗大化することを示していて、ヒステリシス損低減の観点からは有利であるが、渦電流損低減の観点からは不利となることがある。このような鉄損低減という最終目標に対しての相反する事象を有利に解決するために、本発明では、磁区細分化処理を施すことができる。
表2に示す鋼組成スラブを、1420℃の温度で加熱した後、1280℃で粗熱延1パス目を圧下率40%で行い、1180℃で仕上げ熱延1パス目を圧下率50%で行い、板厚:2.6mmまで熱間圧延した。その後、1050℃で40sの熱延板焼鈍を施した。その後、板厚:1.6mmまで冷間圧延を行い、1080℃で80sの中間焼鈍を施した後、板厚:0.23mmまで冷間圧延し、820℃で120sの脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施した。その後、鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、1150℃で50hの純化を兼ねた二次再結晶焼鈍を行った。
表2に、以下の(1)、(2)式から算出したTα、Tγmax、および仕上げ焼鈍板磁気測定の結果を併記する。
Tα[℃]=1383.98−73.29[%Si]+2426.33[%C]+271.68[%Ni] ・・・・(1)
Tγmax[℃]=1276.47−59.24[%Si]+919.22[%C]+149.03[%Ni] ・・・・(2)
ただし、[%A]はA元素の鋼中含有量(質量%)を示す。
表3に示す鋼組成スラブを、1420℃の温度で加熱した後、1280℃で粗熱延1パス目を圧下率40%で行い、1180℃で仕上げ熱延1パス目を圧下率50%で行い、板厚:2.6mmまで熱間圧延した。その後、1050℃で40sの熱延板焼鈍を施した。その後、板厚:1.8mmまで冷間圧延を行い、1080℃で80sの中間焼鈍を施した後、板厚:0.27mmまで冷間圧延し、820℃で120sの脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施した。その後、鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、1150℃で50hの純化を兼ねた二次再結晶焼鈍を行った。
表3に上記(1)、(2)式から算出したTα、Tγmax、および仕上げ焼鈍板磁気測定の結果を併記する。
上述した実施例1および2は、一次再結晶焼鈍における500℃〜700℃間の昇温速度を20℃/sで行った結果である。そこで、実施例1のNo.2(発明例)の条件で板厚:0.23mmの厚みまで冷間圧延したサンプルを用いて、一次再結晶焼鈍における500℃〜700℃間の昇温速度を、表4に示す値として、さらに磁区細分化処理手法を変える試験を行った。
表4に、磁気特性の測定結果を併記する。
実施例1、2および3は、仕上げ熱延の1パス目に、(Tγmax±50)℃の温度域で、ひずみ速度:8.0s−1として実験を行った結果である。そこで、実施例1のNo.3(発明例)の素材について、仕上げ熱延のいずれかの1パスのひずみ速度のみを変更する実験を行った。
表5に示すような圧下率および圧延速度を用い、少なくとも1パスの仕上げ熱延を(Tγmax±50)℃内に相当する1150℃において行うことで、ひずみ速度を調整し、その後2.0mmまで熱間圧延した。ついで、1100℃、60sの熱延板焼鈍を施した。さらに、0.23mmまで冷間圧延して、820℃、120sの脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施した。その後、鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して、1150℃、50hの純化を兼ねた二次再結晶焼鈍を行った。表5に仕上げ焼鈍板磁気測定の結果を併記する。
Claims (7)
- 質量%で、Si:3.0%以上4.0%以下、C:0.020%以上0.10%以下、Ni:0.005%以上1.50%以下、Mn:0.005%以上0.3%以下、酸可溶性Al:0.01%以上0.05%以下およびN:0.002%以上0.012%以下を含有し、さらにSおよびSeのうちから選んだ1種または2種を合計で0.05%以下含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、1300℃以上にスラブ加熱後、熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍を施すかまたは施さず、1回もしくは中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延を施すことによって最終板厚とした後、一次再結晶焼鈍を施して、さらに二次再結晶焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法であって、
上記熱間圧延の粗圧延工程において、下記(1)式から算出したα単相相出温度をTαとするとき、1パス目を(Tα−100)℃以上の温度で、圧下率が30%以上の粗圧延を行い、
さらに、該熱間圧延の仕上げ圧延工程において、下記(2)式から算出した最大γ相分率温度をTγmaxとするとき、少なくとも1パスを(Tγmax±50)℃の温度域で、圧下率が40%以上の仕上げ圧延を行う方向性電磁鋼板の製造方法。
記
Tα[℃]=1383.98−73.29[%Si]+2426.33[%C]+271.68[%Ni] ・・・・(1)
Tγmax[℃]=1276.47−59.24[%Si]+919.22[%C]+149.03[%Ni] ・・・・(2)
ただし、[%A]はA元素の鋼中含有量(質量%)を示す。 - 前記鋼スラブが、質量%でさらに、Sn:0.005%以上0.50%以下、Sb:0.005%以上0.50%以下、Cu:0.005%以上1.5%以下およびP:0.005%以上0.50%以下のうちから選んだ1種または2種以上を含有する請求項1に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記一次再結晶焼鈍における500℃〜700℃間の昇温速度を50℃/s以上とする請求項1または2に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記冷間圧延後のいずれかの段階において、鋼板に対し磁区細分化処理を施す請求項1〜3のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記二次再結晶後の鋼板に、電子ビーム照射による磁区細分化処理を施す請求項1〜3のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記二次再結晶後の鋼板に、連続レーザー照射による磁区細分化処理を施す請求項1〜3のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- (Tγmax±50)℃の温度域において、少なくとも1パスのひずみ速度が6.0s-1以上の仕上げ熱延を施す請求項1〜6のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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