JP7364931B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
仕上げ焼鈍工程では、加熱過程において、1000℃~1100℃の温度範囲の加熱速度HR3を15℃/h以下とする
ことを特徴とする、方向性電磁鋼板の製造方法が提供される。
本発明者は、まず、特許文献7に開示された技術が方向性電磁鋼板の鉄損改善効果を十分得られない原因を調査した。その結果、本発明者は、特許文献7に開示された技術によって製造された方向性電磁鋼板の中には、磁束密度は高いものの、鉄損が劣位なものが存在することがわかった。そこで、本発明者は、鉄損が劣位なものの特徴を調べたところ、二次再結晶粒径が大径化している傾向があることが明らかとなった。すなわち、磁束密度が高くなることで、ヒステリシス損が低減する。しかし、二次再結晶粒径が大径化した場合、渦電流損が増加する。したがって、特許文献7に開示された技術では、ヒステリシス損の低減が渦電流損の増加によって相殺され、さらには却って鉄損が悪くなることがわかった。
(2-1.製造方法の概要)
次に、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法を説明する。本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、鋼スラブ準備工程、再加熱工程、熱間圧延工程、熱延板焼鈍工程、冷間圧延工程、脱炭焼鈍工程、窒化処理工程、焼鈍分離剤塗布工程、仕上げ焼鈍工程、純化焼鈍工程、及び冷却工程を含む。以下、各工程について詳細に説明する。
この工程では、鋼スラブを準備する。具体的には、例えば転炉または電気炉等により鋼を溶製する。これにより得られた溶鋼を必要に応じて真空脱ガス処理した後、連続鋳造もしくは造塊後分塊圧延する。これにより鋼スラブが得られる。鋼スラブの厚さは特に制限されないが、通常は150~350mmの範囲、好ましくは220~280mmの厚みで鋳造される。ただし、鋼スラブは30~70mmの厚さ範囲のいわゆる薄スラブであっても良い。薄スラブを使用する場合、熱延板を製造する際に中間厚みに粗加工を行う必要がないという利点がある。
鋼スラブは、化学成分として、質量%で、Si:2.00~4.00%、C:0.085%以下、Al:0.01~0.065%、N:0.004~0.012%、Mn:0.05~1.00%、S:0.003~0.015%を含有し、残部Feおよび不純物からなる。以下、成分組成に係る%は、鋼スラブの総質量に対する質量%を意味するものとする。
Siは、鋼板の電気抵抗を高めて、鉄損特性を改善する元素である。Si濃度が2.00%未満では、仕上げ焼鈍時に鉄組織のγ変態が生じ、鋼板の結晶方位が損なわれるので、Si濃度は2.00%以上とする。Si濃度は、好ましくは2.50%以上、より好ましくは3.00%以上である。一方、Si濃度が4.00%を超えると、方向性電磁鋼板の加工性が低下し、圧延時に割れが発生するので、Si濃度は4.00%以下とする。Si濃度は好ましくは3.50%以下である。
Cは、一次再結晶組織の制御に有効な元素であるが、磁気特性に悪影響を及ぼすので、仕上げ焼鈍前に脱炭焼鈍で除去される元素である。C濃度が0.085%を超えると、脱炭焼鈍時間が長くなり、生産性が低下するので、C濃度は0.085%以下とする。C濃度は好ましくは0.070%以下、より好ましくは0.050%以下である。C濃度の下限は0%を含むが、C濃度を0.0001%未満に低減しようとすると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、0.0001%が実質的な下限である。なお、方向性電磁鋼板において、C濃度は、脱炭焼鈍によって通常0.001%程度以下に低減される。
Alは、Nと結合して、インヒビターとして機能する(Al、Si)NまたはAlNを生成する元素である。Al濃度が0.010%未満では、Alの添加効果が十分に発現せず、二次再結晶が十分に進行しないので、Al濃度は0.010%以上とする。Al濃度は好ましくは0.015%以上、より好ましくは0.020%以上である。一方、Al濃度が0.065%を超えると、インヒビターの析出分散が不均一になり、所要の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下するので、Al濃度は0.065%以下とする。Al濃度は好ましくは0.050%以下、より好ましくは0.040%以下である。
Nは、Alと結合して、インヒビターとしての機能するAlNを形成する元素である。ただし、Nは冷間圧延時に鋼板中にブリスター(空孔)を形成する元素でもある。Nの質量%が0.004%未満では、AlNの形成が不十分となるので、N濃度は0.004%以上とする。好ましくは0.006%以上、より好ましくは0.007%以上である。N濃度が0.012%を超えると、冷間圧延時に鋼板中に多くのブリスターを形成する可能性があるので、N濃度は0.012%以下とする。
Mnは、熱間圧延時の割れを防止するとともに、Sと結合して、インヒビターとして機能するMn化合物、すなわちMnSを形成する元素である。Mn濃度が0.05%未満では、Mnの添加効果が十分に発現しないので、Mn濃度は0.05%以上とする。Mn濃度は、好ましくは0.07%以上、より好ましくは0.09%以上である。一方、Mn濃度が1.00%を超えると、Mn化合物の析出分散が不均一になり、所要の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下するので、Mn濃度は1.00%以下とする。Mn濃度は好ましくは0.80%以下、より好ましくは0.60%以下である。
Sは、Mnと結合して、インヒビターとして機能するMnSを形成する元素である。S濃度が0.003%未満では、Sの添加効果が十分に発現しないので、S濃度は0.003%以上とする。S濃度は、好ましくは0.005%以上、より好ましくは0.007%以上である。一方、S濃度が0.015%を超えると、MnSの析出分散が不均一になり、所要の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下するので、S濃度は0.015%とする。S濃度は好ましくは0.013%以下、より好ましくは0.011%以下である。
Bは母材鋼板中のNと結合し、MnSと複合析出して、インヒビターとして機能するBNを形成する元素である。B濃度の下限は特に制限されず、上述したように0%でもよい。ただし、Bの添加効果を十分に発揮するためには、B濃度の下限は0.0005%であることが好ましい。B濃度は好ましくは0.001%以上、より好ましくは0.0015%以上である。一方、B濃度が0.0100%を超えると、BNの析出分散が不均一になり、所要の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下する。このため、B濃度は0.0100%以下であることが好ましい。B濃度は好ましくは0.0080%以下、より好ましくは0.0060%以下、より好ましくは0.0040%以下である。
Crは、脱炭焼鈍時に形成される内部酸化層を改善し、グラス皮膜形成に有効な元素である。このため、Crを0.30%以下の範囲で鋼スラブに添加してもよい。Cr濃度が0.30%を超えると、脱炭性を著しく阻害するので、Cr濃度の上限は0.30%であることが好ましい。
Cuは方向性電磁鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減させることに有効な元素である。C濃度が0.40%を超えると鉄損低減効果が飽和するとともに、熱延時に「カッパーヘゲ」なる表面疵の原因になるため、C濃度の上限は0.40%であることが好ましい。
Pは方向性電磁鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減させることに有効な元素である。P濃度が0.50%を超えると圧延性に問題を生じるため、P濃度の上限は0.50%であることが好ましい。
SnとSbは、良く知られている粒界偏析元素である。本実施形態に係る鋼スラブはAlを含有しているため、仕上げ焼鈍の条件によっては焼鈍分離剤から放出される水分によりAlが酸化されてコイル位置でインヒビター強度が変動する場合がある。この結果、磁気特性がコイル位置で変動する場合がある。この対策の一つとして、これらの粒界偏析元素の添加によりAlの酸化を防止する方法があり、そのためにSn及びSbをそれぞれ0.30%以下の濃度で母材鋼板に添加してもよい。一方、これらの元素の濃度が0.30%を超えると脱炭焼鈍時にSiが酸化されにくく、グラス皮膜の形成が不十分となるとともに、脱炭焼鈍性を著しく阻害する。このため、これらの元素の濃度の上限は0.30%であることが好ましい。
Niは方向性電磁鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減させることに有効な元素である。また、Niは熱延板の鉄組織を制御して磁気特性を向上させるうえで有効な元素でもある。しかしながら、Ni濃度が1.00%を超えると二次再結晶が不安定になるため、Ni濃度の上限は1.00%であることが好ましい。
Moは熱延時の表面性状を改善することに有効な元素である。ただし、Mo濃度が0.1%を超えるとMo添加効果が飽和してしまうため、Mo濃度の上限は0.1%であることが好ましい。
Biは硫化物などの析出物を安定化してインヒビターとしての機能を強化する効果がある。しかしながら、Bi濃度が0.01%を超えるとBiがグラス皮膜形成に悪影響を及ぼすため、Bi濃度の上限は0.01%であることが好ましい。
この工程では、鋼スラブを再加熱する。鋼スラブの再加熱温度は1280℃以下が好ましい。再加熱温度が1280℃を超える場合、溶融スケール量が多くなる。さらに、MnSが鋼スラブに完全固溶し、その後の工程で微細に析出するため、所望の一次再結晶粒径を得るための脱炭焼鈍温度を900℃超とする必要がある。このため、本実施形態では、鋼スラブを1280℃以下で再加熱することが好ましい。再加熱温度の下限値は特に制限されないが、例えば1100℃であってもよい。なお、本実施形態では、鋼スラブまたは鋼板の温度は例えば、放射温度計によって測定可能である。
熱間圧延(熱延)工程では、再加熱後の鋼スラブを熱延する。熱延板焼鈍工程では、上記熱間圧延工程により得られた熱延板を1000~1150℃の1段目温度まで加熱することで、鉄組織を再結晶させる。ついで、熱延板を850~1100℃かつ1段目温度より低い2段目温度で焼鈍する。この熱延板焼鈍工程は主に熱延時に生じた不均一組織の均一化を目的として行われる。
熱延板焼鈍工程を行った後、熱延板に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(冷延)を施す。これにより、最終冷延板を作製する。各冷間圧延は、常温で行ってもよいし、常温より高い温度たとえば200℃程度に鋼板温度を上げて圧延する温間圧延としてもよい。
脱炭焼鈍工程は、冷延工程後の鋼板(冷延板)を入側温度T0℃から入側温度よりも高い均熱温度T2℃まで加熱する加熱工程と、冷延板の温度を均熱温度T2℃に所定時間する均熱工程とを含む。脱炭焼鈍工程は湿潤雰囲気で行われる。ここで、入側温度T0℃は冷延板が焼鈍炉に導入される際の温度であり、概ね600℃以下である。均熱温度は700~900℃の範囲内の温度とされる。
加熱工程における冷延板の加熱は誘導加熱装置で行ってもよい。この場合、加熱速度の自由度が高く、鋼板と非接触に加熱でき、さらに、脱炭焼鈍炉内への設置が比較的容易であるなどの効果が得られる。特に、到達温度T1℃が鋼板のキュリー点である750℃以下となる場合、誘導加熱装置のみで冷延板を入側温度T0℃から到達温度T1℃まで急速加熱することができる。
脱炭焼鈍後、鋼板の窒素濃度が40ppm以上1000ppm以下となるように、鋼板に窒化処理を施す。窒化処理後の鋼板の窒素濃度が40ppm未満では鋼板内にAlNが十分に析出せず、AlNがインヒビターとして機能しない。このため、鋼板の窒素濃度は40ppm以上とする。一方、鋼板の窒素濃度が1000ppm超となった場合、仕上げ焼鈍において二次再結晶完了後も鋼板内に過剰にAlNが存在する。このようなAlNは鉄損劣化の原因となる。このため、鋼板の窒素濃度は1000ppm以下とする。
窒化処理工程後、鋼板の表面に焼鈍分離剤を塗布する。後述する仕上げ焼鈍は鋼板をコイル状に巻き取った状態で行われる場合がある。このような状態で仕上げ焼鈍を行った場合、コイルが焼き付いてコイルを巻きほどくことが困難になることがある。そこで、本実施形態では、仕上げ焼鈍後にコイルを巻きほどくことができるように、焼鈍分離剤を塗布する。ここで、焼鈍分離剤の主成分はMgOであり、焼鈍分離剤中のMgOが仕上げ焼鈍時に内部酸化層中のSiO2と固相反応し、グラス皮膜を生成する。
仕上げ焼鈍工程は、二次再結晶焼鈍工程とも称される焼鈍であり、鉄組織の二次再結晶を促す処理である。仕上げ焼鈍工程では、冷延板(鋼板)を後述する1200℃程度まで加熱する。ここで、加熱過程において、少なくとも1000℃~1100℃の温度範囲では、加熱速度HR3を15℃/h以下とすることが好ましい。また、加熱速度の制御に代えて、1000℃~1100℃の温度範囲内に10時間以上保持することも有効である。つまり、この温度域での加熱速度を極めて遅くする。これにより、ゴス方位粒の優先成長(二次再結晶)を促すことができる。加熱速度HR3が速すぎる(15℃/hを超える)場合、ゴス方位以外の結晶方位の結晶粒が成長してしまう。他の温度域における加熱速度は特に制限されず、従来の仕上げ焼鈍と同程度であればよい。仕上げ焼鈍雰囲気は特に制限されず、従来の仕上げ焼鈍と同様であればよい。例えば、仕上げ焼鈍雰囲気は窒素水素の混合雰囲気であってもよい。
仕上げ焼鈍工程に続く純化焼鈍工程では、二次再結晶完了後に純化を行うことで、インヒビターとして利用した析出物(AlN、MnS等)の無害化を行う。これにより最終磁気特性におけるヒステリシス損を低減することが可能となる。純化焼鈍工程では、例えば、水素雰囲気下、1200℃で10時間以上鋼板の保定を行うことが好ましい。純化焼鈍後、冷延板(鋼板)を冷却する。
冷却工程後の鋼板表面に、さらに絶縁皮膜コーティングを塗布し、焼き付ける。絶縁皮膜の種類については、特に限定されることはなく、従来公知のあらゆる絶縁皮膜が本実施形態の方向性電磁鋼板に適合する。絶縁皮膜の例としては、リン酸塩とコロイダルシリカを含む水系塗布溶液を塗布して形成される皮膜が挙げられる。この場合、リン酸塩としては、例えば、Ca、Al、Sr等のリン酸塩が挙げられる。中でも、リン酸アルミニウム塩がより好ましい。コロイダルシリカは特に限定はなく、その粒子サイズも適宜使用することができる。特に好ましい粒子サイズ(平均粒径)は、200nm以下である。粒子サイズが100nm未満でも分散に問題はないが製造コストが高くなって現実的でない場合がある。粒子サイズが、200nmを超えると処理液中で沈降する場合がある。
磁区制御工程の具体的な処理方法は特に制限されず、例えばレーザ照射、電子ビーム、エッチング、歯車による溝形成法にて、磁区制御を施すことで、より低鉄損が得られる。なお、上述したように、磁区制御前であっても、本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、鉄損が大きく改善している。
実施例1では、表1に示す成分組成の鋼スラブを1150℃に加熱した後に熱間圧延に供し、板厚2.6mmの熱延板とした。ついで、該熱延板に1段目温度を1100℃、2段目温度を900℃として熱延板焼鈍を施した。ついで、熱延板に一回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を施し、最終板厚0.23mmの冷延板を作製した。
実施例2では、表1に示す成分組成の鋼スラブを1150℃に加熱した後に熱間圧延に供し、板厚2.6mmの熱延鋼板とした。ついで、該熱延板に1段目温度を1100℃、2段目温度を900℃として熱延板焼鈍を施した。ついで、熱延板に一回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を施し、最終板厚0.23mmの冷延板を作製した。
L1:プロットP1の近似直線
Claims (3)
- 化学成分として、質量%で、Si:2.00~4.00%、C:0.085%以下、Al:0.01~0.065%、N:0.004~0.012%、Mn:0.05~1.00%、S:0.003~0.015%を含有し、残部Feおよび不純物からなる鋼スラブを、1280℃以下の温度で加熱する再加熱工程と、
加熱後の前記鋼スラブを熱間圧延する熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程により得られた熱延板を焼鈍する熱延板焼鈍工程と、
前記熱延板焼鈍工程を行った後、前記熱延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程により得られた冷延板を脱炭焼鈍する脱炭焼鈍工程と、
前記脱炭焼鈍工程を行った後の冷延板を窒化処理する窒化処理工程と、
前記窒化処理工程を行った後の冷延板を仕上げ焼鈍する仕上げ焼鈍工程と、を含み、
前記脱炭焼鈍工程は、前記冷延板を入側温度T0℃から前記入側温度T0℃よりも高い均熱温度T2℃まで加熱する加熱工程と、前記冷延板の温度を前記均熱温度T2℃で維持する均熱工程と、を含み、
前記脱炭焼鈍工程の加熱工程では、前記冷延板の温度が前記入側温度T0℃から700~900℃の範囲内でかつ前記均熱温度T2℃よりも10℃以上低い到達温度T1℃に到達するまでの加熱速度をHR1とし、前記冷延板の温度が前記到達温度T1℃から前記均熱温度T2℃に到達するまでの加熱速度をHR2とするとき、前記入側温度T0℃が600℃以下、前記到達温度T1℃が700~800℃、前記均熱温度T2℃が790~830℃、前記加熱速度HR1が40~400℃/秒、前記加熱速度HR2が16~30℃/秒であり、
前記仕上げ焼鈍工程では、加熱過程において、1000℃~1100℃の温度範囲の加熱速度HR3を15℃/h以下とする
ことを特徴とする、方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記加熱速度HR1が75~125℃/秒であ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。
- 前記鋼スラブが、化学成分として、さらに、質量%で、B:0.0100%以下、Cr:0.30%以下、Cu:0.40%以下、P:0.50%以下、Sn:0.30%以下、Sb:0.30%以下、Ni:1.00%以下、Mo:0.1%以下、Bi:0.01%以下の1種又は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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