JP5712652B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
Cは、熱延および熱延板焼鈍の均熱時におけるγ−α変態を利用して、熱延板組織の改善を図るのに必要な元素である。しかし、0.005mass%未満では、熱延板組織の改善効果が小さく、{111}<112>と{110}<001>のバランスがとれた一次再結晶集合組織を得ることが難しくなる。一方、0.15mass%を超えると、脱炭焼鈍での負荷が増大して脱炭が不完全となり、製品板において磁気時効を起こす原因となる。よって、Cは0.005〜0.15mass%の範囲とする。好ましくは、0.02〜0.10mass%の範囲である。
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有効な元素であり、上記効果を得るため、本発明では、2.5mass%以上添加する。また、Siが2.5mass%未満では、α−γ変態の存在によって、最終仕上焼鈍における二次再結晶が阻害されて、磁気特性が低下するという問題もある。一方、Si添加による上記鉄損低減効果は、11mass%まで得られるが、7.0mass%を超えて添加すると、加工性が著しく低下し、製造することが難しくなる。よって、Siは2.5〜7.0mass%の範囲とする。好ましくは、3.0〜6.5mass%の範囲である。
Mnは、二次再結晶焼鈍での昇温過程において、正常粒成長を抑制するインヒビターの働きをするMnSおよびMnSeを形成する、本発明においては重要な元素である。しかし、Mn含有量が0.005mass%未満では、必要なインヒビターの絶対量が不足するため、十分な抑制力が得られない。一方、0.3mass%を超える添加は、インヒビターを完全固溶させるための熱延前のスラブ加熱温度を高温にする必要があったり、インヒビターが粗大析出して抑制力が不十分となったりする。よって、Mnは0.005〜0.3mass%の範囲とする。好ましくは、0.02〜0.1mass%の範囲である。
Alは、二次再結晶焼鈍での昇温過程において、正常粒成長を抑制するインヒビターの働きをするAlNを構成する、本発明においては重要な元素である。しかし、Alの含有量がsol.Al(酸可溶性Al)で0.01mass%未満では、インヒビターの絶対量が不足し、抑制力が不十分となる。一方、0.05mass%を超えると、AlNが粗大析出し、やはり抑制力が不十分となる。よって、sol.Alは0.01〜0.05mass%の範囲とする。好ましくは、0.015〜0.04mass%の範囲である。
Nは、Alと結合してインヒビターを形成する元素である。しかし、含有量が0.002mass%未満では、インヒビターの絶対量が不足するため、抑制力が不十分となる。一方、0.012mass%を超えると、冷間圧延時にブリスターと呼ばれる空孔欠陥を生じるようになる。よって、Nは0.002〜0.012mass%の範囲とする。好ましくは、0.006〜0.010mass%の範囲である。
SおよびSeは、Mnと結合してインヒビターを形成するのに必要な元素であり、十分なインヒビター量を確保するため、合計で0.005mass%以上添加する。しかし、合計含有量が0.05mass%を超えると、仕上焼鈍(純化焼鈍)における脱S、脱Seが不完全となり、鉄損特性の低下を引き起こす。よって、本発明では、SおよびSeは、合計で0.05mass%以下添加する。好ましくは、0.010〜0.035mass%の範囲である。
Ni:0.005〜1.5mass%
Niは、オーステナイト生成元素であるため、γ−α変態を利用して熱延板組織を改善し、磁気特性を向上するのに有効な元素である。しかし、含有量が0.005mass%未満では、上記磁気特性の改善効果が小さく、一方、1.5mass%を超えると、加工性が低下して製造性が悪化したり、二次再結晶が不安定となって磁気特性が低下したりする。よって、Niを添加する場合は、0.005〜1.5mass%の範囲とするのが好ましい。
Sn,Sb,Mo,Cu,CrおよびPは、磁気特性の向上に有用な元素である。しかし、いずれの元素も、含有量が上記下限値未満であると、磁気特性改善効果が小さく、一方、含有量が上記上限値を超えると、二次再結晶が不安定になって磁気特性が低下するようになる。よって、Sn,Sb,Mo,Cu,CrおよびPは、Sn:0.005〜0.50mass%、Sb:0.005〜0.50mass%、Mo:0.005〜0.1mass%、Cu:0.005〜1.5mass%、Cr:0.03〜1.50mass%およびP:0.005〜0.50mass%の範囲で添加することができる。
本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、まず、上記成分組成を有する鋼素材(スラブ)を製造し、その後、その鋼素材を、再加熱し、熱間圧延して熱延板とする。
上記スラブ加熱および熱間圧延は、常法で行えばよいが、熱間圧延後のコイルの巻取温度は760〜450℃の温度範囲とし、鋼板表面にFe3O4を主体とする酸化皮膜を生成させる必要がある。そのためには、上記温度範囲でコイルに巻取り後、酸素濃度10vol%以上の雰囲気で少なくとも5hrはコイル状態のまま保持することが好ましい。
熱延板焼鈍温度から200〜350℃の間の急冷停止温度Xまでの冷却速度が10℃/s未満では、カーバイドがオストワルド成長して粗大化するため、中間焼鈍板やその後の一次再結晶板の集合組織を改善する効果が弱まる結果、二次再結晶後の磁気特性が低下する。一方、上記範囲の平均冷却速度が100℃/sを超えると、固溶C量が増加して、極微細なカーバイドの均一分散析出が不可能となったり、硬質のマルテンサイト相が生成したりするため、中間焼鈍板やその後の一次再結晶板の集合組織の改善効果が弱まって、やはり、磁気特性の低下を引き起こすからである。
C:0.05mass%、Si:3.2mass%、Mn:0.1mass%、sol.Al:0.02mass%、N:0.007mass%、S:0.0030mass%およびSe:0.03mass%を含有するスラブを、1400℃に加熱した後、熱間圧延して板厚2.2mmの熱延板とし、650℃でコイルに巻き取った後、酸素濃度20vol%の雰囲気中で20hr放置し、その後、1025℃×40sの焼鈍後、800℃から平均冷却速度50℃/sで室温〜500℃の間の種々の急冷停止温度まで急冷し、その急冷停止温度から3℃/sで20〜400sの間の種々の時間徐冷する熱延板焼鈍を施した。次いで、一次冷間圧延して中間板厚1.5mmの冷延板とし、1000℃×80sの中間焼鈍を施し、さらに、二次冷間圧延して板厚0.23mmの冷延板とし、その後、800℃×120sの脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施した後、鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1150℃×50hrの純化を兼ねた二次再結晶焼鈍を施して方向性電磁鋼板とした。
一般に、熱延焼鈍板は、中間焼鈍板と比較して、転位密度が高いため、カーバイドの核生成も転位上で頻繁に起こる。したがって、熱延板焼鈍での冷却過程において、上記のように比較的低温で徐冷を行うことで、微細カーバイドの均一析出が促進され、その結果、その後の中間焼鈍板の集合組織、さらには一次再結晶板の集合組織が改善されて、二次再結晶後の磁気特性が改善させるものと考えられる。なお、徐冷時間が40s未満では、均一微細なカーバイドの析出が十分ではなく、一方、200sを超えるとカーバイトが粗大化し、却って鉄損特性が低下するようになる。
また、中間焼鈍における冷却において、800〜400℃の区間での冷却速度を10℃/s未満とすると、カーバイドの粗大化が進行し、一次再結晶板の集合組織を改善する効果が弱まるため、磁気特性が低下する。一方、上記区間での冷却速度を200℃/sより大きくすると、硬質のマルテンサイト相率が増加し、一次再結晶焼鈍後の鋼板を、一次再結晶粒が整粒で、集合組織的に優れた組織とすることができず、やはり、磁気特性の低下を引き起こす。
次いで、上記熱延焼鈍板を一次冷間圧延して中間板厚1.5mmの冷延板とし、1000℃×80sの中間焼鈍を施した後、二次冷間圧延して最終板厚が0.23mmの冷延板とした後、800℃×120sの脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施し、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から、1150℃×50hrの純化を兼ねた二次再結晶焼鈍(仕上焼鈍)を施して方向性電磁鋼板とした。
上記のようにして得た各種鋼板から、試験片を採取し、磁気特性(磁束密度B8、鉄損W17/50)を測定し、その結果を表1に示した。
これに対して、冷却速度を5℃/sとしたNo.1の例では、磁気特性の劣化が認められる。これは、冷却速度が遅いため、カーバイドのオストワルド成長が進行して、中間焼鈍板や一次再結晶板の集合組織の改善効果が弱まった結果であると考えられる。また、冷却速度を200℃/sとしたNo.11の例でも、磁気特性の劣化が認められる。これは、カーバイド析出温度域を急冷することで、極微細カーバイドの均一分散析出が不可能となって固溶C量が増加し、さらに、硬質のマルテンサイト相が増加した結果、中間焼鈍板やその後の一次再結晶板の集合組織の改善効果が弱まった結果であると考えられる。
これに対して、No.12のように、急冷停止温度を室温とした例では、磁気特性の劣化が認められる。これは、極微細カーバイドが析出する時効時間が確保されなかったため、中間焼鈍板やその後の一次再結晶板の集合組織の改善効果が弱まったためと考えられる。また、No.17のように、急冷停止温度Xを500℃とし、その後、徐冷した例でも、磁気特性の劣化が認められる。これは、徐冷過程でカーバイドのオストワルド成長が進行し、中間焼鈍板やその後の一次再結晶板の集合組織の改善効果が弱まったためと考えられる。
これに対して、徐冷時間が10sしかないNo.18の例では、磁気特性の劣化が認められる。これは、固溶Cの拡散時間が十分確保されなかったことで、極微細カーバイドの析出量が不足し、中間焼鈍板の集合組織や一次再結晶板の集合組織の改善効果が弱まったためと考えられる。また、No.24のように300s間徐冷した例でも、磁気特性の劣化が認められる。これは、カーバイドのオストワルド成長が進行し、中間焼鈍板や一次再結晶板の集合組織の改善効果が弱まったためと考えられる。
また、No.6〜26は、C含有量を0.05mass%一定とし、Ni,Sn,Sb,Mo,Cu,CrおよびPの含有量を変化させた例であるが、表2に示した本発明に適合する添加量の範囲では、いずれも優れた磁気特性が得られていることがわかる。特に、ショットブラスト加工で鋼板表層に歪を付与した例では、鉄損W17/50が0.90W/kg以下を安定して達成できている。
Claims (3)
- C:0.005〜0.15mass%、Si:2.5〜7.0mass%、Mn:0.005〜0.3mass%、sol.Al:0.01〜0.05mass%、N:0.002〜0.012mass%、SおよびSeのうちの1種または2種を合計で0.005〜0.05mass%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を再加熱した後、熱間圧延し、熱延板焼鈍し、中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延して最終板厚の冷延板とし、その後、一次再結晶焼鈍し、二次再結晶焼鈍する一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
熱間圧延後の巻取温度を760〜460℃の範囲として鋼板表面にFe3O4を主体とする酸化物を生成させた後、
酸化性雰囲気中で、800℃以上に加熱後、800℃から350〜200℃間の急冷停止温度までを平均冷却速度10〜100℃/sで冷却し、その後、上記急冷停止温度から冷却速度5℃/s以下で40〜200s間徐冷する熱延板焼鈍を施すことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。 - 上記熱延板焼鈍した後、鋼板表面にショットブラスト加工を施す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。
- 上記鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ni:0.005〜1.5mass%、Sn:0.005〜0.50mass%、Sb:0.005〜0.50mass%、Mo:0.005〜0.1mass%、Cu:0.005〜1.5mass%、Cr:0.03〜1.50mass%およびP:0.005〜0.50mass%の内から選ばれる1種または2種以上を含有す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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