JP6580700B2 - 表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
技術分野
本発明は鋼板及びその製造方法に関し、特に無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関する。
本発明は鋼板及びその製造方法に関し、特に無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関する。
背景技術
近年、高効率ＥＩ鉄芯、モーター、小型変圧器などの電気設備は、環境親和性、省エネルギーおよび有効な二酸化炭素排出削減に対する要求を満たせるので、ますます注目を集めている。それと同時に、それらの電気設備の総合性能の向上に従って、その素材である無方向性電磁鋼板にも、コスト上のメリットを保ちながら優れた磁性を有することは相応に要求される。つまり、上記電気設備を製造するための無方向性電磁鋼板には、電気設備の環境親和性、省エネルギーおよび高効率という発展動向を満たすように、超低鉄損・超高磁束密度の性能を具備する必要がある。
近年、高効率ＥＩ鉄芯、モーター、小型変圧器などの電気設備は、環境親和性、省エネルギーおよび有効な二酸化炭素排出削減に対する要求を満たせるので、ますます注目を集めている。それと同時に、それらの電気設備の総合性能の向上に従って、その素材である無方向性電磁鋼板にも、コスト上のメリットを保ちながら優れた磁性を有することは相応に要求される。つまり、上記電気設備を製造するための無方向性電磁鋼板には、電気設備の環境親和性、省エネルギーおよび高効率という発展動向を満たすように、超低鉄損・超高磁束密度の性能を具備する必要がある。
良好な電磁性能を得るために、通常は材料の抵抗率を有効に向上させるように、鋼におけるケイ素、アルミニウム含有量を大幅に増加することにより、鋼板製品の鉄損を有効に低減し、鋼板製品の磁束密度を改善する。それと同時に、表面状態が良好な鋼板製品を得るように、電磁攪拌でスラブの等軸晶率を高める必要や、鋼板表面にうね状の欠陥が発生しやすいことを避けて鋼板が最終製品の外見と使用に影響することを防止するように、焼ならし又はベル型炉による中間焼鈍を行う必要がある。しかしながら、それらのプロセス、特に焼ならし又はベル型炉による中間焼鈍は、鋼板製品の製造コストを大幅に増加させ、鋼板製品の生産時間と納期を伸ばすだけでなく、生産管理と品質管理にも大きな困難をきたす。
公開番号がＣＮ１８８８１１２Ａで、公開日が２００７年１月３日で、名称が「高磁束密度を有する高級無方向性電磁鋼及びその製造方法」である中国特許文献には、一種の電磁鋼及びその製造方法が開示された。該電磁鋼の各化学成分は重量百分率で、Ｃ≦０．００５０％、Ｎ≦０．００３０％、Ｓｉ：１．５０％〜２．５０％、Ａｌ：０．８０％〜１．３０％、Ｍｎ：０．２０％〜０．５０％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ≦０．００５％、Ｓｂ：０．０３％〜０．１０％、Ｓｎ：０．０５％〜０．１２％、Ｂ：０．０００５％〜０．００４０％であり、残部は鉄および不可避な不純物であり、ただし、ＳｂとＳｎはその中の１種を添加する。該技術方案は、粗圧延パスにおいて大圧下圧延と粗ロール圧延をし、高温巻取りし、各パスの圧下率を最適化することにより、望ましい熱間圧延ストリップ鋼組織を得、冷間圧延圧下率を上げ、より多くのエネルギー（変形エネルギー）を最終の再結晶焼鈍過程における結晶粒子の成長に提供する；再結晶焼鈍温度を制御して望ましい結晶粒組織を得ることなどの手段により、表面品質が良好で、高磁束密度・低鉄損を有し、高効率モーター鉄芯に最も有用である電磁鋼を得る。
公開番号がＣＮ１０１４９２７８６Ａで、公開日が２００９年７月２９日で、名称が「無方向性ケイ素鋼の製造方法」である中国特許文献は、一種の無方向性ケイ素鋼の製造方法に関する。該方法は、電気炉、転炉又は中周波誘導炉で製錬し、次に連続鋳造し、ケイ素含有量が大きければ引張速度を低くすることと；その後、熱間圧延することと；熱間圧延後の熱間圧延コイルにカバーをかけて保温し、酸洗除錆および焼ならし熱処理をし、ゆっくり加熱し、冷却し、保温温度を１〜３ｈｒにすることと；鋼コイルを一次冷間圧延し、脱脂又は表面脱脂し、且つ張力を低減するように巻戻しすることと；焼鈍温度７５０〜１１５０℃、保温時間１〜８０ｈｒ、水素ガスによる保護、露点≦６０℃の条件下で、ベル型炉内で再結晶焼鈍又は脱炭し、その後絶縁コーティング層を塗布し、平らに熱間引張することと；を含む。
公開番号が１０２４５３８３７Ａで、公開日が２０１２年５月１６日で、名称が「高磁束密度・無方向性ケイ素鋼の製造方法」である中国特許文献には、一種の高磁束密度・無方向性ケイ素鋼が開示された。該高磁束密度・無方向性ケイ素鋼の製造方法は以下の工程を備える：
１）化学成分が重量百分率で、Ｓｉ：０．１〜１％、Ａｌ：０．００５〜１％、Ｃ≦０．００４％、Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、Ｐ≦０．２％、Ｓ≦０．００５％、Ｎ≦０．００２％、Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．００６％であり、残部が鉄である無方向性ケイ素鋼を製鋼し、二次精錬し、鋳造ビレットに鋳込する製錬・鋳込工程；
２）加熱温度が１１５０℃〜１２００℃で、圧延終了温度が８３０〜９００℃で、≧５７０℃の温度下で巻取りする熱間圧延工程；
３）圧下量２〜５％で冷間圧延する平坦化工程；
４）温度が９５０℃以上で、保温時間が３０〜１８０ｓである焼ならし工程；
５）酸洗後で積算圧下量７０〜８０％で冷間圧延する酸洗・冷間圧延工程；
６）昇温速度を≧１００℃／ｓとし、５〜６０ｓの保温時間で８００〜１０００℃に保温した後、３〜１５℃／ｓで６００〜７５０℃まで徐冷する焼鈍工程。
１）化学成分が重量百分率で、Ｓｉ：０．１〜１％、Ａｌ：０．００５〜１％、Ｃ≦０．００４％、Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、Ｐ≦０．２％、Ｓ≦０．００５％、Ｎ≦０．００２％、Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．００６％であり、残部が鉄である無方向性ケイ素鋼を製鋼し、二次精錬し、鋳造ビレットに鋳込する製錬・鋳込工程；
２）加熱温度が１１５０℃〜１２００℃で、圧延終了温度が８３０〜９００℃で、≧５７０℃の温度下で巻取りする熱間圧延工程；
３）圧下量２〜５％で冷間圧延する平坦化工程；
４）温度が９５０℃以上で、保温時間が３０〜１８０ｓである焼ならし工程；
５）酸洗後で積算圧下量７０〜８０％で冷間圧延する酸洗・冷間圧延工程；
６）昇温速度を≧１００℃／ｓとし、５〜６０ｓの保温時間で８００〜１０００℃に保温した後、３〜１５℃／ｓで６００〜７５０℃まで徐冷する焼鈍工程。
発明の内容
本発明の目的は、非常に高い磁束密度、超低鉄損および比較的に良好な鋼清浄度を有すると共に、表面品質が良好で、うね状の欠陥が無く、且つ生産コストが低く、表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板を提供することにある。
本発明の目的は、非常に高い磁束密度、超低鉄損および比較的に良好な鋼清浄度を有すると共に、表面品質が良好で、うね状の欠陥が無く、且つ生産コストが低く、表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板を提供することにある。
上記目的を果たすために、本発明は、化学元素の質量百分率含有量は、
０＜Ｃ≦０．００４％、０．１％≦Ｓｉ≦１．６％、０．１％≦Ｍｎ≦０．８％、０．１％≦Ａｌ≦０．６％、Ｔｉ≦０．００１５％、且つ０．２％≦（Ｓｉ＋Ａｌ）≦２．０％を満たし、残部はＦｅおよび他の不可避な不純物である、
表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板を提供する。
０＜Ｃ≦０．００４％、０．１％≦Ｓｉ≦１．６％、０．１％≦Ｍｎ≦０．８％、０．１％≦Ａｌ≦０．６％、Ｔｉ≦０．００１５％、且つ０．２％≦（Ｓｉ＋Ａｌ）≦２．０％を満たし、残部はＦｅおよび他の不可避な不純物である、
表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板を提供する。
本技術方案において、不可避な不純物は主にＮとＳ元素である。不可避な不純物元素として、これらの不純物元素の含有量は低いほど好ましい。本発明にかかる表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板において、ＭｎＳ、ＡｌＮ等の析出物の大幅な増加によって結晶粒子の成長を強く阻害して鋼の磁性を悪化させることを避けるために、Ｓ含有量を≦０．００３ｗｔ．％に、Ｎ含有量を≦０．００３ｗｔ．％に制御してもよい。
本発明にかかる表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板における各化学元素の設計の原理は以下の通りである。
C：Cは製品の結晶粒子の成長を強く阻害することにより、鋼の鉄損の増加を引き起こしやすいと共に、磁気時効を起こし、且つ次の脱炭に困難をもたらすので、本発明の技術方案において、C含有量を０．００４ｗｔ．％以下に制御する必要がある。
Si：Siはマトリックスの抵抗率を向上させることで、鋼の鉄損を有効に低減できる。Ｓｉ含有量は１．６ｗｔ．％を超えると、鋼の磁束密度を顕著に低下させるが、Ｓｉ含有量は０．１ｗｔ．％未満であると、鉄損を大幅に低減する作用を果たせない。よって、本発明にかかる表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板にとって、Ｓｉ含有量を０．１ｗｔ．％〜１．６ｗｔ．％の間に制御する必要がある。
Ｍｎ：ＭｎがＳと結合して生成するＭｎＳは、鋼の磁性に対する損害を有効に低減できると共に、電磁鋼板の表面状態を改善でき、且つ鋼板の焼戻脆化を低減できる。しかしながら、鋼板におけるＭｎの質量百分率含有量は０．８％を超える場合、再結晶集合組織を破壊しやすいだけでなく、鋼の製造コストを大幅に増加させる。よって、本発明にかかる高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板において、Ｍｎ含有量を０．１ｗｔ．％〜０．８ｗｔ．％の間に設定する。
Ａｌ：Ａｌは抵抗を増加させる元素であると共に、電磁鋼板の深脱酸にも有用である。しかし、Ａｌ含有量は０．６ｗｔ．％を超えると、連続鋳造に困難を与え、且つ鋼の磁束密度を顕著に低下させる；Ａｌ含有量は０．１ｗｔ．％未満であると、ＡｌＮの固溶温度を大幅低下させ、且つ鋼の磁性揺らぎを引き起こす。よって、本発明の技術方案に基づき、無方向性電磁鋼板におけるＡｌの添加量を０．１〜０．６ｗｔ．％に制御する。
Ｔｉ：Ｔｉ元素に対する制御は本技術方案の核心の一つである。本技術方案にとって、Ｔｉは積極的に添加されるものではない。一般的には、鋼中に残留Ｔｉ元素が不可避に持ち込まれるが、本発明者らは、Ｔｉ含有量が０．００１５ｗｔ．％を超えると、ＴｉＮ介在物を大幅に増加させ、結晶粒子の成長を強く阻害して鋼の磁性を悪化させることを見出した。よって、本発明にかかる高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板において、Ｔｉ元素の質量百分率含有量を≦０．００１５％に制御すべきである。これは普通の無方向性電磁鋼板に存在しない特徴である。
それと同時に、ＳｉとＡｌの含有量を：０．２ｗｔ．％≦（Ｓｉ＋Ａｌ）≦２．０ｗｔ．％に制御する必要もあり、その原因は以下の通りである。 Ｓｉ＋Ａｌ含有量は０．２％未満である場合、鋼板の抵抗率を有効に向上させることで鋼板の鉄損を低減することもできないし、ＡｌＮ、ＴｉＮの介在の制御にも不利であり、さらに磁性揺らぎも引き起こしやすい。Ｓｉ＋Ａｌ含有量は２．０％を超える場合、鋼板の磁束密度は大幅に低下し、高いＳｉ、Ａｌ含有量はさらに連続鋳造に困難を与え、ノズル詰まりの問題を起こしやすい。
さらに、本発明にかかる表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板において、Ｍｎ元素の質量百分率含有量は、
を満たす。
ただし、k2 = 0.08〜0.11、k3 = 0.17〜0.38、a= 0.1〜0.4。
ただし、k2 = 0.08〜0.11、k3 = 0.17〜0.38、a= 0.1〜0.4。
溶鋼の脱炭が終了した後、フェロシリコン、フェロアルミニウムおよびフェロマンガンを添加して合金化処理を行う必要があるが、上記モデルの一般式によってＭｎ元素の質量百分率含有量を制限する原因は、Ｍｎがオーステナイト相領域を拡大し、オーステナイトからフェライトへの変態速度を遅延させ、熱間圧延の圧延安定性に影響するからである。また、ＳｉとＡｌの含有量が上記インフルエンスファクターｋ２、ｋ３でＭｎ元素の添加量に影響を与える場合、Ｍｎ元素は熱間圧延板の再結晶温度を顕著に向上させ、熱間圧延板の充分な結晶を抑制することができる。
好ましくは、表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板におけるＴｉ含有量を≦０．０００８ｗｔ．％に制御する。
さらに鋼におけるＴｉ含有量を厳格に制御することにより、焼鈍過程において、鋼板製品におけるＴｉＮ等の介在物の結晶粒子成長に対する強い阻害作用を有効に避け、鋼板製品の磁束密度を顕著に向上させることができる。
さらに、本発明にかかる表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板において、圧延方向に分布する（１１１）集合組織の体積割合は３７％未満である。
本発明にかかる表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板は、鋼における化学元素を合理的に設計することにより、鋼板における有害集合組織（１１１）を低減したので、鋼板の磁束密度を０．０２８〜０．０７０Ｔ向上させ、鋼板の鉄損を０．２３〜０．４９Ｗ／ｋｇ低減させたと共に、鋼板の表面品質を改善し、鋼板表面のうね状の欠陥を有効に解消した。
相応に、本発明はさらに、溶銑の予備処理、転炉製錬、ＲＨ精錬、ビレットに鋳込、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍およびコーティング工程を含む前記表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
上記工程から分かるように、従来技術と異なり、本発明にかかる表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板の製造方法は、焼ならし工程又はベル型炉による中間焼鈍工程を採用しないため、生産コストを大いに低下させ、生産時間を低減し、且つ納期を短縮することができる。
さらに、前記転炉製錬工程において、スラグ・鋼の間のＴｉの分配比を最大限に増加させる目的で、取鍋スラグにおけるＴ・Ｆｅ≧５ｗｔ％（「Ｔ・Ｆｅ」は当業者によく知られる表記方式として、鋼スラグにおける全酸化鉄の含有量を表す）のように制御する；スラグ・鋼の間のＴｉの分配比は大きいほど、鋼におけるＴｉ含有量が低く、鋼におけるＴｉ含有量をできるだけ低くするという本願の目的に合致する。
さらに、前記ＲＨ精錬工程において、溶鋼の脱炭が終了した後、合金化する前に、フェロシリコン、フェロアルミニウムの順で脱酸と合金化を行い、且つ１トンの鋼あたりに対するフェロシリコンの添加量ＭＦｅＳｉは、
を満たす。
ただし、［Ｏ］ＦｒｅｅはＲＨ精錬工程において、脱炭終了時の溶鋼における遊離酸素の含有量であり；ｋ１は脱酸定数であり、ｋ１＝１．３３〜１．６７。
ただし、［Ｏ］ＦｒｅｅはＲＨ精錬工程において、脱炭終了時の溶鋼における遊離酸素の含有量であり；ｋ１は脱酸定数であり、ｋ１＝１．３３〜１．６７。
本技術方案はＲＨ精錬過程において、脱炭が終了した後、合金化処理の前に、フェロアルミニウム、フェロシリコンという通常の順で脱酸と合金化を行う代わりに、フェロシリコン、フェロアルミニウムの順で脱酸と合金化を行う；その原因は、フェロアルミニウム、フェロシリコンの順で脱酸と合金化を行う場合に生じる生成物はクラスター状のＡｌ2Ｏ3であり、鋼中に懸濁して除去しにくく、且つ次のスラブ加熱、圧延過程において破砕しやすく、このようなクラスター状のＡｌ2Ｏ3はサイズが減少したが、数が増加し、鋼板製品の熱処理過程における結晶粒子の成長を阻害するからである。フェロシリコン、フェロアルミニウムの順で脱酸と合金化を行う場合の生成物はＳｉＯ2のみであり、その粒子が大きくて球状になり、浮上して除去されやすい。本技術方案において、良好な脱酸効果を確保するために、［Ｏ］Ｆｒｅｅを２００〜６００ｐｐｍの間に制御する必要があると共に、上記式に応じてフェロシリコンを添加する必要がある。フェロシリコンを添加した後、ＳｉＯ2脱酸産物の充分な浮上を確保するために、溶鋼は真空槽内と取鍋の間を少なくとも１〜２回循環したほうが良い。１回の「循環」とは、溶鋼が取鍋内から上昇管に入り、次に上昇管から下降管に入り、さらに下降管から取鍋に戻ることを指す。
さらに、転炉製錬工程終了後の出鋼過程において、取鍋トップスラグのスラグ量を３〜１５ｋｇ／トン鋼に制御する。
転炉の出鋼過程において、取鍋トップスラグのスラグ量を厳格に制御する必要がある。取鍋トップスラグのスラグ量が３ｋｇ／トン鋼未満である場合、溶鋼面は露出しやすく、溶鋼の吸酸、吸窒を引き起こし、溶鋼の純度を劣化させる；取鍋トップスラグのスラグ量が１５ｋｇ／トン鋼を超える場合、溶鋼に脱酸、合金化処理をした後、溶鋼の酸化性の低下に従い、スラグと鋼の間のＴｉの分配比は顕著に低下し、スラグにおけるＴｉは還元されて溶鋼に戻ることにより、溶鋼におけるＴｉ含有量は高すぎて、その含有量の制限範囲を超えてしまう。前記技術方案によれば、スラグ量はＲＨ精錬の正常な処理に影響することなく、溶鋼面を有効に覆えることを確保するために、スラグ停止プラグ又はスライドゲートプレートを用いてスラグを停止してもよい。
さらに、前記熱間圧延工程は、圧延前の加熱工程と、少なくとも１パスの粗圧延工程と、仕上圧延工程とを含み、スラブを粗圧延機スタンドと仕上圧延機スタンドの間で密閉式保温し、仕上圧延の入口温度を９８０〜１１２０℃に制御する。
２台のスタンドで少なくとも１パスの粗圧延を行う原因は、サイズの大きい柱状結晶を破砕するためである。中間スラブが粗圧延機スタンドと仕上圧延機スタンドの間にある時、仕上圧延の入口温度を９８０℃以上に確保するために、密閉式保温カバーを用いて保温してもよい。これにより、中間スラブの内部結晶粒子は有効に成長することができるので、鋼板製品の集合組織を有効に改善できるだけでなく、鋼板表面のうね状の欠陥も解消できる。
さらにまた、前記圧延前の加熱工程において、スラブの搬出温度を１０００〜１１５０℃に制御する。
本発明の技術方案は、合理的な成分設計と改善したプロセスによって、ストリップ鋼製品の表面品質と鋼中の介在物含有量を厳格に制御する。ストリップ鋼製品の表面品質を厳格に制御することについて、鋼板表面にうね状の欠陥が発生する要因は、スラブにおける柱状結晶は非常に発達し、熱間圧延過程において充分に破砕せずに、最終には圧延方向に分布する（１１１）方位の発達組織を形成することにより、ストリップ鋼の表面にでこぼこしたうね状の欠陥が発生するからである。それに鑑み、オーステナイト相領域を拡大するＭｎ元素の含有量を制御し、且つ適量のＳｉ、ＭｎおよびＡｌ元素を添加することで、スラブ中で等軸結晶をなるべく多く形成することを確保でき、ストリップ鋼表面のうね状の欠陥を低減若しくは解消できる。それと同時に、仕上圧延の入口温度を調整することで、スラブの粗圧延後、中間スラブにおいて破砕した結晶粒子組織は充分に回復・成長することを確保でき、それが遺伝性を有するので、熱間圧延・仕上圧延後の熱間圧延ストリップ鋼において、結晶粒子組織は粗大化・発達することにより、鋼中の有利な（１００）、（１１０）集合組織は多くなり、鋼中の有害な（１１１）集合組織は少なくなるため、ストリップ鋼製品の表面にうね状の欠陥が発生せず、且つ鋼板は優れた電磁性能を有する。鋼中の介在物含有量を厳格に制御することについて、それが結晶粒界をピニングすることを避け、それが製品における結晶粒子の成長を抑制することを防止する必要がある。本発明にかかる高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板において、鋼における結晶粒子が充分に成長し、ストリップ鋼製品の鉄損を有効に低減できることは望ましいことから、本技術方案はＲＨ精錬脱酸プロセスを調整し、球状でサイズの大きいＳｉＯ2介在物を生成して介在物の充分で迅速な浮上を容易にするように、フェロシリコン、フェロアルミニウムの順で脱酸と合金化を行うと共に、サイズの細かいＴｉＮ介在物を生成して結晶粒界をピニングすることを避けるように、Ｔｉの含有量を厳格に制限することにより、製品の焼鈍後の結晶粒子サイズがなるべく成長することを確保でき、ひいてはストリップ鋼製品の鉄損を有効に低減した。
本発明にかかる無方向性電磁鋼板は、超高磁束密度・超低鉄損などの優れた電磁性能を具備し、従来の無方向性電磁鋼板と比較すると、磁束密度が０．０２８〜０．０７０Ｔ向上し、鉄損が０．２３〜０．４９Ｗ／ｋｇ低減した。また、本発明にかかる無方向性電磁鋼板は、表面品質が良好で、うね状の欠陥がなかった。
本発明にかかる無方向性電磁鋼板は、生産コストが低く、環境親和的、高効率、省エネルギーの電気設備の製造に有用である。
具体的な実施形態
以下、図面および具体的な実施例に基づいて、本発明にかかる表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板及びその製造方法をさらに解釈・説明する。しかし、該解釈・説明は本発明の技術方案を不当に限定するものではない。
以下、図面および具体的な実施例に基づいて、本発明にかかる表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板及びその製造方法をさらに解釈・説明する。しかし、該解釈・説明は本発明の技術方案を不当に限定するものではない。
図１は、本発明にかかる表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板におけるＴｉ含有量と、鋼板製品の磁束密度との関係を示す。
本発明の技術方案に基づき、本発明者らは実験によって、鋼におけるＴｉ含有量が低く制御されるほど、得られる鋼板の磁束密度は高いことを実証した。図１に示すように、Ｔｉ含有量≦１５ｐｐｍの場合、鋼板の磁束密度は１．７２Ｔであるのに対し、Ｔｉ含有量＞１５ｐｐｍの場合、鋼板の磁束密度は大幅に低下し、特にＴｉ含有量が２０ｐｐｍを超える場合、鋼板の磁束密度は１．７０Ｔ未満になる。
図２は、本発明にかかる表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板の製造方法に適用されるフェロシリコンによる脱酸と、従来技術に適用されるフェロアルミニウムによる脱酸との比較図である。
図２に示すように、フェロシリコン、フェロアルミニウムの順で脱酸と合金化を行うタイプ、及びフェロアルミニウム、フェロシリコンタイプの順で脱酸と合金化を行うタイプのそれぞれの鋼板について、２０ｍｉｎ以上の精錬時間を経った後、本願のようにフェロシリコン、フェロアルミニウムの順で脱酸と合金化を行うことで得られる鋼板中の介在物の含有量は、従来技術のようにフェロアルミニウム、フェロシリコンタイプの順で脱酸と合金化を行うことで得られる鋼板中の介在物の含有量より明らかに少ない。
図３は、本発明にかかる表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板の製造方法において、仕上圧延の入口温度の制御と、鋼板表面のうね状の欠陥の発生率との関係を示す。
図３に示すように、仕上圧延の入口温度が≧９８０℃に制御される場合、鋼板表面のうね状の欠陥の発生率は０であるが、仕上圧延の入口温度が＜９８０℃に制御されると、鋼板表面のうね状の欠陥の発生率は仕上圧延の入口温度の低下に従って増加する。
図４は、本発明にかかる表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板の製造方法において、取鍋スラグにおけるＴ・Ｆｅ含有量と、スラグと鋼の間のＴｉの分配比との関係を示す。
図４に示すように、取鍋スラグにおけるＴ・Ｆｅ含有量≧５％の場合、スラグと鋼の間のＴｉの分配比は２００を超えることができるが、取鍋スラグにおけるＴ・Ｆｅ含有量＜５％の場合、スラグと鋼の間のＴｉの分配比は取鍋スラグにおけるＴ・Ｆｅ含有量の低下に従って大幅に低下する。
実施例Ａ１〜Ａ１０と比較例Ｂ１〜Ｂ１１
本願の実施例Ａ１〜Ａ１０における鋼板の成分は表１に示すが、表１には対比例Ｂ１〜Ｂ１１の成分も同時に示される。
本願の実施例Ａ１〜Ａ１０における鋼板の成分は表１に示すが、表１には対比例Ｂ１〜Ｂ１１の成分も同時に示される。
下記工程により実施例Ａ１〜Ａ１０における鋼板を製造した。
１）溶銑の予備処理；
２）転炉製錬：転炉製錬後、二回のスラグ停止技術を採用し、スラグ停止プラグ又はスライドゲートプレートを用いてスラグを停止し、取鍋トップスラグのスラグ量を３〜１５ｋｇ／トン鋼に制御し、取鍋スラグにおけるＴ・Ｆｅ≧５ｗｔ％のように制御した；
３）ＲＨ精錬：溶鋼の脱炭が終了した後、合金化する前に、フェロシリコン、フェロアルミニウムの順で脱酸と合金化を行い、且つ１トンの鋼あたりに対するフェロシリコンの添加量ＭＦｅＳｉは、MFeSi = k1×｛[O]Free-50｝×10-3 （kg/t 鋼）を満たし；ただし、［Ｏ］ＦｒｅｅはＲＨ精錬工程において、脱炭終了時の溶鋼における遊離酸素の含有量であり；ｋ１は脱酸定数であり、ｋ１＝１．３３〜１．６７、フェロアルミニウムの添加量は、本願におけるＡｌ元素の含有量を表１に示される含有量にするものであった（比較例について、フェロアルミニウム、フェロシリコンの順で添加した故、フェロシリコンの添加量は、比較例におけるＳｉ元素の含有量を表１に示される含有量にするものであった）；
４）ビレットに鋳込；
５）熱間圧延：熱間圧延工程は、圧延前の加熱工程と、少なくとも１パスの粗圧延工程と、仕上圧延工程とを含み、圧延前の加熱工程において、スラブの搬出温度を１０００〜１１５０℃に制御し、且つ中間スラブを粗圧延機スタンドと仕上圧延機スタンドの間で密閉式保温し、仕上圧延の入口温度を９８０〜１１２０℃に制御した；
６）酸洗；
７）冷間圧延；
８）焼鈍；
９）コーティング。
１）溶銑の予備処理；
２）転炉製錬：転炉製錬後、二回のスラグ停止技術を採用し、スラグ停止プラグ又はスライドゲートプレートを用いてスラグを停止し、取鍋トップスラグのスラグ量を３〜１５ｋｇ／トン鋼に制御し、取鍋スラグにおけるＴ・Ｆｅ≧５ｗｔ％のように制御した；
３）ＲＨ精錬：溶鋼の脱炭が終了した後、合金化する前に、フェロシリコン、フェロアルミニウムの順で脱酸と合金化を行い、且つ１トンの鋼あたりに対するフェロシリコンの添加量ＭＦｅＳｉは、MFeSi = k1×｛[O]Free-50｝×10-3 （kg/t 鋼）を満たし；ただし、［Ｏ］ＦｒｅｅはＲＨ精錬工程において、脱炭終了時の溶鋼における遊離酸素の含有量であり；ｋ１は脱酸定数であり、ｋ１＝１．３３〜１．６７、フェロアルミニウムの添加量は、本願におけるＡｌ元素の含有量を表１に示される含有量にするものであった（比較例について、フェロアルミニウム、フェロシリコンの順で添加した故、フェロシリコンの添加量は、比較例におけるＳｉ元素の含有量を表１に示される含有量にするものであった）；
４）ビレットに鋳込；
５）熱間圧延：熱間圧延工程は、圧延前の加熱工程と、少なくとも１パスの粗圧延工程と、仕上圧延工程とを含み、圧延前の加熱工程において、スラブの搬出温度を１０００〜１１５０℃に制御し、且つ中間スラブを粗圧延機スタンドと仕上圧延機スタンドの間で密閉式保温し、仕上圧延の入口温度を９８０〜１１２０℃に制御した；
６）酸洗；
７）冷間圧延；
８）焼鈍；
９）コーティング。
上記製造方法にかかる各工程における具体的なプロセスパラメータは表２に詳しく示す。
表１は、実施例Ａ１〜Ａ１０と比較例Ｂ１〜Ｂ１１における鋼板の各化学元素の質量百分率含有量を示す。
表２は、実施例Ａ１〜Ａ１０と比較例Ｂ１〜Ｂ１１における鋼板の製造方法のプロセスパラメータを示す。
表３は、本願の実施例Ａ１〜Ａ１０と比較例Ｂ１〜Ｂ１１における鋼板の各電磁性能および鋼板の集合組織パラメータを示す。
表３から分かるように、比較例Ｂ１〜Ｂ３は、磁束密度が１．７０Ｔを超えたが、その鉄損も高かった；比較例Ｂ４〜Ｂ９およびＢ１１は、鉄損が低減したが、その磁束密度も同時に低下した；比較例Ｂ１０は、鉄損も低かったし、磁束密度も１．７０Ｔに達したが、その表面にうね状の欠陥があった。一方、本願の実施例Ａ１〜Ａ１０における無方向性電磁鋼板は、磁束密度がいずれも≧１．７０Ｔで、鉄損がいずれも≦５．６１Ｗ／ｋｇで、且つ鋼板表面にうね状の欠陥が存在しない、即ち高磁束密度・低鉄損と良好な表面品質の両立を実現した。それらから分かるように、本発明にかかる無方向性電磁鋼板は超高磁束密度・超低鉄損を具備すると共に、良好な表面品質も有し、ＥＩ鉄芯、モーター、小型変圧器などの環境親和的、高効率、省エネルギーの電気設備の製造に有用である。
以上に挙げられたのは本発明の具体的な実施例だけであり、本発明は勿論以上の実施例に限定されず、数多くの類似の変更もあることを注意すべきである。当業者は本発明に開示された内容から直接に導く若しくは想到する変更は全て本発明の保護の範囲に含まれるべきである。
Claims (5)
- 化学元素の質量百分率含有量が、
０＜Ｃ≦０．００４％、０．１％≦Ｓｉ≦１．６％、０．１％≦Ｍｎ≦０．８％、０．１％≦Ａｌ≦０．６％、Ｔｉ≦０．００１５％、且つ０．２％≦（Ｓｉ＋Ａｌ）≦２．０％を満たし、残部がＦｅおよび他の不可避な不純物である表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
溶銑の予備処理、転炉製錬、ＲＨ精錬、ビレットに鋳込、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍およびコーティング工程を含むことを特徴とし、
前記転炉製錬工程において、取鍋スラグにおけるＴ・Ｆｅ≧５ｗｔ％のように制御し、
前記ＲＨ精錬工程において、溶鋼の脱炭が終了した後、合金化する前に、フェロシリコン、フェロアルミニウムの順で脱酸と合金化を行い、且つ１トンの鋼あたりに対するフェロシリコンの添加量ＭＦｅＳｉは、
（ただし、［Ｏ］ＦｒｅｅはＲＨ精錬工程において、脱炭終了時の溶鋼における遊離酸素の含有量であり、２００〜６００ｐｐｍの範囲にあり；ｋ１は脱酸定数であり、ｋ１＝１．３３〜１．６７。）
転炉製錬工程終了後の出鋼過程において、取鍋トップスラグのスラグ量を３〜１５ｋｇ／トン鋼に制御し、
前記熱間圧延工程は、圧延前の加熱工程と、少なくとも１パスの粗圧延工程と、仕上圧延工程とを含み、スラブを粗圧延機スタンドと仕上圧延機スタンドの間で密閉式保温し、仕上圧延の入口温度を９８０〜１１２０℃に制御する、表面状態が良好な高磁束密度・低鉄損・無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記圧延前の加熱工程において、スラブの搬出温度を１０００〜１１５０℃に制御することを特徴とする、請求項１に記載の製造方法。
- 前記Ｍｎ元素の質量百分率含有量は、
（ただし、ｋ２＝０．０８〜０．１１、ｋ３＝０．１７〜０．３８、ａ＝０．１〜０．４。）
ことを特徴とする、請求項１に記載の製造方法。 - Ｔｉ≦０．０００８％であることを特徴とする、請求項１に記載の製造方法。
- 圧延方向に分布する無方向性電磁鋼板の（１１１）集合組織の体積割合は３７％未満であることを特徴とする、請求項１に記載の製造方法。
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