JP5782527B2 - 低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
Siは電気鋼板の基本組成であって、素材の比抵抗を増加させて鉄損を低める役割を果たす。Siの含量が2.0%未満の場合は、比抵抗が減少して鉄損特性が劣化し、高温焼鈍の際にフェライトとオーステナイト間の相変態が発生して2次再結晶が不安定になる上、集合組織が激しく毀損してしまう。Siの含量が4.5%を超えて過剰含有される場合は、電気鋼板の機械的特性である脆性が増加し、靭性が減少して圧延過程中に板破断発生率が激しくなり、2次再結晶の形成が不安定になる。よって、Siは2.0〜4.5重量%に限定することが好ましい。
Alは、熱間圧延と熱延板焼鈍の際に微細に析出されたAlN以外にも、冷間圧延後の焼鈍工程でアンモニアガスによって導入された窒素イオンが鋼中に固溶状態で存在するAl、Si、Mnと結合して(Al、Si、Mn)N形態の窒化物を形成することにより、強力な結晶粒成長抑制剤の役割を果たす。Alの含量が0.005%未満の場合は、形成される個数と体積が相当低い水準であるため、抑制剤への十分な効果を期待することができず、Alの含量が0.040%を超える場合は、粗大な窒化物を形成することにより結晶粒成長抑制力が低下する。よって、Alの含量は0.005〜0.040重量%に限定する。
MnはSiと同様に比抵抗を増加させて渦電流損を減少させることにより鉄損を低減させる効果もあり、Siと共に、窒化処理によって導入される窒素と反応して(Al、Si、Mn)Nの析出物を形成することにより、1次再結晶粒の成長を抑制して2次再結晶を起こすのに重要な元素である。ところが、0.20%を超えて添加する場合は、鋼板の表面にFe2SiO4以外に(Fe、Mn)及びMn酸化物が多量に形成され、高温焼鈍中に形成されるベースコーティングの形成を妨害して表面品質を低下させることになり、高温焼鈍工程でフェライトとオーステナイト間の相変態を誘発するため、集合組織が激しく毀損して磁気的特性が大きく劣化する。よって、Mnは0.20重量%以下とする。
NはAlと反応してAlNを形成する重要な元素であって、製鋼段階で0.010重量%以下で添加することが好ましい。0.01重量%を超えて添加されると、熱間圧延後の工程で窒素拡散によるブリスターという表面結果をもたらし、スラブ状態で窒化物が過剰形成されて圧延が難しくなり、次の工程が複雑になり、製造コストを上昇させるので、0.01%以下に抑制する。一方、(Al、Si、Mn)N及びAlNなどの窒化物を形成するためにさらに必要なNは冷間圧延後の焼鈍工程でアンモニアガスを用いて鋼中に窒化処理を施して補強する。
Cはフェライト及びオーステナイト間の相変態を引き起こす元素であって、脆性が強くて圧延性が良くない電気鋼板の圧延性向上のために必須的な元素であるが、最終製品に残存する場合、磁気的時効効果により形成される炭化物が磁気的特性を悪化させる元素であるため、適正な含量に制御されることが好ましい。上述したSi含量の範囲でCが0.04%未満で含有されると、フェライトおよびオーステナイト間の相変態がまともに作用しないため、スラブ及び熱間圧延微細組織の不均一化を引き起こす。したがって、Cの最小含量は0.04%以上とすることが好ましい。一方、熱延板焼鈍熱処理の後に鋼板内に存在する残留炭素によって冷間圧延中の転位の固着を活性化させてせん断変形帯を増加させてGoss核の生成場所を増加させて1次再結晶微細組織のGoss結晶粒の分率を増加させるようにCの含量を高めることが有利であろうと考えられるが、上述したSi含量の範囲でCが0.07%を超えて含有されると、別途の工程や設備を追加しなければ、脱炭及び焼鈍工程で十分な脱炭を得ることができない上、これにより引き起こされる相変態現象により2次再結晶集合組織が激しく毀損してしまうことになり、ひいては最終製品を電力機器に適用するときに磁気時効による磁気的特性の劣化現象をもたらす。よって、Cは最大0.07%で含有されることが好ましい。
Sは0.01%を超えて含有されると、MnSの析出物がスラブ内で形成されて結晶粒成長を抑制することになり、鋳造の際にスラブの中心部に偏析して以後の工程での微細組織を制御することが難しい。また、本発明では、MnSを主な結晶粒成長抑制剤として用いるのではないため、Sが不可避に混入される含量を超過して析出されることは好ましくない。よって、Sの含量は0.010重量%以下にすることが好ましい。
Snは本発明で核心となる合金元素であって、結晶粒界に偏析して結晶粒界の移動を妨害して結晶粒の成長を抑制する抑制剤として作用する。また、1次再結晶集合組織において{110}<001>方位のGoss結晶粒の分率を増加させ、{111}及び{411}などのGoss集合組織が容易に成長できるようにするのに役立つ集合組織を監視することにより、2次再結晶集合組織に成長するGoss方位の核が多くなるようにする。よって、適正量のSnが添加されると、2次再結晶微細組織のサイズが減少し、これにより最終製品で結晶粒のサイズが小さくなって渦電流損が減少するので、磁性に画期的に優れた方向性電気鋼板を製造することができる。
PはSnと類似の効果を示す元素であって、結晶粒界に偏析して結晶粒界の移動を妨害しかつ結晶粒の成長を抑制する補助的な役割が可能であり、微細組織の観点から{110}<001>集合組織を改善する効果がある。Pの含量が0.005重量%未満の場合は、添加の効果がなく、Pの含量が0.05重量%を超える場合は、脆性が増加して圧延性が大きく悪くなるので、0.005〜0.05重量%に限定することが好ましい。
重量%で、Si:3.2%、C:0.055%、Mn:0.099%、S:0.0045%、N:0.0043%、Sol.Al:0.028%、P:0.028%、およびSnを含有し、残部がFeとその他不可避な不純物からなるスラブを真空溶解させた後、インゴットを製造した。Snの含量は下記表1に示すように変化させた。次いで、1200℃の温度で加熱した後、厚さ2.3mmに熱間圧延した。熱間圧延された熱延板は1050℃の温度で加熱し、950℃で180秒間維持して焼鈍した後、水冷した。熱延焼鈍板は酸洗した後、0.23mmの厚さとなるように1回強冷間圧延し、冷間圧延された板は870℃の温度で湿潤水素、窒素及びアンモニアの混合ガス雰囲気中で180秒間維持して窒素含量が200ppmとなるように同時脱炭及び窒化焼鈍した。この鋼板に焼鈍分離剤としてのMgOを塗布した後、コイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍は、1200℃までは25%窒素+75%水素の混合雰囲気で行い、1200℃到達後には100%水素雰囲気で10時間以上維持した後、炉冷した。それぞれの条件について磁気的特性を測定した。その結果を下記表1に示す。
重量%で、Si:3.2%、C:0.055%、Mn:0.099%、S:0.0045%、 N:0.0043%、Sol.Al:0.028%、P:0.028%、およびSnを含有し、残部がFeとその他不可避な不純物からなるスラブを真空溶解させた後、インゴットを製造した。Snの含量は下記表2に示すように変化させた。次いで、1200℃の温度で加熱した後、厚さ2.3mmに熱間圧延した。熱間圧延された熱延板は1050℃の温度で加熱し、950℃で180秒間維持して焼鈍した後、水冷した。熱延焼鈍板は酸洗した後、下記表2に示すような多様な厚さとなるように1回強冷間圧延し、冷間圧延された板は870℃の温度で湿潤水素、窒素及びアンモニアの混合ガス雰囲気中で180秒間維持して窒素の含量が200ppmとなるように同時脱炭及び窒化焼鈍した。この鋼板に焼鈍分離剤としてのMgOを塗布した後、コイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍は、1200℃までは25%窒素+75%水素の混合雰囲気とし、1200℃到達後には100%水素雰囲気で10時間以上維持した後、炉冷した。それぞれの条件に対して磁気的特性(W17/50、B8)を測定した。その結果を下記表2に示す。
重量%で、Si:3.2%、C:0.055%、Mn:0.099%、S:0.0045%、N:0.0043%、Sol.Al:0.028%、P:0.028%、およびSnを含有し、残部がFeとその他不可避な不純物からなるスラブを真空溶解させた後、インゴットを製造した。Snの含量は下記表3に示すように変化させた。次いで、1200℃の温度で加熱した後、厚さ2.3mmに熱間圧延した。熱間圧延された熱延板は1050℃の温度で加熱し、950℃で180秒間維持して焼鈍した後、水冷した。熱延板の焼鈍の際に熱処理中の湿潤雰囲気で脱炭を行った。水冷した熱延焼鈍板は、酸洗した後、0.23mmの厚さとなるように1回強冷間圧延した。冷間圧延された板は870℃の温度で湿潤水素、窒素及びアンモニアの混合ガス雰囲気中で180秒間維持して窒素含量が200ppmとなるように同時脱炭及び窒化焼鈍した。この鋼板に焼鈍分離剤としてのMgOを塗布した後、コイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍は、1200℃までは25%窒素+75%水素の混合雰囲気で行い、1200℃到達後には100%水素雰囲気で10時間以上維持した後、炉冷した。それぞれの条件に対して磁気的特性(W17/50、B8)を測定した。その結果を下記表3に示す。また、2次再結晶粒の{110}<001>以上の方位からずれた角度の絶対値を計算した後、すべての位置で面積加重平均してβ角度を測定し、2次再結晶粒のサイズを測定した。その結果を表3に共に示す。2次再結晶粒のサイズは、2次再結晶された鋼板の表面から観察される2次再結晶微細組織の最長長さと最短長さを加えた値を半分に分けて各2次再結晶粒のサイズを算出した後、算出された各2次再結晶粒のサイズを平均した値で求めた。
重量%で、Si:3.2%、C:0.054%、Mn:0.093%、S:0.0046%、N:0.0042%、Sol.Al:0.029%、P:0.025%、およびSnを含有し、残部がFeとその他不可避な不純物からなるスラブを真空溶解させた後、インゴットを製造した。この際、Snの含量は下記表4に示すように変化させた。次いで、1200℃の温度で加熱した後、厚さ2.3mmに熱間圧延した。熱間圧延された熱延板は1050℃の温度で加熱し、950℃で180秒間維持して焼鈍した後、水冷した。熱延板の焼鈍の際に、熱処理中の湿潤雰囲気で脱炭を行った。水冷した熱延焼鈍板は、酸洗した後、0.23mmの厚さとなるように1回強冷間圧延した。冷間圧延された板は、865℃まで昇温する途中で600℃から700℃まで昇温速度を異ならせて昇温を行い、865℃の温度で湿潤水素、窒素及びアンモニアの混合ガス雰囲気中で180秒間維持して窒素含量が200ppmとなるように同時脱炭及び窒化焼鈍した。この鋼板に焼鈍分離剤としてのMgOを塗布した後、コイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍は、1200℃までは25%窒素+75%水素の混合雰囲気で行い、1200℃到達後には100%水素雰囲気で10時間以上維持した後、炉冷した。それぞれの条件に対して、脱炭及び窒化焼鈍の際に600℃以上700℃以下の温度領域で測定した昇温速度と最終焼鈍後に測定した磁気的特性(W17/50、B8)を表4に示した。
Claims (10)
- 重量%で、Si:2.0〜4.5%、Al:0.005〜0.040%、Mn:0.20%以下、N:0.010%以下、S:0.010%以下、P:0.005〜0.05%、C:0.04〜0.07%、Sn:0.08〜0.10%を含有し、残部がFe及びその他不可避な不純物からなるスラブを加熱し、熱間圧延した後、熱延板焼鈍し、次いで冷間圧延した後、脱炭及び窒化焼鈍を行い、次いで2次再結晶焼鈍を行う過程を含み、
前記冷間圧延する過程と前記脱炭及び窒化焼鈍する過程との間に、鋼板を600℃以上700℃以下の温度で維持する過程をさらに含み、
600〜700℃の温度領域における昇温速度が1℃/s×[Sn(重量%)]以上12℃/s×[Sn(重量%)]以下に制御され、
Snが主な結晶粒成長抑制剤として活用されることを特徴とする、低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板の製造方法。 - 前記脱炭及び窒化焼鈍は脱炭焼鈍を800〜950℃の温度範囲で行うことを特徴とする、請求項1に記載の低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板の製造方法。
- 1次再結晶粒のサイズを18〜25μmに制御することを特徴とする、請求項1または2に記載の低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板の製造方法。
- 熱間圧延前のスラブの加熱温度は1050〜1250℃とすることを特徴とする、請求項1または2に記載の低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板の製造方法。
- 熱間圧延前のスラブの加熱は素鋼の中のNの固溶量が20〜50ppmの範囲となるように加熱温度を制御することを特徴とする、請求項1または2に記載の低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板の製造方法。
- 2次再結晶された鋼板において結晶方位の絶対値の面積加重平均でβ角度が3°未満となるように制御することを特徴とし、β角度は、2次再結晶集合組織の圧延直角方向を軸として[100]方向と圧延方向間のずれ角度である、請求項1または2に記載の低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板の製造方法。
- 2次再結晶された鋼板の平均結晶粒サイズが1〜2cmとなるように制御することを特徴とする、請求項1または2に記載の低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板の製造方法。
- 重量%で、Si:2.0〜4.5%、Al:0.005〜0.040%、Mn:0.20%以下、N:0.010%以下、S:0.010%以下、P:0.005〜0.05%、およびSn:0.08〜0.10%を含有し、残部がFe及びその他不可避な不純物からなることを特徴とする、請求項1〜7のいずれか1項に記載の方法により製造される、低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板。
- 2次再結晶された鋼板において結晶方位の絶対値の面積加重平均でβ角度が3°未満であることを特徴とし、β角度は、2次再結晶集合組織の圧延直角方向を軸として[100]方向と圧延方向間のずれ角度である、請求項8に記載の低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板。
- 2次再結晶された鋼板の平均結晶粒サイズが1〜2cmであることを特徴とする、請求項8に記載の低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板。
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