JP6572864B2 - 電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、熱延コイル内での表面性状が均一な電磁鋼板製造用の熱延鋼板（以下、熱延板ともいう）に関するものである。
方向性電磁鋼板は、変圧器や発電機の鉄心材料として用いられる軟磁性材料で、鉄の磁化容易軸である＜００１＞方位が鋼板の圧延方向に高度に揃った結晶組織を有するものである。このような集合組織は、方向性電磁鋼板の製造工程中、二次再結晶焼鈍の際にいわゆるゴス（Goss）方位と称される｛１１０｝＜００１＞方位の結晶粒を優先的に巨大成長させる、二次再結晶を通じて形成される。
かかる方向性電磁鋼板については、インヒビターと呼ばれる微細な析出物を利用して仕上焼鈍中にGoss方位を有する結晶粒を二次再結晶させる技術が、一般的な技術として使用されている。
例えば、特許文献１にはAlN、MnSを使用する方法が、また特許文献２にはMnS、MnSeを使用する方法がそれぞれ開示され、いずれも工業的に実用化されている。これらのインヒビターを用いる方法は、1300℃以上の高温でのスラブ加熱を必要とするが、安定して二次再結晶粒を発達させるのには極めて有用な方法であった。さらに、これらのインヒビターの働きを強化するために、特許文献３にはPb、Sb、Nb、Teを利用する方法が、特許文献４にはZr、Ti、Ｂ、Nb、Ta、Ｖ、Cr、Moを利用する方法がそれぞれ開示されている。
例えば、特許文献１にはAlN、MnSを使用する方法が、また特許文献２にはMnS、MnSeを使用する方法がそれぞれ開示され、いずれも工業的に実用化されている。これらのインヒビターを用いる方法は、1300℃以上の高温でのスラブ加熱を必要とするが、安定して二次再結晶粒を発達させるのには極めて有用な方法であった。さらに、これらのインヒビターの働きを強化するために、特許文献３にはPb、Sb、Nb、Teを利用する方法が、特許文献４にはZr、Ti、Ｂ、Nb、Ta、Ｖ、Cr、Moを利用する方法がそれぞれ開示されている。
また、特許文献５には、スラブ成分に酸可溶性Alを0.010〜0.060％含有させつつＮの含有量を抑制することで、スラブ加熱を低温に抑え、脱炭焼鈍工程で適正な窒化雰囲気下で窒化を行うことにより、二次再結晶時に(Al,Si)Ｎを析出させてインヒビターとして用いる方法が提案されている。このような途中工程で窒化処理を行い、(Al,Si)ＮあるいはAlＮをインヒビターとして利用する方法は数多く提案されており、最近ではスラブ加熱温度も1300℃を超える製造方法等も開示されている。
一方、インヒビター成分を含有しない素材において、ゴス方位結晶粒を優位に二次再結晶させる技術が特許文献６等に開示されている。この方法は、インヒビターの鋼中微細分散が必要ではないため、それまで不可避であった高温でのスラブ加熱を必要としないことなど、コスト面でもメンテナンス面でも大きなメリットを有する方法である。ただし、インヒビター成分を有しない成分系では、熱延板焼鈍時に焼鈍温度の制御が極めて重要となる。インヒビター成分を有しない故に、鋼板組織の温度依存性が、インヒビターを有する成分系に比べ大きいためである。
しかしながら、電磁鋼板製造用スラブはSiを多く含むため、熱間圧延中に鋼板表面にSiスケールと呼ばれるスケールが局所的に生成されることが多い。そのため、熱延板焼鈍では、鋼板表面のSiスケールによって輻射熱等により与えられる熱量が変化するため、熱延板の表面性状が変化する場合がある。このように、熱延板の表面性状が変化すると、コイル内で熱延板焼鈍温度のバラつきが生じ、またフィードバック制御によって過加熱あるいは加熱不足が助長されてしまうという問題があった。
なお、特許文献７には、高強度熱延鋼板の製造方法ではあるが、Si：0.40〜2.0質量％の表面性状に優れる熱延鋼板の製造技術が提案されている。しかしながら、Si：2.0質量％以上の電磁鋼板の熱間圧延板の製造では、表面性状を均一化することは難しく、未だ問題を残していた。
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、Siスケールに起因した熱延コイル内での表面性状（色調）の変化を効果的に抑制して、製品コイル内での特性のバラツキを軽減した電磁鋼板製造用の熱延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
以下、本発明を想到するに至った実験について説明する。
＜実験＞
質量％で、Ｃ：0.05％、Si：3.0％、Mn：0.1％、酸可溶性Al：0.005％、Ｎ：0.002％およびＳ：0.005％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、1270℃に加熱し、第一段階の熱間圧延で80mm厚とし、ついで第二段階の熱間圧延で板厚2.5mmの熱延板とした。このとき、第一段階の熱延後に高圧水によるデスケーリングを行い、その水圧を変化させることでスケール厚を変更した。
次いで、連続式の焼鈍炉で、スケール厚が10〜70μmの鋼板について1050℃×100秒の条件で熱延板焼鈍を施したのち、１回の冷間圧延により最終板厚0.23mmの冷延板とした。次いで、55vol%H2-45vol%N2の湿潤雰囲気下で860℃×100秒の脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍をした。その後、MgOを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、乾燥した後、水素雰囲気下で1200℃×５時間の純化と二次再結晶とを含む仕上げ焼鈍を施した。
＜実験＞
質量％で、Ｃ：0.05％、Si：3.0％、Mn：0.1％、酸可溶性Al：0.005％、Ｎ：0.002％およびＳ：0.005％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、1270℃に加熱し、第一段階の熱間圧延で80mm厚とし、ついで第二段階の熱間圧延で板厚2.5mmの熱延板とした。このとき、第一段階の熱延後に高圧水によるデスケーリングを行い、その水圧を変化させることでスケール厚を変更した。
次いで、連続式の焼鈍炉で、スケール厚が10〜70μmの鋼板について1050℃×100秒の条件で熱延板焼鈍を施したのち、１回の冷間圧延により最終板厚0.23mmの冷延板とした。次いで、55vol%H2-45vol%N2の湿潤雰囲気下で860℃×100秒の脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍をした。その後、MgOを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、乾燥した後、水素雰囲気下で1200℃×５時間の純化と二次再結晶とを含む仕上げ焼鈍を施した。
かくして得られた方向性電磁鋼板について、幅100ｍｍの試験片をコイル長手方向の両端部と中央部とからそれぞれ10枚ずつ採取して、各々JIS C 2556に記載の方法で磁束密度Ｂ8を測定した。
熱間圧延後のスケール厚を横軸にして磁束密度Ｂ8の平均値の推移について調べた結果を、図１に示す。
図１に示したとおり、熱延後のスケール厚が30〜50μmの範囲で磁束密度Ｂ8が均一で良好であることが分かった。
熱間圧延後のスケール厚を横軸にして磁束密度Ｂ8の平均値の推移について調べた結果を、図１に示す。
図１に示したとおり、熱延後のスケール厚が30〜50μmの範囲で磁束密度Ｂ8が均一で良好であることが分かった。
また、表１に、熱延後の表面スケールについて、JIS Z 8729に規定される明度Ｌ*、色度ａ*、ｂ*を測定した結果を示す。
表１に示したとおり、磁束密度のバラつきが小さい範囲では、明度Ｌ*が30≦Ｌ*≦50で、かつ色度ａ*、ｂ*がそれぞれ−１≦ａ*≦２、−５≦ｂ*≦３で、さらにスケール厚40μmを基準とした色差ΔＥab *は、ΔＥab *≦８の範囲に収まっており、表面スケールの色が磁束密度Ｂ8のバラツキに影響を及ぼすことが判明した。
表１に示したとおり、磁束密度のバラつきが小さい範囲では、明度Ｌ*が30≦Ｌ*≦50で、かつ色度ａ*、ｂ*がそれぞれ−１≦ａ*≦２、−５≦ｂ*≦３で、さらにスケール厚40μmを基準とした色差ΔＥab *は、ΔＥab *≦８の範囲に収まっており、表面スケールの色が磁束密度Ｂ8のバラツキに影響を及ぼすことが判明した。
熱延板の表面スケールの色差を小さくすることで、製品板における磁束密度Ｂ8のバラツキが小さくなる理由については必ずしも明らかでないが、本発明者らは次のように考えている。
すなわち、熱延板の表面スケールの色は、熱延板焼鈍において鋼板が得る輻射熱量に影響を与える。そのため同じ条件の連続炉で、表面の色が異なる鋼板を焼鈍した場合、得られる熱量が異なるため、均熱温度に差が生じ、これが製品板における磁束密度Ｂ8のバラツキにつながっていた。この点、今回のように熱間圧延中にスケール厚を制御して、熱延板の表面スケールの色を均一に保つことで、熱延板焼鈍において精密な温度制御が可能となり、これにより製品板における磁束密度Ｂ8のバラツキが小さくなったものと考えられた。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を重ねた末に完成されたものである。
すなわち、熱延板の表面スケールの色は、熱延板焼鈍において鋼板が得る輻射熱量に影響を与える。そのため同じ条件の連続炉で、表面の色が異なる鋼板を焼鈍した場合、得られる熱量が異なるため、均熱温度に差が生じ、これが製品板における磁束密度Ｂ8のバラツキにつながっていた。この点、今回のように熱間圧延中にスケール厚を制御して、熱延板の表面スケールの色を均一に保つことで、熱延板焼鈍において精密な温度制御が可能となり、これにより製品板における磁束密度Ｂ8のバラツキが小さくなったものと考えられた。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を重ねた末に完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．表面にスケール層を有する熱延鋼板であって、該鋼板表面のJIS Z 8781-4:2013に規定される明度Ｌ*が30≦Ｌ*≦50で、かつ色度ａ*、ｂ*がそれぞれ−１≦ａ*≦２、−５≦ｂ*≦３の範囲を満足し、
さらに、熱延コイルの長手方向の一端部を基準とし、該コイルの中央部および反対側端部におけるJIS Z 8781-4:2013に規定される色差ΔＥab *がΔＥab *≦８をそれぞれ満足することを特徴とする電磁鋼板製造用の熱延鋼板。
１．表面にスケール層を有する熱延鋼板であって、該鋼板表面のJIS Z 8781-4:2013に規定される明度Ｌ*が30≦Ｌ*≦50で、かつ色度ａ*、ｂ*がそれぞれ−１≦ａ*≦２、−５≦ｂ*≦３の範囲を満足し、
さらに、熱延コイルの長手方向の一端部を基準とし、該コイルの中央部および反対側端部におけるJIS Z 8781-4:2013に規定される色差ΔＥab *がΔＥab *≦８をそれぞれ満足することを特徴とする電磁鋼板製造用の熱延鋼板。
２．前記熱延鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：0.02〜0.08％、Si：2.0〜5.0％、Mn：0.02〜1.0％、酸可溶性Al：0.01％以下およびＳを0.0015〜0.01％を含有し、かつＮを0.006％未満に抑制し、残部Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする前記１に記載の電磁鋼板製造用の熱延鋼板。
３．前記熱延鋼板が、さらに質量％で、Ni：1.5％以下、Cu：1.0％以下、Cr：0.5％以下、Ｐ：0.5％以下、Sb：0.5％以下、Sn：0.5％以下、Bi：0.5％以下、Mo：1.0％以下、Ti：0.05％以下、Nb：0.1％以下、Ｖ：0.1％以下、Ｂ：0.0025％以下、Te：0.01％以下およびTa：0.01％以下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前記２に記載の電磁鋼板製造用の熱延鋼板。
４．前記１〜３のいずれかに記載の電磁鋼板製造用の熱延鋼板の製造方法であって、
1180℃以上1300℃以下の範囲でのスラブ加熱後の熱間圧延において、厚み100mm以下まで圧延する第一段階の圧延における出側温度を950℃以上とし、引き続く厚み3.0mm以下まで圧延する第二段階の圧延の前に、高圧水によるデスケーリングを行い、
前記第二段階の圧延後における鋼板の表面スケールが、熱延コイルの長手方向の一端部を基準とし、該コイルの中央部および反対側端部における表面スケールの厚みの差を25μm未満にそれぞれ抑制することを特徴とする電磁鋼板製造用の熱延鋼板の製造方法。
1180℃以上1300℃以下の範囲でのスラブ加熱後の熱間圧延において、厚み100mm以下まで圧延する第一段階の圧延における出側温度を950℃以上とし、引き続く厚み3.0mm以下まで圧延する第二段階の圧延の前に、高圧水によるデスケーリングを行い、
前記第二段階の圧延後における鋼板の表面スケールが、熱延コイルの長手方向の一端部を基準とし、該コイルの中央部および反対側端部における表面スケールの厚みの差を25μm未満にそれぞれ抑制することを特徴とする電磁鋼板製造用の熱延鋼板の製造方法。
５．前記スラブ加熱後、第一段階の熱間圧延に先立ち、スケール・ブレーカーによる一次スケールの破壊を行うことを特徴とする前記４に記載の電磁鋼板製造用の熱延鋼板の製造方法。
本発明によれば、熱延板の表面スケールの色を制御することで、熱延板焼鈍における長手方向の温度ムラを低減した電磁鋼板製造用の熱延鋼板を得ることができ、ひいては製品コイル内の磁束密度Ｂ8のバラツキが小さい方向性電磁鋼板を得ることが可能となる。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明を鋼素材（スラブ）として好適な成分組成について説明する。なお、成分組成を表す％は、とくに断らない限り質量％を意味するものとする。
まず、本発明を鋼素材（スラブ）として好適な成分組成について説明する。なお、成分組成を表す％は、とくに断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.02〜0.08％
Ｃは、0.02％に満たないと、α−γ相変態が起きず、また炭化物そのものが減少して炭化物制御による効果が表れにくくなる。一方、0.08％を超えると、脱炭焼鈍で磁気時効の起こらない0.005％以下に低減することが困難となる。よって、Ｃは0.02〜0.08％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは0.02〜0.05％の範囲である。
Ｃは、0.02％に満たないと、α−γ相変態が起きず、また炭化物そのものが減少して炭化物制御による効果が表れにくくなる。一方、0.08％を超えると、脱炭焼鈍で磁気時効の起こらない0.005％以下に低減することが困難となる。よって、Ｃは0.02〜0.08％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは0.02〜0.05％の範囲である。
Si：2.0〜5.0％
Siは、鋼の比抵抗を高め、鉄損を低減するのに必要な元素である。上記効果は、2.0％未満では十分ではなく、一方5.0％を超えると加工性が低下し、圧延して製造することが困難となる。よって、Siは2.0〜5.0％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは2.5〜4.5％の範囲である。
Siは、鋼の比抵抗を高め、鉄損を低減するのに必要な元素である。上記効果は、2.0％未満では十分ではなく、一方5.0％を超えると加工性が低下し、圧延して製造することが困難となる。よって、Siは2.0〜5.0％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは2.5〜4.5％の範囲である。
Mn：0.02〜1.0％
Mnは、鋼の熱間加工性を改善するために必要な元素である。上記効果は、0.02％未満では十分ではなく、一方1.0％を超えると製品板の磁束密度が低下するようになる。よって、Mnは0.02〜1.0％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは0.05〜0.7％の範囲である。
Mnは、鋼の熱間加工性を改善するために必要な元素である。上記効果は、0.02％未満では十分ではなく、一方1.0％を超えると製品板の磁束密度が低下するようになる。よって、Mnは0.02〜1.0％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは0.05〜0.7％の範囲である。
酸可溶性Al：0.01％以下
Alは、表面に緻密な酸化膜を形成し、脱炭を阻害することがあるため、Alは酸可溶性Al量で0.01％以下に抑制することが好ましい。望ましくは0.008％以下である。
Alは、表面に緻密な酸化膜を形成し、脱炭を阻害することがあるため、Alは酸可溶性Al量で0.01％以下に抑制することが好ましい。望ましくは0.008％以下である。
Ｓ：0.0015〜0.01％
Ｓは、MnS、Cu2Sを形成すると同時に、固溶Ｓ、Seとして粒成長を抑制し、磁気特性の安定化に寄与する。Ｓが0.0015％未満であると固溶Ｓ量が不足して磁気特性が不安定になり、一方0.01％を超えると熱延前スラブ加熱における析出物の固溶が不十分になり磁気特性が不安定となるので、Ｓは0.0015〜0.01％の範囲とすることが好ましい。さらに、Ｓはデスケーリング性を高める効果があり、望ましくは0.002〜0.01％の範囲である。
Ｓは、MnS、Cu2Sを形成すると同時に、固溶Ｓ、Seとして粒成長を抑制し、磁気特性の安定化に寄与する。Ｓが0.0015％未満であると固溶Ｓ量が不足して磁気特性が不安定になり、一方0.01％を超えると熱延前スラブ加熱における析出物の固溶が不十分になり磁気特性が不安定となるので、Ｓは0.0015〜0.01％の範囲とすることが好ましい。さらに、Ｓはデスケーリング性を高める効果があり、望ましくは0.002〜0.01％の範囲である。
Ｎ：0.006％未満
Ｎは、スラブ加熱時にフクレなどの欠陥の原因となることがあるため、0.006％未満に抑制する必要がある。
Ｎは、スラブ加熱時にフクレなどの欠陥の原因となることがあるため、0.006％未満に抑制する必要がある。
本発明では、上記した成分以外に、磁気特性の改善を目的として、さらにNi：1.5％以下、Cu：1.0％以下、Cr：0.5％以下、Ｐ：0.5％以下、Sb：0.5％以下、Sn：0.5％以下、Bi：0.5％以下、Mo：1.0％以下、Ti：0.05％以下、Nb：0.1％以下、Ｖ：0.1％以下、Ｂ：0.0025％以下、Te：0.01％以下およびTa：0.01％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有させることができる。
これらの成分について、特に好ましくは、Ni：0.5％以下、Cu：0.8％以下、Cr：0.15％以下、Ｐ：0.15％以下、Sb：0.15％以下、Sn：0.15％以下、Bi：0.2％以下、Mo：0.1％以下、Ti：0.01％以下、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.05％以下、Ｂ：0.0020％以下、Te：0.005％以下、Ta：0.005％以下である。
これらの成分について、特に好ましくは、Ni：0.5％以下、Cu：0.8％以下、Cr：0.15％以下、Ｐ：0.15％以下、Sb：0.15％以下、Sn：0.15％以下、Bi：0.2％以下、Mo：0.1％以下、Ti：0.01％以下、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.05％以下、Ｂ：0.0020％以下、Te：0.005％以下、Ta：0.005％以下である。
次に、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
前述した成分組成を有する溶鋼を、常法の精錬プロセスで溶製した後、従来公知の造塊−分塊圧延法または連続鋳造法で鋼素材（スラブ）とする。または、直接鋳造法で100mm以下の厚さの薄鋳片としてもよい。
上記スラブは、常法に従い、1180℃以上1300℃以下の温度に加熱した後、熱間圧延に供する。なお、鋳造後、その温度域より降温していなければ加熱することなく直ちに熱間圧延に供してもよい。
前述した成分組成を有する溶鋼を、常法の精錬プロセスで溶製した後、従来公知の造塊−分塊圧延法または連続鋳造法で鋼素材（スラブ）とする。または、直接鋳造法で100mm以下の厚さの薄鋳片としてもよい。
上記スラブは、常法に従い、1180℃以上1300℃以下の温度に加熱した後、熱間圧延に供する。なお、鋳造後、その温度域より降温していなければ加熱することなく直ちに熱間圧延に供してもよい。
熱間圧延は２段階に分け、その間にデスケーリングを行うことを必須とする。このデスケーリングは高圧水により行い、熱延後のスケール厚は長手方向で25μm未満のスケール厚差に抑えることが肝要である。この時、第一段階の圧延を出側温度：950℃以上で行うことにより、デスケーリングで均一な表面性状とし易い。この正確な理由は明らかではないが、鋼中に添加したＳが表面スケール中に存在することにより、剥離性が向上するためと考えられる。なお、100mm以下の厚さの薄鋳片の場合には、熱間圧延を一段階で行い、その熱間圧延よりも前にデスケーリングを行う。
また、熱間圧延の第一段階後に、高圧水によるデスケーリングのみでスケール厚の調整を行った場合には、鋼板の温度が下がり過ぎて、組織制御の点で不利になる場合がある。
このような場合には、第一段階の熱間圧延の前にスケール・ブレーカーによってスラブ表面の１次スケールを破壊することが有効である。これにより、熱間圧延の第一段階後のデスケーリングが容易となり、また新たに生成したスケールも剥離しやすくなる。
このような場合には、第一段階の熱間圧延の前にスケール・ブレーカーによってスラブ表面の１次スケールを破壊することが有効である。これにより、熱間圧延の第一段階後のデスケーリングが容易となり、また新たに生成したスケールも剥離しやすくなる。
かくして、電磁鋼板製造用の熱延鋼板を得ることができる。
その後、方向性電磁鋼板を製造するための工程は、以下のとおりである。
すなわち、熱間圧延して得た熱延板に熱延板焼鈍を施す。この熱延板焼鈍の焼鈍温度は、良好な磁気特性を得るためには、冷延１回法の場合は1000〜1150℃、冷延２回法の場合は800〜1200℃の範囲とするのが好ましい。800℃未満では、熱間圧延で形成されたバンド組織が残留し、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなり、二次再結晶の発達が阻害される。冷延１回法の場合には熱延板焼鈍が最終冷間圧延直前の焼鈍であるため、1000℃以上であることが望ましい。一方、1200℃を超えると、熱延板焼鈍後の結晶粒径の粗大化が過ぎて、やはり整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなる。このため、1200℃以下とすることが望ましく、特に冷延１回法の場合には熱延板焼鈍が最終冷間圧延直前の焼鈍であるため、1150℃以下とすることが望ましい。この温度範囲での保持時間は、熱延板焼鈍後の組織の均一化のためには10秒以上を必要とするが、長時間保持しても磁気特性向上の効果はないため、操業コストの観点から300秒までとすることが望ましい。
ここで、熱延板焼鈍を連続焼鈍炉で実施する場合、熱延板の色調・板厚が近い熱延板を繋げることで、コイル１つ分だけでなく、複数のコイルについても精密な温度制御が可能となる。
その後、方向性電磁鋼板を製造するための工程は、以下のとおりである。
すなわち、熱間圧延して得た熱延板に熱延板焼鈍を施す。この熱延板焼鈍の焼鈍温度は、良好な磁気特性を得るためには、冷延１回法の場合は1000〜1150℃、冷延２回法の場合は800〜1200℃の範囲とするのが好ましい。800℃未満では、熱間圧延で形成されたバンド組織が残留し、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなり、二次再結晶の発達が阻害される。冷延１回法の場合には熱延板焼鈍が最終冷間圧延直前の焼鈍であるため、1000℃以上であることが望ましい。一方、1200℃を超えると、熱延板焼鈍後の結晶粒径の粗大化が過ぎて、やはり整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなる。このため、1200℃以下とすることが望ましく、特に冷延１回法の場合には熱延板焼鈍が最終冷間圧延直前の焼鈍であるため、1150℃以下とすることが望ましい。この温度範囲での保持時間は、熱延板焼鈍後の組織の均一化のためには10秒以上を必要とするが、長時間保持しても磁気特性向上の効果はないため、操業コストの観点から300秒までとすることが望ましい。
ここで、熱延板焼鈍を連続焼鈍炉で実施する場合、熱延板の色調・板厚が近い熱延板を繋げることで、コイル１つ分だけでなく、複数のコイルについても精密な温度制御が可能となる。
熱延板焼鈍後、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延をして最終板厚の冷延板とする。上記中間焼鈍の焼鈍温度は、900〜1200℃の範囲とするのが好ましい。900℃未満では、中間焼鈍後の再結晶粒が細かくなり、しかも一次再結晶組織におけるGoss核が減少して製品板の磁気特性が低下する傾向がある。一方、1200℃を超えると、熱延板焼鈍のときと同様、結晶粒の粗大化が過ぎ、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなる。特に最終冷間圧延前の中間焼鈍は1000〜1150℃の温度範囲が望ましく、保持時間は、熱延板焼鈍後の組織の均一化のために10秒以上必要であるが、長時間保持しても磁気特性向上の効果はないため、操業コストの観点から300秒までとすることが望ましい。
また、最終板厚とする冷間圧延（最終冷間圧延）は、一次再結晶焼鈍板の組織中に＜111＞//ND方位を十分に発達させるため、圧下率を80〜95％とすることが好ましい。
最終板厚とした冷延板は、その後、一次再結晶焼鈍を施す。この一次再結晶焼鈍は、脱炭焼鈍を兼ねてもよく、脱炭性の観点からは焼鈍温度は800〜900℃の範囲とするのが好ましく、また雰囲気は湿潤雰囲気とするのが好ましい。さらに、一次再結晶焼鈍の昇温過程における500〜700℃の温度域を30℃/ｓ以上で急速加熱することにより、Goss方位粒の再結晶核が増加して、低鉄損化でき、高磁束密度と低鉄損を兼ね備えた方向性電磁鋼板の製造を可能とする。ただし、この時の昇温速度が400℃/ｓを超えると、集合組織のランダム化が生じ、磁気特性の劣化を招くため、昇温速度は30℃/ｓ以上、400℃/ｓ以下とする。望ましくは50℃/ｓ以上、300℃/ｓ以下である。
一次再結晶焼鈍を施した鋼板は、MgOを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布、乾燥した後、仕上焼鈍を施して、Goss方位に高度に集積させた二次再結晶組織を発達させるとともに、フォルステライト被膜を形成させる。仕上焼鈍の焼鈍温度は、二次再結晶発現のためには800℃以上で行うことが、また二次再結晶を完了させるためには800℃以上の温度で20時間以上保持することが好ましい。さらに、良好なフォルステライト被膜を形成させるためには1200℃程度の温度まで昇温し、１時間以上保定するのが好ましい。
仕上焼鈍後の鋼板は、その後、鋼板表面に付着した未反応の焼鈍分離剤を除去するための水洗やブラッシング、酸洗等を行った後、平坦化焼鈍を施して形状矯正することが、鉄損の低減には有効である。これは、仕上焼鈍は一般的にコイル状態で行うため、コイルの巻き癖が付き、それが原因で鉄損測定時に特性が劣化する場合があるためである。さらに、鋼板を積層して使用する場合には、上記平坦化焼鈍の前もしくは後で、鋼板表面に絶縁被膜を形成することが有効であり、特に鉄損の低減を図るためには、絶縁被膜として、鋼板に張力を付与することができる張力付与被膜を適用するのが好ましい。なお、張力付与被膜の形成には、バインダーを介して張力被膜を塗布する方法や、物理蒸着法や化学蒸着法により無機物を鋼板表面に蒸着させる方法を採用すると、被膜密着性に優れかつ著しく鉄損低減効果が大きい絶縁被膜を形成することができる。
さらに、鉄損をより低減するために、磁区細分化処理を施すことができる。この磁区細分化処理方法としては、一般的に実施されているような、最終製品板に溝を形成したり、電子ビーム照射やレーザー照射、プラズマ照射等により、線状または点列状に熱歪や衝撃歪を導入する方法、最終板厚に冷間圧延した鋼板等、中間工程の鋼板表面にエッチング加工を施して溝を形成する方法等を用いることができる。
（実施例１）
Ｃ：0.06％、Si：2.8％、Mn：0.08％、酸可溶性Al：0.005％、Ｎ：0.004％およびＳ：0.01％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを複数用意し、1230℃に加熱後、熱間圧延により板厚2.2mmの熱延板とした。熱間圧延の条件は表２に記載したとおりである。スケール厚の調整は、熱間圧延第二段階前の高圧水によるデスケーリングで行った。次いで、1000℃×100秒の熱延板焼鈍後、1060℃×100秒の中間焼鈍を挟む、２回の冷間圧延により最終板厚の0.23mmの冷延板としたのち、55vol%H2-45vol%N2の湿潤雰囲気下で850℃×100秒の脱炭焼鈍を兼ねた一次再結晶焼鈍をした。その後、MgOを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、乾燥した後、水素雰囲気下で1200℃×５時間の純化処理と二次再結晶とを含む仕上げ焼鈍を施した。
Ｃ：0.06％、Si：2.8％、Mn：0.08％、酸可溶性Al：0.005％、Ｎ：0.004％およびＳ：0.01％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを複数用意し、1230℃に加熱後、熱間圧延により板厚2.2mmの熱延板とした。熱間圧延の条件は表２に記載したとおりである。スケール厚の調整は、熱間圧延第二段階前の高圧水によるデスケーリングで行った。次いで、1000℃×100秒の熱延板焼鈍後、1060℃×100秒の中間焼鈍を挟む、２回の冷間圧延により最終板厚の0.23mmの冷延板としたのち、55vol%H2-45vol%N2の湿潤雰囲気下で850℃×100秒の脱炭焼鈍を兼ねた一次再結晶焼鈍をした。その後、MgOを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、乾燥した後、水素雰囲気下で1200℃×５時間の純化処理と二次再結晶とを含む仕上げ焼鈍を施した。
かくして得られた方向性電磁鋼板のコイル両端部および中央部から幅100ｍｍの試験片をそれぞれ10枚ずつ採取し、各々JIS C 2556に記載の方法で磁束密度Ｂ8を測定し、その平均値を求めた。
得られた結果を、熱延鋼板の明度Ｌ*、色度ａ*、ｂ*および色差ΔＥab *について調べた結果と共に、表２に併記する。
得られた結果を、熱延鋼板の明度Ｌ*、色度ａ*、ｂ*および色差ΔＥab *について調べた結果と共に、表２に併記する。
表２より、熱延板の色調（明度、色度）および色差が、本発明の範囲を満足する場合は、製品板において磁気特性のバラツキが小さいことが分かる。
（実施例２）
表３に示す成分組成になる鋼スラブを、1300℃に加熱し、２段階の熱間圧延により板厚2.2mmの熱延板とした。熱間圧延の第一段階の圧延における出側温度は1050℃とした。また、スラブ加熱後にＶＳＢ（バーティカル・スケール・ブレーカー）を適用し、かつ第一段階の圧延後に高圧水のデスケーリングを行うことによって、熱延板のスケール厚を30〜50μmの範囲に制御した。次いで1030℃×100秒の熱延板焼鈍後、１回の冷間圧延により最終板厚：0.23mmの冷延板とした。次いで、55vol%H2-45vol%N2の湿潤雰囲気下で870℃×100秒の脱炭焼鈍を兼ねた一次再結晶焼鈍をした。表３中に、窒素増量(ΔＮ)欄に記載がある成分系については、一次再結晶焼鈍後にNH3雰囲気ガス中にて窒化を行った。その後、MgOを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、乾燥した後、水素雰囲気下で1200℃×５時間の純化処理と二次再結晶とを含む仕上げ焼鈍を施した
表３に示す成分組成になる鋼スラブを、1300℃に加熱し、２段階の熱間圧延により板厚2.2mmの熱延板とした。熱間圧延の第一段階の圧延における出側温度は1050℃とした。また、スラブ加熱後にＶＳＢ（バーティカル・スケール・ブレーカー）を適用し、かつ第一段階の圧延後に高圧水のデスケーリングを行うことによって、熱延板のスケール厚を30〜50μmの範囲に制御した。次いで1030℃×100秒の熱延板焼鈍後、１回の冷間圧延により最終板厚：0.23mmの冷延板とした。次いで、55vol%H2-45vol%N2の湿潤雰囲気下で870℃×100秒の脱炭焼鈍を兼ねた一次再結晶焼鈍をした。表３中に、窒素増量(ΔＮ)欄に記載がある成分系については、一次再結晶焼鈍後にNH3雰囲気ガス中にて窒化を行った。その後、MgOを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、乾燥した後、水素雰囲気下で1200℃×５時間の純化処理と二次再結晶とを含む仕上げ焼鈍を施した
かくして得られた方向性電磁鋼板のコイル両端部および中央部から幅100ｍｍの試験片をそれぞれ10枚ずつ採取し、各々JIS C 2556に記載の方法で磁束密度Ｂ8を測定し、その平均値を求めた。
得られた結果を、熱延鋼板の明度Ｌ*、色度ａ*、ｂ*および色差ΔＥab *について調べた結果と共に、表４に示す。
得られた結果を、熱延鋼板の明度Ｌ*、色度ａ*、ｂ*および色差ΔＥab *について調べた結果と共に、表４に示す。
表４より、本発明の好適成分組成、熱延条件で熱間圧延を実施し、熱延板の色調・色差が本発明の適正範囲を満足したものは、製品板において磁気特性のバラツキが小さいことが分かる。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：0.02〜0.08％、Si：2.0〜5.0％、Mn：0.02〜1.0％、酸可溶性Al：0.01％以下およびＳを0.0015〜0.01％を含有し、かつＮを0.006％未満に抑制し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、表面にスケール層を有する熱延鋼板であって、該鋼板表面のJIS Z 8781-4:2013に規定される明度Ｌ*が30≦Ｌ*≦50で、かつ色度ａ*、ｂ*がそれぞれ−１≦ａ*≦２、−５≦ｂ*≦３の範囲を満足し、
さらに、熱延コイルの長手方向の一端部を基準とし、該コイルの中央部および反対側端部におけるJIS Z 8781-4:2013に規定される色差ΔＥab *がΔＥab *≦８をそれぞれ満足することを特徴とする電磁鋼板製造用の熱延鋼板。 - 前記熱延鋼板が、さらに質量％で、Ni：1.5％以下、Cu：1.0％以下、Cr：0.5％以下、Ｐ：0.5％以下、Sb：0.5％以下、Sn：0.5％以下、Bi：0.5％以下、Mo：1.0％以下、Ti：0.05％以下、Nb：0.1％以下、Ｖ：0.1％以下、Ｂ：0.0025％以下、Te：0.01％以下およびTa：0.01％以下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に記載の電磁鋼板製造用の熱延鋼板。
- 請求項１または２に記載の電磁鋼板製造用の熱延鋼板の製造方法であって、
1180℃以上1300℃以下の範囲でのスラブ加熱後の熱間圧延において、厚み100ｍｍ以下まで圧延する第一段階の圧延における出側温度を950℃以上とし、引き続く厚み3.0ｍｍ以下まで圧延する第二段階の圧延の前に、高圧水によるデスケーリングを行い、
前記第二段階の圧延後における鋼板の表面スケールが、熱延コイルの長手方向の一端部を基準とし、該コイルの中央部および反対側端部における表面スケールの厚みの差を25μm未満にそれぞれ抑制することを特徴とする電磁鋼板製造用の熱延鋼板の製造方法。 - 前記スラブ加熱後、第一段階の熱間圧延に先立ち、スケール・ブレーカーによる一次スケールの破壊を行うことを特徴とする請求項３に記載の電磁鋼板製造用の熱延鋼板の製造方法。
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