JP5991484B2 - 低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
しかし、この特許文献1の技術は、最終冷延圧下率が高いため、脱炭焼鈍板において二次再結晶の核となる{110}<001>方位の絶対量が少なく、二次再結晶が不安定であり、また、二次再結晶しても、磁気特性が不安定で、確実に良好な磁気特性を得ることが困難であるという問題があった。
しかし、近年では、省エネルギーに対する要求は厳しさを増す一方であり、上記特許文献2の技術よりさらに鉄損が低い方向性電磁鋼板の開発が求められている。
C:0.06mass%、Si:3.2mass%、Mn:0.08mass%、sol.Al:0.026mass%およびN:0.0080mass%を含有する板厚2.5mmの熱延板を、1000℃×60秒の焼鈍後、750℃の温度から冷却速度45℃/sで、冷却停止温度を200℃、350℃および500℃に変えて冷却し、放冷した。次いで、上記熱延板焼鈍後の熱延板を、中間焼鈍を挟む2回の冷間圧延により板厚0.23mmの冷延板とし、その後、脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍し、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布した後、仕上焼鈍して方向性電磁鋼板(製品板)とし、磁気特性(磁束密度B8、鉄損W17/50)を測定した。
また、図2は、上記冷却停止温度が二次再結晶焼鈍後の製品板の磁束密度B8および鉄損W17/50に及ぼす影響を示したものであり、カーバイドが微細に分散析出していた冷却停止温度200℃の製品板において、磁束密度を損なうことなく鉄損が大きく改善されていることがわかる。また、鉄損の改善に伴い、二次再結晶粒の微細化も確認された。
ゴス方位の核は、冷間圧延によって{111}<112>粒内に導入される剪断帯の中に存在することが知られている(古林英一:鉄と鋼、56(1970)、p.734)。しかし、熱延板焼鈍後の鋼板の主方位は、{001}<110>方位であり、この方位からはゴス方位を形成することはできない。さらに、この方位は、仕上焼鈍まで残存すると、二次再結晶の発現を阻害する。したがって、ゴス方位の核を形成するには、熱延板焼鈍から一次再結晶焼鈍までの間において、(1):{001}<110>方位の破壊、(2):{111}<112>の形成および(3):{111}<112>粒内への剪断帯の導入(ゴス方位核の形成)のいずれか1以上を満たしてやる必要がある。
従って、熱延焼鈍板組織中へのカーバイド分散による二次再結晶粒微細化は、熱延板焼鈍直後の圧延と中間焼鈍によるγファイバー発達によるものであると結論付けられる。
C:0.07mass%、Si:3.5mass%、Mn:0.07mass%、sol.Al:0.022mass%およびN:0.008mass%を含有する板厚2.6mmの熱延板を、1050℃×60秒の焼鈍後、750℃の温度から冷却停止温度200℃まで冷却速度45℃/sで急冷し、その後、放冷した。次いで、上記熱延板焼鈍後の熱延板を、中間焼鈍を挟む2回の冷間圧延により板厚0.23mmの冷延板とした。この際、1回目の圧延は、ロール径が250mmφの圧延機を用いて、1パス目の噛込温度を30℃、100℃および200℃の3水準に変化させた。その後、脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施し、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布した後、仕上焼鈍して方向性電磁鋼板(製品板)とし、磁気特性(磁束密度B8、鉄損W17/50)を測定した。
したがって、温間圧延によるゴス方位核形成の前にγファイバーを発達させることは、二次再結晶方位の先鋭度を損なうことなく二次再結晶粒を微細化する上で、極めて重要なことである。
C:0.02〜0.12mass%
Cは、熱間圧延時のα−γ変態を利用して一次再結晶組織の改善を行うのに必要な成分である。しかし、0.02mass%未満では上記効果が得られず、一方、0.12mass%を超えると、脱炭焼鈍で脱炭不足を起こし、磁気特性の劣化を招くようになる。よって、Cは0.02〜0.12mass%の範囲とする。好ましくは、0.02〜0.08mass%の範囲である。
Siは、鋼の電気抵抗を高め、渦電流損を低減させるのに必要な成分である。しかし、含有量が2.0mass%未満では、電気抵抗が小さくなり、良好な鉄損特性を得ることができない。一方、4.5mass%を超えると、冷間圧延することが難しくなる。よって、Siは2.0〜4.5mass%の範囲とする。好ましくは、2.5〜4.0mass%の範囲である。
Mnは、Siと同様、鋼の電気抵抗を高める効果があり、また、熱間加工性を向上させる重要な元素である。上記効果を得るためには0.05mass%以上含有させる必要がある。しかし、0.3mass%を超えて添加すると、γ変態を誘起して、磁気特性の劣化を招く。よって、Mnは0.05〜0.3mass%の範囲とする。好ましくは、0.05〜0.15mass%の範囲である。
AlおよびNは、AlNインヒビターを形成するのに必要な元素であり、良好な二次再結晶を行わせるためには、sol.Al:0.01〜0.05mass%、N:0.004〜0.012mass%の含有が不可欠である。いずれの元素も、含有量が上記上限値を超えると、AlNの粗大化を招いてインヒビターとしての抑制力を失い、一方、上記下限値未満では、AlNの絶対量が不足し、十分な抑制力が得られない。好ましくは、sol.Al:0.01〜0.03mass%、N:0.004〜0.010mass%の範囲である。
SおよびSe:合計で0.01〜0.03mass%
SおよびSeは、Mnと結合し、インヒビターMnS、MnSeとして機能する成分である。しかし、単独添加または併用添加のいずれの場合でも、それらの含有量が0.01mass%未満では、インヒビター機能が充分でなく、一方、0.03mass%を超えると、これらの成分を再固溶させるのに必要なスラブ加熱温度が高くなりすぎるため好ましくない。よって、これらの成分は、合計で0.01〜0.03mass%の範囲とするのが好ましい。
Bi:0.005〜0.20mass%
Biは、磁気特性とくに磁束密度を大きく向上させ、高磁束密度鋼板を得るのに有効な成分であるが、含有量が0.005mass%未満では、その添加効果に乏しく、一方、0.20mass%超えると、良好な一次再結晶組織が得られず、磁束密度の向上が得られなくなる。よって、Biは0.005〜0.20mass%の範囲で添加するのが好ましい。
Crは、鋼にBiを添加する場合に、良好なフォルステライト被膜を形成させるのに必要な成分である。しかし、含有量が0.05mass%未満では、その添加効果が得られず、一方、0.50mass%を超えて添加すると、脱炭を阻害し、磁気特性の劣化を招くようになる。よって、Crは0.05〜0.50mass%の範囲で添加するのが好ましい。なお、Biを添加しない場合でも、Crを0.05〜0.50mass%の範囲で添加することは、被膜特性および磁気特性の安定化につながるので好ましい。
Sbは、補助インヒビターとして機能し、磁気特性の向上に有用な成分である。しかし、含有量が0.005mass%未満では添加効果に乏しく、一方、0.10mass%を超えると、脱炭を阻害するようになる.よって、Sbは0.005〜0.10mass%の範囲で添加するのが好ましい。
PおよびWは、粒界に偏析して抑制力を高める成分であるが、いずれも含有量が0.005mass%未満ではその添加効果に乏しく、一方、0.10mass%を超えると良好な一次再結晶組織が得られなくなる。よって、PおよびWは、それぞれ0.005〜0.10mass%の範囲で添加するのが好ましい。
Moは、表面性状の改善に有効な成分であるが、含有量が0.005mass%未満では、その添加効果に乏しく、一方、0.10mass%を超えると、脱炭性を阻害するようになる。よって、Moは0.005〜0.10mass%の範囲で添加するのが好ましい。
Niは、磁気特性の改善に有効な成分である。しかし、含有量が0.05mass%未満では、その添加効果に乏しく、一方、0.50mass%を超えると、熱間強度の低下を招くようになる。よって、Niは0.05〜0.50mass%の範囲で添加するのが好ましい。
Cuは、被膜特性の改善に有効な成分である。しかし、含有量が0.05mass%未満では、その添加効果に乏しく、一方、0.50mass%を超えると、熱間脆性が顕著になる。よって、Cuは0.05〜0.50mass%の範囲で添加するのが好ましい。
Snは、磁気特性の改善に有効な成分であるが、含有量が0.05mass%未満ではその添加効果に乏しく、一方、0.50mass%を超えると、良好な一次再結晶組織が得られなくなる。よって、Snは0.05〜0.50mass%の範囲で添加するのが好ましい。
本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、上記に説明したAlをインヒビター成分として添加した鋼を常法の製錬プロセスで溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法等で鋼素材(鋼スラブ)とし、次いで、その鋼スラブを、熱間圧延し、熱延板焼鈍し、中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延で最終板厚の冷延板とし、その後、脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍し、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶および純化を施す仕上焼鈍を行う一連の工程からなる。以下、具体的に各工程の製造条件について説明する。
鋼スラブは、1350℃以上の温度に加熱した後、熱間圧延して熱延板とするのが好ましい。加熱温度を1350℃以上とするのは、それ以下の温度では、インヒビターの再固溶が不十分となるからである。スラブ加熱した後の熱間圧延は、常法で行えばよく、特に制限はない。
上記熱間圧延後の鋼板(熱延板)は、その後、800℃以上の温度で焼鈍後、750℃から200〜300℃間の冷却停止温度までを冷却速度45℃/s以上で冷却し、その後、放冷する熱延板焼鈍を施す。ここで、焼鈍温度を800℃以上としたのは、(α+γ)2相域で焼鈍することによって、α相内へCを十分に固溶させるためである。また、冷却開始温度を750℃以上とする理由は、750℃未満では、α相中におけるCの固溶限が低下し、過飽和状態からの急冷で微細カーバイドを析出させることができなくなるからである。また、冷却速度を45℃/s以上とする理由は、45℃/s未満では、Cが粒界に拡散して、粗大化したカーバイドが析出するためである。また、冷却停止温度を200〜300℃間とする理由は、200℃未満では、Cの拡散速度が低下し、析出サイトまで拡散できなくなって固溶Cが増加し、一方、300℃を超えると、粗大カーバイドが析出するためである。
次に、上記の熱延板焼鈍を施した鋼板は、脱スケールした後、1回目の冷間圧延と中間焼鈍を施す。上記1回目の冷間圧延は、1パス目(最初の圧延)の噛込温度を100℃以下とし、さらに、全パスをロール径200mmφ以上のロールを用いて、総圧下率25〜50%の範囲として行うことが必要である。なお、圧延機は、ロール径が200mmφ以上であれば、リバース圧延機、タンデム圧延機のいずれを用いてもよい。
また、ロール径を200mmφ以上とする理由は、大径ロールとすることで、剪断変形を抑制し、中間焼鈍後にγファイバーを発達させるためである。
また、総圧下率を25〜50%の範囲とする理由は、圧下率が25%未満では、歪誘起粒界移動による{001}<110>の回復が起こり、十分なγファイバーの発達が得られない。一方、圧下率が50%を超えると、中間焼鈍後の結晶粒が細かくなり、2回目の冷間圧延で、剪断帯が導入されにくくなるからである。
上記1回目の冷間圧延後、中間焼鈍を施すが、この焼鈍条件は、常法に従って行えばよく、特に制限はない。
上記の中間焼鈍後、2回目の冷間圧延(最終冷間圧延)を施して最終板厚の冷延板とする。この2回目の冷間圧延は、総圧下率を80〜95%として行い、かつ、少なくとも1パス間では、200〜300℃の温度でパス間時効を行うことが必要である。
また、この2回目の冷間圧延では、総圧下率55%以上において、噛込温度が110〜190℃で圧下率が20〜30%の圧延を、ロール径が100mmφ以下のロールを用いて2パス以上行うことが好ましい。
なお、温間圧延とパス間時効による転位の導入は複数回行うことで効果が増すので、2回以上行うのが好ましい。
一次再結晶を起こす駆動力は、転位の蓄積歪エネルギーであり、その量には結晶方位依存性があるため、<111>//ND方位が最も再結晶し易く、Goss方位は相対的に再結晶し難いことが知られている。一次再結晶焼鈍の加熱過程では、比較的低温から圧延組織の回復が起こり、ある温度域を超えたところで転位の蓄積歪エネルギーが解放されて一次再結晶が起こって粒成長する。しかし、上記のように急速加熱を行った場合には、通常の昇温速度では本質的に再結晶し難い方位であるGoss方位粒が、高い蓄積歪エネルギーを保持したまま高温域まで一気に加熱されるため、再結晶が容易に起こるようになり、その結果、Goss方位粒の数が増加すると考えられる。
上述したように、転位の蓄積歪エネルギーには結晶方位依存性があり、圧延組織においては<111>//ND方位が最も高い歪エネルギーを有している。歪エネルギーが高いことは回復能が高いことを意味し、一次再結晶核が発生しない温度域においては、<111>//ND方位が最も回復が促進する。つまり、一次再結晶核発生前の温度域で回復処理を施すことで、<111>//ND方位の一次再結晶の優位性が失われるので、Goss方位の一次再結晶の優位性を高めることができる。
上記のようにして得た各製品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2に示した。表2から、ロール径200mmφ以上のタンデム圧延機を用いて、最初の噛込温度を100℃以下として1回目の冷間圧延を行った鋼板は、他条件の鋼板に比べて、同一磁束密度でも低い鉄損が得られていることがわかる。
表4から、本発明に適合する成分組成を有する鋼スラブを用いて、本発明の製造方法で方向性電磁鋼板を製造することにより、極めて低鉄損の方向性電磁鋼板を得ることができることがわかる。
Claims (5)
- C:0.02〜0.12mass%、Si:2.0〜4.5mass%、Mn:0.05〜0.3mass%、sol.Al:0.01〜0.05mass%およびN:0.004〜0.012mass%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の鋼スラブを、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、脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍し、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布した後、二次再結晶および純化を施す仕上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、
前記熱延板焼鈍は、800℃以上で焼鈍後、750℃から200〜300℃間の冷却停止温度までを冷却速度45℃/s以上で冷却し、その後、放冷し、
前記1回目の冷間圧延は、1パス以上で、総圧下率を25〜50%として行い、かつ、全パスを200mmφ以上のロールを用いて、最初の噛込温度を100℃以下として行い、
前記2回目の冷間圧延は、2パス以上で、総圧下率を80〜95%として行うとともに、総圧下率55%以上において、噛込温度が110〜190℃で圧下率が20〜30%の圧延を、100mmφ以下のロールを用いて2パス以上行い、かつ、少なくとも1パス間で、200〜300℃の温度でパス間時効を行うことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記鋼スラブは、前記成分組成に加えてさらに、SおよびSeのうちから選ばれる1種または2種を合計で0.01〜0.03mass%含有する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。
- 前記鋼スラブは、前記成分組成に加えてさらに、Bi:0.005〜0.20mass%、Cr:0.05〜0.50mass%、Sb:0.005〜0.10mass%、P:0.005〜0.10mass%、W:0.005〜0.10mass%、Mo:0.005〜0.10mass%、Ni:0.05〜0.50mass%、Cu:0.05〜0.50mass%およびSn:0.05〜0.50mass%のうちから選ばれる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。
- 前記一次再結晶焼鈍の加熱過程における500〜700℃間の昇温速度を、50℃/s以上とすることを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項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の加熱過程における250〜500℃間のいずれかの温度範囲において10℃/s以下の昇温速度で1〜30秒間加熱する回復処理を施すことを特徴とする請求項1〜4のいずれか1項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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