JP7492163B2 - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法、ならびに熱延鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は無方向性電磁鋼板およびその製造方法、ならびに当該無方向性電磁鋼板の素材となる熱延鋼板に関する。
近年、世界的な電気機器の省エネルギー化要求の高まりにより、回転機の鉄心材料として用いられる無方向性電磁鋼板に対しても、より高性能な特性が要求されている。具体的には、電気製品のモーターのうち高効率機種といわれるものについては、SiおよびAl含有量を増加させて固有抵抗を高め、かつ結晶粒径を大きくした高級素材が使用されるようになってきた。一方、汎用機種のモーターについても性能向上が要求されるようになってきているが、コスト制約が厳しいため、高効率機種のようにその材質を高級素材に切替えることは難しいのが実情である。
汎用機種に要求される鋼板は、Si含有量が1.5%以下であり、かつ、モータコア打ち抜き加工後に施される歪取焼鈍時に結晶粒成長を促進させることで、鉄損が飛躍的に改善する素材である。
さらに最近では、コア打ち抜き時に発生するスクラップを鋳物の原料に活用する需要家が増えてきている。スクラップの鋳造性確保の観点から、鋼板のAl含有量を0.05%未満とする必要が生じてきた。
歪取焼鈍時の結晶粒成長を改善するための手段として、例えば、特許文献1には、C;≦0.065%、Si;≦2.0%、Al;≦0.10%、O;≦0.020%、B/N;0.50~2.50、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼スラブを熱間圧延して得た熱延板を1回の冷間圧延あるいは中間焼鈍を含む2回以上の冷間圧延によって最終寸法となし、さらに焼鈍を施すことを特徴とする磁気特性の優れた電気鉄板の製造方法が開示されている。
特許文献2には、C:0.015%以下、Si:0.1~1.0%、sol.Al:0.001~0.005%、Mn:1.5%以下、S:0.008%以下、N:0.0050%以下、T.O:0.02%以下を含む無方向性電磁鋼板において、鋼中のSiO2、MnO、Al2O3の3種の介在物の総重量に対するMnOの重量の割合が15%以下であることを特徴とする磁性焼鈍後の平均結晶粒径を50μm以上になし得る鉄損の少ない無方向性電磁鋼板が開示されている。
特許文献3には、重量%でC:0.01%以下、Si:0.1%以上2.0%以下、Mn:0.1%以上1.5%以下、および鋼の脱酸方式に応じて、Al:0.1%以下、またはZr:0.05%以下を含有し、残部鉄および不可避不純物元素よりなる無方向性電磁鋼板において、鋼中の酸化物で直径0.5μm以上5μm以下の大きさのものが、1cm2当り1000個以上50000個以下であることを特徴とする磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板が開示されている。
特許文献4では、質量%で、C:0.0050%以下、Si:0.05~3.5%、Mn:3.0%以下、Al:3.0%以下、S:0.008%以下、P:0.15%以下、N:0.0050%以下、Cu:0.2%以下を含み、(Cu硫化物であるS)/(鋼中S)≦0.2、または、(Cu硫化物であるS)/(Mn硫化物であるS)≦0.2を満足する鋼であって、更に鋼板中の直径0.03~0.20μmのCuを含有する硫化物の数密度が0.5個/μm3以下の無方向性電磁鋼板が開示されている。
特許文献5では、質量%で、Si:1.5%以下、Mn:0.4%以上1.5%以下、Sol.Al:0.01%以上0.04%以下、Ti:0.0015%以下、N:0.0030%以下、S:0.0010%以上0.0040%以下、BをB/Nで0.5以上1.5以下含有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、Mnを含む硫化物のうち個数割合で10%以上がB析出物と複合析出し、MnS、Cu2Sおよびその複合硫化物を合計した分布密度が3.0×105個/mm2以下であり、直径0.1μmに満たないTi析出物の分布密度が1.0×103個/mm2以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板が開示されている。
しかしながら、さらなる鉄損の低減が要求される状況において、上記の従来手法では、十分かつ安定的に製造することが難しくなってきている。特に、特許文献1および特許文献5に記載のように、Al脱酸鋼においてBを0.002%程度添加して窒化物としてBNを生成し、結晶粒成長に有害なAlNの析出を抑制する技術では、たとえ低鉄損が得られたとしても、特許文献2および特許文献4に記載のSi脱酸に比べて、磁束密度が低くなるという課題があった。特許文献5では、Sn添加によって磁束密度を向上させる効果が開示されているが、この技術にはコスト増になるという課題があった。その他にも、スキンパス圧延等の特別な工程を追加することで結晶粒の粗大化を促進することも考えられるが、この場合もやはり製造コストの大幅な上昇を招くという問題がある。
本発明は、このような問題に鑑みてなされたものであり、AlNの生成を抑制しつつ、かつ固溶B(sol.B)を低減し、歪取焼鈍後の結晶粒成長が良好であり、かつ、鉄損と磁束密度とが良好な無方向性電磁鋼板およびその製造方法、ならびに、当該無方向性電磁鋼板の素材として使用可能な熱延鋼板を提供しようとすることを課題とする。
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記の無方向性電磁鋼板およびその製造方法、ならびに熱延鋼板を要旨とする。
(1)化学組成が、質量%で、
C:0.0010~0.0050%、
Si:1.50%以下、
Mn:0.10~1.50%、
sol.Al:0.010~0.040%、
Ti:0.0030%以下、
Nb:0.0030%以下、
V:0.0030%以下、
Zr:0.0030%以下、
N:0.0030%以下、
S:0.0040%以下、
B:0.0045%以下、
残部:Feおよび不純物であり、
下記(i)~(iv)式を満足する、
無方向性電磁鋼板。
0.0020≦Ti+Nb+V+Zr≦0.0120 ・・・(i)
0.5≦B/N≦1.5 ・・・(ii)
sol.B≦0.0005 ・・・(iii)
NAlN≦0.0005 ・・・(iv)
但し、上記(i)および(ii)式中の元素記号は各元素の含有量(質量%)を表し、上記(iii)式中のsol.Bは固溶B量(質量%)であり、上記(iv)式中のNAlNはAlNとして存在するN量(質量%)である。
C:0.0010~0.0050%、
Si:1.50%以下、
Mn:0.10~1.50%、
sol.Al:0.010~0.040%、
Ti:0.0030%以下、
Nb:0.0030%以下、
V:0.0030%以下、
Zr:0.0030%以下、
N:0.0030%以下、
S:0.0040%以下、
B:0.0045%以下、
残部:Feおよび不純物であり、
下記(i)~(iv)式を満足する、
無方向性電磁鋼板。
0.0020≦Ti+Nb+V+Zr≦0.0120 ・・・(i)
0.5≦B/N≦1.5 ・・・(ii)
sol.B≦0.0005 ・・・(iii)
NAlN≦0.0005 ・・・(iv)
但し、上記(i)および(ii)式中の元素記号は各元素の含有量(質量%)を表し、上記(iii)式中のsol.Bは固溶B量(質量%)であり、上記(iv)式中のNAlNはAlNとして存在するN量(質量%)である。
(2)前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量%で、
Sn:0.50%以下、
を含有する、
上記(1)に記載の無方向性電磁鋼板。
Sn:0.50%以下、
を含有する、
上記(1)に記載の無方向性電磁鋼板。
(3)平均結晶粒径が30μm以下であり、かつ、
750℃で2時間保持する条件で歪取焼鈍を行った後の平均結晶粒径が50μm以上である、
上記(1)または(2)に記載の無方向性電磁鋼板。
750℃で2時間保持する条件で歪取焼鈍を行った後の平均結晶粒径が50μm以上である、
上記(1)または(2)に記載の無方向性電磁鋼板。
(4)上記(1)から(3)までのいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、
上記(1)または(2)に記載の化学組成を有するスラブを製造する製鋼工程と、
得られた前記スラブを加熱した後に熱間圧延を施し、熱延鋼板とする熱延工程と、
前記熱延鋼板に対して、酸洗を施す酸洗工程と、
酸洗後の前記熱延鋼板に対して冷間圧延を施し、冷延鋼板とする冷延工程と、
前記冷延鋼板に対して仕上焼鈍を施す仕上焼鈍工程と、を備え、
前記熱延工程において、
熱間圧延を施す前に、前記スラブの温度が1000~1050℃となる範囲内で30分以上保持し、
900~1000℃の温度範囲内での累積圧下率を70%以上とし、
熱間圧延を施した後に、前記熱延鋼板の温度が700℃以上780℃未満となる範囲内で30分以上保持する、
無方向性電磁鋼板の製造方法。
上記(1)または(2)に記載の化学組成を有するスラブを製造する製鋼工程と、
得られた前記スラブを加熱した後に熱間圧延を施し、熱延鋼板とする熱延工程と、
前記熱延鋼板に対して、酸洗を施す酸洗工程と、
酸洗後の前記熱延鋼板に対して冷間圧延を施し、冷延鋼板とする冷延工程と、
前記冷延鋼板に対して仕上焼鈍を施す仕上焼鈍工程と、を備え、
前記熱延工程において、
熱間圧延を施す前に、前記スラブの温度が1000~1050℃となる範囲内で30分以上保持し、
900~1000℃の温度範囲内での累積圧下率を70%以上とし、
熱間圧延を施した後に、前記熱延鋼板の温度が700℃以上780℃未満となる範囲内で30分以上保持する、
無方向性電磁鋼板の製造方法。
(5)前記仕上焼鈍工程において、20℃/s以上の平均加熱速度で800℃以上850℃未満の最高到達温度まで加熱し、かつ前記冷延鋼板の温度が800℃以上となる時間を15秒以下とする、
上記(4)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
上記(4)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
(6)上記(1)から(3)までのいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板の素材となる熱延鋼板であって、
化学組成が、質量%で、
C:0.0010~0.0050%、
Si:1.50%以下、
Mn:0.10~1.50%、
sol.Al:0.010~0.040%、
Ti:0.0030%以下、
Nb:0.0030%以下、
V:0.0030%以下、
Zr:0.0030%以下、
N:0.0030%以下、
S:0.0040%以下、
B:0.0045%以下、
残部:Feおよび不純物であり、
下記(i)~(iv)式を満足する、
熱延鋼板。
0.0020≦Ti+Nb+V+Zr≦0.0120 ・・・(i)
0.5≦B/N≦1.5 ・・・(ii)
sol.B≦0.0005 ・・・(iii)
NAlN≦0.0005 ・・・(iv)
但し、上記(i)および(ii)式中の元素記号は各元素の含有量(質量%)を表し、上記(iii)式中のsol.Bは固溶B量(質量%)であり、上記(iv)式中のNAlNはAlNとして存在するN量(質量%)である。
化学組成が、質量%で、
C:0.0010~0.0050%、
Si:1.50%以下、
Mn:0.10~1.50%、
sol.Al:0.010~0.040%、
Ti:0.0030%以下、
Nb:0.0030%以下、
V:0.0030%以下、
Zr:0.0030%以下、
N:0.0030%以下、
S:0.0040%以下、
B:0.0045%以下、
残部:Feおよび不純物であり、
下記(i)~(iv)式を満足する、
熱延鋼板。
0.0020≦Ti+Nb+V+Zr≦0.0120 ・・・(i)
0.5≦B/N≦1.5 ・・・(ii)
sol.B≦0.0005 ・・・(iii)
NAlN≦0.0005 ・・・(iv)
但し、上記(i)および(ii)式中の元素記号は各元素の含有量(質量%)を表し、上記(iii)式中のsol.Bは固溶B量(質量%)であり、上記(iv)式中のNAlNはAlNとして存在するN量(質量%)である。
(7)前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量%で、
Sn:0.50%以下、
を含有する、
上記(6)に記載の熱延鋼板。
Sn:0.50%以下、
を含有する、
上記(6)に記載の熱延鋼板。
本発明によれば、歪取焼鈍後の結晶粒成長が良好であり、かつ、歪取焼鈍後の鉄損と磁束密度とが良好な無方向性電磁鋼板を低コストで安定的に提供できる。
本発明者らは、Bを0.002%程度含有させたAl脱酸鋼の磁束密度がSi脱酸鋼に比べて低くなる原因について、Bの存在形態に着目して調査した。Bは、結晶粒成長に極めて有害なAlNの析出を抑制する効果を有する。なぜなら、BはAlよりも窒化物を生成し易いからである。しかしながら、過剰のBが無方向性電磁鋼板に含まれる場合、Bが固溶状態で存在し、磁束密度を低下させることを本発明者らは知見した(図1参照)。
B含有量を減らせば、過剰Bに起因する固溶B量の増大が生じないものの、余剰NによりAlNが生成して結晶粒成長が悪化する。したがって、固溶Bを生じさせない範囲内で可能な限りB含有量を増大させることが好ましいのであるが、このようなB含有量制御を高精度に行うことは工業的に困難である。なぜなら、窒化物生成元素にはAlおよびBの他に、Ti、Nb、V、およびZr等があり、B含有量の制御の際にはこれらの存在も考慮に入れなければならないが、これらは通常は不純物として無方向性電磁鋼板に混入するものであるので、その量を正確に把握することは困難であるからである。さらに、無方向性電磁鋼板のN含有量も製鋼工程内で変動し得るため、投入すべきBの量を正確には把握することは困難である。このように、AlN生成抑制のために過不足のない量のBを無方向性電磁鋼板に含有させることは工業的には極めて難しい。
このような事情に鑑み、本発明者らは、N量に対するB量の過不足いずれの場合も許容しつつ、良好な磁気特性が得られる方法を鋭意研究した結果、以下の知見を得るに至った。
まず、B量がN量に対して過剰に多い場合において、BN以外のB析出物を熱間圧延時に生成させる方法を検討した。その結果、熱間圧延時の温度と累積圧下率とを適正範囲にすれば、BN以外のB析出物量を増大させられることが分かった。具体的には、900~1000℃の温度範囲内での累積圧下率が70%以上となる条件で熱間圧延を行うことが望まれる。この効果は、熱間圧延によってBの析出が促進されたために生じたものと推察される。
さらに、その後に700℃以上780℃未満の温度範囲で30分以上保持する熱処理を熱延後の鋼板に施すことで、加工によって生じた上述のBN以外のB析出物を成長させることができる。その結果、冷延後の鋼板の仕上焼鈍、または仕上焼鈍後の鋼板(無方向性電磁鋼板)の歪取焼鈍において、結晶粒成長が良好となって、低鉄損かつ高磁束密度を実現できる。
次に、B量がN量に対して不足する場合において、結晶粒成長に有害なAlNを生成させない方法を検討した。その結果、熱延前のスラブに対して1000~1050℃の温度域で30分以上保持する熱処理を施し、かつ熱延後の鋼板に対して700℃以上780℃未満の温度域で30分以上保持する熱処理を施すと、AlNの生成が回避でき、冷延後の鋼板の仕上焼鈍、または仕上焼鈍後の無方向性電磁鋼板の歪取焼鈍において、結晶粒成長が良好となって、低鉄損かつ高磁束密度が得られることを知見した。
以上の知見により、Bを0.002%程度添加したAl脱酸鋼において、特別な工程を追加して結晶粒の粗大化を促進させなくても、低鉄損と高磁束密度とを両立することができる条件を見出し、本発明を完成させた。
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下に本発明の各要件について説明する。
1.化学組成
本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板および熱延鋼板の化学組成について説明する。各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「%」は、「質量%」を意味する。
本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板および熱延鋼板の化学組成について説明する。各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「%」は、「質量%」を意味する。
C:0.0010~0.0050%
Cは、固溶Bを炭化物として固定する効果を有する。しかしながら、0.0050%を超える量のCを含有させると、磁気時効によって鉄損を劣化させる。そのため、C含有量は0.0010~0.0050%とする。C含有量は0.0015%以上、0.0020%以上、または0.0025%以上であるのが好ましい。また、C含有量は0.0045%以下、0.0040%以下、または0.0035%以下であるのが好ましい。
Cは、固溶Bを炭化物として固定する効果を有する。しかしながら、0.0050%を超える量のCを含有させると、磁気時効によって鉄損を劣化させる。そのため、C含有量は0.0010~0.0050%とする。C含有量は0.0015%以上、0.0020%以上、または0.0025%以上であるのが好ましい。また、C含有量は0.0045%以下、0.0040%以下、または0.0035%以下であるのが好ましい。
Si:1.50%以下
Siは、電気抵抗を増加させるために有効な元素である。しかしながら、Si含有量が1.50%を超えると、硬度上昇、磁束密度の低下、および製造コスト増等が生じる。そのため、Si含有量は1.50%以下とする。Si含有量は1.30%以下、1.00%以下、または0.80%以下であるのが好ましい。Si含有量の下限値は0%であるが、上述の効果を得るために、Si含有量は0.10%以上、0.20%以上、または0.50%以上であるのが好ましい。
Siは、電気抵抗を増加させるために有効な元素である。しかしながら、Si含有量が1.50%を超えると、硬度上昇、磁束密度の低下、および製造コスト増等が生じる。そのため、Si含有量は1.50%以下とする。Si含有量は1.30%以下、1.00%以下、または0.80%以下であるのが好ましい。Si含有量の下限値は0%であるが、上述の効果を得るために、Si含有量は0.10%以上、0.20%以上、または0.50%以上であるのが好ましい。
Mn:0.10~1.50%
Mnは、硫化物生成元素であり、結晶粒成長を促進する観点からは適量が含まれることが好ましい。しかしながら、Mn含有量が1.50%を超える場合、変態温度が下がって熱延鋼板の組織制御が困難になり、結晶粒成長を促進することができなくなり、鉄損が劣化する。加えて、飽和磁束密度の低下が著しくなる。そのため、Mn含有量は0.10~1.50%とする。Mn含有量は0.30%以上、0.50%以上、または0.70%以上であるのが好ましい。また、Mn含有量は1.20%以下、1.00%以下、または0.80%以下であるのが好ましい。
Mnは、硫化物生成元素であり、結晶粒成長を促進する観点からは適量が含まれることが好ましい。しかしながら、Mn含有量が1.50%を超える場合、変態温度が下がって熱延鋼板の組織制御が困難になり、結晶粒成長を促進することができなくなり、鉄損が劣化する。加えて、飽和磁束密度の低下が著しくなる。そのため、Mn含有量は0.10~1.50%とする。Mn含有量は0.30%以上、0.50%以上、または0.70%以上であるのが好ましい。また、Mn含有量は1.20%以下、1.00%以下、または0.80%以下であるのが好ましい。
sol.Al:0.010~0.040%
Alは、鋼の脱酸に必要な元素である。sol.Al(固溶状態で存在するAl)の含有量が0.010%に満たない場合、安定した脱酸効果が得られず、ノズル詰り等の問題が発生する。一方、需要家におけるスクラップ活用の観点から、Al含有量は少ない方が好ましい。そのため、sol.Al含有量は0.010~0.040%とする。sol.Al含有量は0.015%以上、0.020%以上、または0.025%以上であるのが好ましい。また、sol.Alの含有量は0.035%以下、0.030%以下、または0.028%以下であるのが好ましい。
Alは、鋼の脱酸に必要な元素である。sol.Al(固溶状態で存在するAl)の含有量が0.010%に満たない場合、安定した脱酸効果が得られず、ノズル詰り等の問題が発生する。一方、需要家におけるスクラップ活用の観点から、Al含有量は少ない方が好ましい。そのため、sol.Al含有量は0.010~0.040%とする。sol.Al含有量は0.015%以上、0.020%以上、または0.025%以上であるのが好ましい。また、sol.Alの含有量は0.035%以下、0.030%以下、または0.028%以下であるのが好ましい。
Ti:0.0030%以下
Tiは、窒化物を生成して粒成長を著しく悪化させる。しかし、Tiは不純物として鋼中に混入する元素であるので、Ti含有量をゼロにすることは工業的には難しい。また、極微量のTiは、AlNの生成を抑制する効果を有する。一方、その含有量が過剰であると結晶粒成長を悪化させる。そのため、Ti含有量は0.0030%以下とする。Ti含有量は0.0025%以下、0.0020%以下、または0.0015%以下であるのが好ましい。一方、上記の効果を得たい場合は、Ti含有量は0.0005%以上、0.0008%以上、0.0010%以上、または0.0012%以上であるのが好ましい。
Tiは、窒化物を生成して粒成長を著しく悪化させる。しかし、Tiは不純物として鋼中に混入する元素であるので、Ti含有量をゼロにすることは工業的には難しい。また、極微量のTiは、AlNの生成を抑制する効果を有する。一方、その含有量が過剰であると結晶粒成長を悪化させる。そのため、Ti含有量は0.0030%以下とする。Ti含有量は0.0025%以下、0.0020%以下、または0.0015%以下であるのが好ましい。一方、上記の効果を得たい場合は、Ti含有量は0.0005%以上、0.0008%以上、0.0010%以上、または0.0012%以上であるのが好ましい。
Nb:0.0030%以下
Nbは、窒化物を生成して粒成長を著しく悪化させる。しかし、Nbは不純物として鋼中に混入する元素であるので、Nb含有量をゼロにすることは工業的には難しい。また、極微量のNbは、AlNの生成を阻害する効果を有する。一方、その含有量が過剰であると結晶粒成長を悪化させる。そのため、Nb含有量は0.0030%以下とする。Nb含有量は0.0025%以下、0.0020%以下、または0.0015%以下であるのが好ましい。一方、上記の効果を得たい場合は、Nb含有量は0.0005%以上、0.0008%以上、0.0010%以上、または0.0012%以上であるのが好ましい。
Nbは、窒化物を生成して粒成長を著しく悪化させる。しかし、Nbは不純物として鋼中に混入する元素であるので、Nb含有量をゼロにすることは工業的には難しい。また、極微量のNbは、AlNの生成を阻害する効果を有する。一方、その含有量が過剰であると結晶粒成長を悪化させる。そのため、Nb含有量は0.0030%以下とする。Nb含有量は0.0025%以下、0.0020%以下、または0.0015%以下であるのが好ましい。一方、上記の効果を得たい場合は、Nb含有量は0.0005%以上、0.0008%以上、0.0010%以上、または0.0012%以上であるのが好ましい。
V:0.0030%以下
Vは、窒化物を生成して粒成長を著しく悪化させる。しかし、Vは不純物として鋼中に混入する元素であるので、V含有量をゼロにすることは工業的には難しい。また、極微量のVは、AlNの生成を阻害する効果を有する。一方、その含有量が過剰であると結晶粒成長を悪化させる。そのため、V含有量は0.0030%以下とする。V含有量は0.0025%以下、0.0020%以下、または0.0015%以下であるのが好ましい。一方、上記の効果を得たい場合は、V含有量は0.0005%以上、0.0008%以上、0.0010%以上、または0.0012%以上であるのが好ましい。
Vは、窒化物を生成して粒成長を著しく悪化させる。しかし、Vは不純物として鋼中に混入する元素であるので、V含有量をゼロにすることは工業的には難しい。また、極微量のVは、AlNの生成を阻害する効果を有する。一方、その含有量が過剰であると結晶粒成長を悪化させる。そのため、V含有量は0.0030%以下とする。V含有量は0.0025%以下、0.0020%以下、または0.0015%以下であるのが好ましい。一方、上記の効果を得たい場合は、V含有量は0.0005%以上、0.0008%以上、0.0010%以上、または0.0012%以上であるのが好ましい。
Zr:0.0030%以下
Zrは、窒化物を生成して粒成長を著しく悪化させる。しかし、Zrは不純物として鋼中に混入する元素であるので、Zr含有量をゼロにすることは工業的には難しい。また、極微量のZrは、AlNの生成を阻害する効果を有する。一方、その含有量が過剰であると結晶粒成長を悪化させる。そのため、Zr含有量は0.0030%以下とする。Zr含有量は0.0025%以下、0.0020%以下、または0.0015%以下であるのが好ましい。一方、上記の効果を得たい場合は、Zr含有量は0.0005%以上、0.0008%以上、0.0010%以上、または0.0012%以上であるのが好ましい。
Zrは、窒化物を生成して粒成長を著しく悪化させる。しかし、Zrは不純物として鋼中に混入する元素であるので、Zr含有量をゼロにすることは工業的には難しい。また、極微量のZrは、AlNの生成を阻害する効果を有する。一方、その含有量が過剰であると結晶粒成長を悪化させる。そのため、Zr含有量は0.0030%以下とする。Zr含有量は0.0025%以下、0.0020%以下、または0.0015%以下であるのが好ましい。一方、上記の効果を得たい場合は、Zr含有量は0.0005%以上、0.0008%以上、0.0010%以上、または0.0012%以上であるのが好ましい。
Ti、Nb、VおよびZrはいずれか1種を単独で含有させてもよいし、2種以上を複合的に含有させてもよい。しかしながら、これらの元素の合計含有量が少なすぎるとAlNの生成を阻害する効果が得られず、一方、過剰であると結晶粒成長を悪化させる。そのため、これらの元素の合計含有量が下記(i)式を満足する必要がある。
0.0020≦Ti+Nb+V+Zr≦0.0120 ・・・(i)
但し、上記(i)式中の元素記号は各元素の含有量(質量%)を表す。
0.0020≦Ti+Nb+V+Zr≦0.0120 ・・・(i)
但し、上記(i)式中の元素記号は各元素の含有量(質量%)を表す。
N:0.0030%以下
Nは、結晶粒成長に有害な窒化物を生成する。結晶粒成長を悪化させない条件として、N含有量の上限を0.0030%とする。N含有量は0.0025%以下、0.0020%以下、または0.0015%以下であるのが好ましい。なお、N含有量は可能な限り低減することが好ましいが、Nは不純物として鋼中に混入する元素であるので、N含有量をゼロにすることは工業的には難しい。本発明においては、Nがある程度含有されることを前提としたうえで、後述するB含有量との関係式によってN含有量の下限値を規定することとする。一方、N含有量の下限値を別途定めてもよい。例えば、N含有量を0.0008%以上、0.0010%以上、または0.0012%以上としてもよい。なお、N含有量とは、後述するNAlN、およびBNを構成するN等を含む全ての形態のNの含有量を意味する。
Nは、結晶粒成長に有害な窒化物を生成する。結晶粒成長を悪化させない条件として、N含有量の上限を0.0030%とする。N含有量は0.0025%以下、0.0020%以下、または0.0015%以下であるのが好ましい。なお、N含有量は可能な限り低減することが好ましいが、Nは不純物として鋼中に混入する元素であるので、N含有量をゼロにすることは工業的には難しい。本発明においては、Nがある程度含有されることを前提としたうえで、後述するB含有量との関係式によってN含有量の下限値を規定することとする。一方、N含有量の下限値を別途定めてもよい。例えば、N含有量を0.0008%以上、0.0010%以上、または0.0012%以上としてもよい。なお、N含有量とは、後述するNAlN、およびBNを構成するN等を含む全ての形態のNの含有量を意味する。
S:0.0040%以下
Sは、硫化物を形成して粒成長を著しく悪化させる。特に、S含有量が0.0040%を超えると硫化物の析出量が増え、結晶粒成長が阻害される。そのため、S含有量は0.0040%以下とする。S含有量は0.0035%以下、0.0030%以下、または0.0025%以下であるのが好ましい。S含有量の下限値は0%であるが、精錬コストを考慮して、S含有量を0.0008%以上、0.0010%以上、または0.0012%以上としてもよい。
Sは、硫化物を形成して粒成長を著しく悪化させる。特に、S含有量が0.0040%を超えると硫化物の析出量が増え、結晶粒成長が阻害される。そのため、S含有量は0.0040%以下とする。S含有量は0.0035%以下、0.0030%以下、または0.0025%以下であるのが好ましい。S含有量の下限値は0%であるが、精錬コストを考慮して、S含有量を0.0008%以上、0.0010%以上、または0.0012%以上としてもよい。
B:0.0045%以下
Bは、結晶粒成長に有害なAlNの生成抑制に必須の元素である。そのため、B含有量は0.0045%以下の範囲で、かつ上述のN含有量に応じて定めることとする。具体的には、下記(ii)式を満足するようにB含有量を制御することとする。なお、このB含有量とは、固溶B(sol.B)、およびBN等の析出物を形成するB等を含むあらゆる形態のBの含有量を意味する。B/Nの値を0.5~1.5とすることは、固溶B量の低減およびAlNの生成抑制の両方を達成するための重要な手段の1つである。なお、B/Nの値は0.6以上、0.7以上、または0.8以上であるのが好ましい。また、B/Nは1.4以下、1.3以下、または1.0以下であるのが好ましい。
0.5≦B/N≦1.5 ・・・(ii)
但し、上記(ii)式中の元素記号は各元素の含有量(質量%)を表す。
Bは、結晶粒成長に有害なAlNの生成抑制に必須の元素である。そのため、B含有量は0.0045%以下の範囲で、かつ上述のN含有量に応じて定めることとする。具体的には、下記(ii)式を満足するようにB含有量を制御することとする。なお、このB含有量とは、固溶B(sol.B)、およびBN等の析出物を形成するB等を含むあらゆる形態のBの含有量を意味する。B/Nの値を0.5~1.5とすることは、固溶B量の低減およびAlNの生成抑制の両方を達成するための重要な手段の1つである。なお、B/Nの値は0.6以上、0.7以上、または0.8以上であるのが好ましい。また、B/Nは1.4以下、1.3以下、または1.0以下であるのが好ましい。
0.5≦B/N≦1.5 ・・・(ii)
但し、上記(ii)式中の元素記号は各元素の含有量(質量%)を表す。
また、本発明では、B含有量に加えて、sol.Bの含有量も規定することとする。sol.Bの含有量は、磁束密度に影響しない上限として、0.0005%以下とする。すなわち、sol.Bの含有量は下記(iii)式を満足する必要がある。
sol.B≦0.0005 ・・・(iii)
sol.B≦0.0005 ・・・(iii)
sol.Bの含有量は0.0004%以下、または0.0003%以下であるのが好ましい。なお、sol.Bの含有量は可能な限り低減することが好ましいため、その下限値は0%である。一方、sol.Bの含有量を0.00005%以上、0.00010%以上、または0.00015%以上と規定してもよい。
本発明において、sol.Bの含有量は、以下の手順で測定する。まず、無方向性電磁鋼板または熱延鋼板から試験片を切り出し、10%アセチルアセトン-1%テトラメチルアンモニウムクロライド/メタノールにて、20mA/cm2の電流密度で約0.4g電解する。その電解に用いた溶液を孔径0.2μmのフィルターでろ過し、フィルター上に捕集した抽出残渣について、ICP発光分光分析法を用いることで、抽出残渣中のB含有量を測定する。そして、鋼中のB含有量から抽出残渣中のB含有量を差し引いた値を、sol.Bの含有量とする。
Sn:0.50%以下
本発明において、Snは必須ではないため、その含有量の下限値は0%である。合金コスト削減の観点からは、Sn含有量は極力低減されることが好ましい。ただし、Snは磁束密度の向上効果を有する。これに加え、Snは、焼鈍中における鋼板表面の窒化および酸化の抑制にも効果がある。また、sol.Al:0.010~0.040%を含有する場合においては、Snは特に窒化されやすい。そのため、必要に応じてSnを含有させても構わない。具体的には、Sn含有量は0.01%以上、0.02%以上、または0.05%以上であるのが好ましい。一方、Sn含有量が多すぎてもその効果が飽和するので、Sn含有量を0.40%以下、0.30%以下、0.20%以下、0.10%以下、0.09%以下、または0.08%以下としてもよい。
本発明において、Snは必須ではないため、その含有量の下限値は0%である。合金コスト削減の観点からは、Sn含有量は極力低減されることが好ましい。ただし、Snは磁束密度の向上効果を有する。これに加え、Snは、焼鈍中における鋼板表面の窒化および酸化の抑制にも効果がある。また、sol.Al:0.010~0.040%を含有する場合においては、Snは特に窒化されやすい。そのため、必要に応じてSnを含有させても構わない。具体的には、Sn含有量は0.01%以上、0.02%以上、または0.05%以上であるのが好ましい。一方、Sn含有量が多すぎてもその効果が飽和するので、Sn含有量を0.40%以下、0.30%以下、0.20%以下、0.10%以下、0.09%以下、または0.08%以下としてもよい。
2.析出物
AlNを構成するN(以下「NAlN」と記載する)の含有量は、結晶粒成長に影響しない上限として、0.0005%以下とする。すなわち、NAlNの含有量は下記(iv)式を満足する必要がある。
NAlN≦0.0005 ・・・(iv)
AlNを構成するN(以下「NAlN」と記載する)の含有量は、結晶粒成長に影響しない上限として、0.0005%以下とする。すなわち、NAlNの含有量は下記(iv)式を満足する必要がある。
NAlN≦0.0005 ・・・(iv)
NAlNの含有量は0.0004%以下、または0.0003%以下であるのが好ましい。なお、NAlNの含有量は可能な限り低減することが好ましいため、その含有量の下限値0%である。一方、NAlNの含有量を0.00005%以上、0.00010%以上、または0.00015%以上と規定してもよい。
本発明において、NAlNの含有量は、以下の手順で測定する。まず、無方向性電磁鋼板または熱延鋼板から試験片を切り出し、10%アセチルアセトン-1%テトラメチルアンモニウムクロライド/メタノールにて、20mA/cm2の電流密度で約0.4g電解する。その電解に用いた溶液を孔径0.2μmのフィルターでろ過し、フィルター上に捕集した抽出残渣について、ICP発光分光分析法を用いることで、抽出残渣中のAl含有量を測定する。そして、抽出残渣中のAlは全てAlNとして存在していると考えられるため、抽出残渣中のAl含有量に14/27をかけることで抽出残渣中のN含有量を求め、NAlNの含有量とする。
なお、上述のように、本発明では、析出物の状態が非常に重要であるが、析出物状態は特に規定されない。これは、析出物が非常に微細であるので、その状態を規定することが技術的に困難であることによる。また、析出物を構成するNAlNの量などを上述の範囲内とすることにより、析出物が良好に制御され無方向性電磁鋼板の磁気特性が向上することが確認されている。
3.結晶粒径
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は特に規定されない。無方向性電磁鋼板は、上述のとおり、機械加工および歪取焼鈍を経てから使用されるため、歪取焼鈍の条件に応じて平均結晶粒径が変化する。上述の使用実態を考慮すると、歪取焼鈍における粒成長性が良好である限り、無方向性電磁鋼板の段階で平均結晶粒径を規定することは必須ではない。一方、平均結晶粒径は打ち抜き加工性の向上の観点からは重要な因子である。打ち抜き加工に供される無方向性電磁鋼板では、平均結晶粒径が30μm以下であると打ち抜き加工性が向上する。そのため、仕上焼鈍後の無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は30μm以下としてもよい。平均結晶粒径を30μm以下にするための手段としては、公知の技術を適宜用いることができる。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は特に規定されない。無方向性電磁鋼板は、上述のとおり、機械加工および歪取焼鈍を経てから使用されるため、歪取焼鈍の条件に応じて平均結晶粒径が変化する。上述の使用実態を考慮すると、歪取焼鈍における粒成長性が良好である限り、無方向性電磁鋼板の段階で平均結晶粒径を規定することは必須ではない。一方、平均結晶粒径は打ち抜き加工性の向上の観点からは重要な因子である。打ち抜き加工に供される無方向性電磁鋼板では、平均結晶粒径が30μm以下であると打ち抜き加工性が向上する。そのため、仕上焼鈍後の無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は30μm以下としてもよい。平均結晶粒径を30μm以下にするための手段としては、公知の技術を適宜用いることができる。
一般に、無方向性電磁鋼板は、出荷後に機械加工および歪取焼鈍に供される。この歪取焼鈍後の平均結晶粒径が50μm以上である場合、鉄損特性が極めて向上する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は化学組成および酸化物の状態が好ましく制御されているので、750℃で2時間保持する条件で歪取焼鈍を行った後の平均結晶粒径は50μm以上となる。なお、実際の製品において、歪取焼鈍条件は上記の条件に限定されず、設備制約および結晶粒成長促進の両面を考慮して、焼鈍温度と時間とを適宜変更してもよい。
無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は以下の方法により求めることができる。無方向性電磁鋼板のL断面(圧延方向に平行な断面)を研磨およびエッチングし、光学顕微鏡で観察する。観察倍率は100倍とし、観察視野の面積は0.5mm2とし、観察箇所数は3箇所とする。これら光学顕微鏡写真に対して、JIS G 0551:2013「鋼-結晶粒度の顕微鏡試験方法」を適用することによって、無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径を求める。
4.製造方法
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、製鋼工程、熱延工程、酸洗工程、冷延工程および仕上焼鈍工程を備える。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、製鋼工程、熱延工程、酸洗工程、冷延工程および仕上焼鈍工程を備える。
(a)製鋼工程
製鋼工程において、適宜精錬および鋳造を行うことで、上述した化学組成を有するスラブを製造する。製鋼工程において製造条件は特に限定されず、公知の条件を適宜採用することができる。
製鋼工程において、適宜精錬および鋳造を行うことで、上述した化学組成を有するスラブを製造する。製鋼工程において製造条件は特に限定されず、公知の条件を適宜採用することができる。
(b)熱延工程
熱延工程において、連続鋳造工程によって得られたスラブを加熱した後に熱間圧延を施し、熱延鋼板とする。本工程によって、本発明の一実施形態に係る熱延鋼板が製造される。なお、熱延工程以降の工程が化学組成および酸化物の状態に実質的な影響を与えることはない。そのため、上述のように、熱延鋼板の化学組成および析出物の状態は、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板と共通している。
熱延工程において、連続鋳造工程によって得られたスラブを加熱した後に熱間圧延を施し、熱延鋼板とする。本工程によって、本発明の一実施形態に係る熱延鋼板が製造される。なお、熱延工程以降の工程が化学組成および酸化物の状態に実質的な影響を与えることはない。そのため、上述のように、熱延鋼板の化学組成および析出物の状態は、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板と共通している。
熱延工程は、析出物制御を行い、磁気特性を確保するために重要な工程である。熱延工程においては、熱間圧延を施す前に、スラブの温度が1000~1050℃となる範囲内で30分以上保持する。続いて、900~1000℃の温度範囲内での累積圧下率が70%以上となるように熱間圧延を行う。そして、熱間圧延を施した後に、熱延鋼板の温度が700℃以上780℃未満となる範囲内で30分以上保持する。
上述のように、B含有量がN含有量に対して過剰となるか不足するかを、製鋼工程において判断することは技術上極めて困難である。しかし、熱延工程において上記の製造条件を満足することによって、B含有量がN含有量に対して過剰となる場合、および不足する場合のいずれにも対応することが可能である。それぞれの場合について、以下に詳しく説明する。
まず、B含有量がN含有量に対して過剰な場合、Bを用いてNを固定することによってAlN量を抑制することができるため、NAlN含有量を0.0005%以下とすることが可能である。一方、余剰のBが生じることにより、sol.B含有量が0.0005%を超えるおそれがある。そこで、BN以外のB析出物を生成させて、固溶B含有量を抑制する必要がある。Bは炭化物を生成するものの、B炭化物の析出温度は比較的低い。そのため、900~1000℃の温度範囲内での累積圧下率を70%以上とすることでB炭化物の析出を促進することが可能となる。
また、上記の条件で熱間圧延を行うことでB炭化物は析出促進されるものの、一部のBは固溶状態のままで熱延後の鋼板中に残存する可能性がある。しかしながら、熱間圧延を施した後に、熱延鋼板の温度が700℃以上780℃未満となる範囲内で30分以上保持することで、この固溶Bを析出させることが可能となる。B炭化物は、保持温度が700℃未満であっても析出せず、780℃以上であると溶解してしまうためである。
次に、B含有量がN含有量に対して不足する場合、sol.Bを0.0005%以下とすることができるが、AlNの生成を抑制する必要がある。本発明では、Ti、Nb、V、およびZrの窒化物を生成させることで、結晶粒成長に有害なAlNの生成を抑制する。これらの窒化物は比較的微細であることから、本工程で十分に成長させておく必要がある。そのため、熱間圧延を施す前に、スラブの温度が1000~1050℃となる範囲内で30分以上保持するとともに、熱間圧延を施した後に、熱延鋼板の温度が700℃以上780℃未満となる範囲内で30分以上保持する。これにより、Ti、Nb、V、およびZrを用いてNを固定し、AlN量を抑制することで、NAlN含有量を0.0005%以下とすることが可能となる。
なお、熱延工程における圧下率については特に制限はないが、90%以上とすることが好ましい。また、得られる熱延鋼板の厚さについても特に制限はないが、1.0~4.0mmであるのが好ましく、2.0~3.0mmであるのがより好ましい。
(c)酸洗工程
酸洗工程において、熱延工程によって得られた熱延鋼板に対して、酸洗を施す。酸洗条件は特に限定されず、無方向性電磁鋼板の製造条件における通常の範囲内とすればよい。
酸洗工程において、熱延工程によって得られた熱延鋼板に対して、酸洗を施す。酸洗条件は特に限定されず、無方向性電磁鋼板の製造条件における通常の範囲内とすればよい。
(d)冷延工程
冷延工程において、酸洗後の熱延鋼板に対して、冷間圧延を施し、冷延鋼板とする。冷間圧延条件は特に限定されず、無方向性電磁鋼板の製造条件における通常の範囲内とすればよい。例えば、冷延工程における圧下率については、50~95%とするのが好ましく、75~85%とするのがより好ましい。
冷延工程において、酸洗後の熱延鋼板に対して、冷間圧延を施し、冷延鋼板とする。冷間圧延条件は特に限定されず、無方向性電磁鋼板の製造条件における通常の範囲内とすればよい。例えば、冷延工程における圧下率については、50~95%とするのが好ましく、75~85%とするのがより好ましい。
(e)仕上焼鈍工程
仕上焼鈍工程において、冷延工程によって得られた冷延鋼板に対して仕上焼鈍を施す。仕上焼鈍工程において、条件は特に限定されず、公知の条件を適宜用いることができる。ただし、冷延鋼板の加熱速度を増加させることによって、磁束密度を高めることができるため好ましい。したがって、仕上焼鈍工程における加熱速度を20℃/s以上とすることが好ましい。ここで、加熱速度とは、冷延鋼板の加熱開始温度と均熱温度との差を、加熱開始温度から均熱温度に至るまでの時間で割った値、すなわち加熱開始温度から均熱温度までの平均加熱速度である。
仕上焼鈍工程において、冷延工程によって得られた冷延鋼板に対して仕上焼鈍を施す。仕上焼鈍工程において、条件は特に限定されず、公知の条件を適宜用いることができる。ただし、冷延鋼板の加熱速度を増加させることによって、磁束密度を高めることができるため好ましい。したがって、仕上焼鈍工程における加熱速度を20℃/s以上とすることが好ましい。ここで、加熱速度とは、冷延鋼板の加熱開始温度と均熱温度との差を、加熱開始温度から均熱温度に至るまでの時間で割った値、すなわち加熱開始温度から均熱温度までの平均加熱速度である。
また、仕上焼鈍工程において、最高到達温度(冷延鋼板の温度)が850℃以上となると、結晶粒径が大きくなり過ぎ、歪取焼鈍前に施される打ち抜き加工で不良が生じる可能性がある。これを回避するため、最高到達温度は850℃未満とすることが好ましい。一方、最高到達温度が800℃に満たないと、再結晶が不十分となって打ち抜き加工で不良が生じる可能性がある。これを回避するため、最高到達温度を800℃以上とすることが好ましい。また、結晶粒径が大きくなり過ぎ、歪取焼鈍前に施される打ち抜き加工で不良が生じることを回避するため、冷延鋼板の温度が800℃以上となる時間を15秒以下とすることが好ましい。
以上の工程を経て製造される無方向性電磁鋼板の厚さについて、特に制限はないが、0.1~1.0mmであるのが好ましく、0.2~0.7mmであるのがより好ましい。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
製鋼工程、熱延工程、酸洗工程、冷延工程および仕上焼鈍工程を順に行うことにより、無方向性電磁鋼板を作製した。無方向性電磁鋼板の化学組成を表1に示し、これらの製造条件を表2に示す。なお、各鋼板について、同一の条件で5回製造した。
得られた無方向性電磁鋼板について、以下の方法により、sol.BおよびNAlNの含有量を測定した。
まず、無方向性電磁鋼板から試験片を切り出し、10%アセチルアセトン-1%テトラメチルアンモニウムクロライド/メタノールにて、20mA/cm2の電流密度で約0.4g電解した。その電解に用いた溶液を孔径0.2μmのフィルターでろ過し、フィルター上に捕集した抽出残渣について、ICP発光分光分析法を用いることで、抽出残渣中のB含有量を測定した。そして、鋼中のB含有量から抽出残渣中のB含有量を差し引いた値を、sol.Bの含有量とした。
同様に、無方向性電磁鋼板から試験片を切り出し、10%アセチルアセトン-1%テトラメチルアンモニウムクロライド/メタノールにて、20mA/cm2の電流密度で約0.4g電解した。その電解に用いた溶液を孔径0.2μmのフィルターでろ過し、フィルター上に捕集した抽出残渣について、ICP発光分光分析法を用いることで、抽出残渣中のAl含有量を測定した。そして、抽出残渣中のAl含有量に14/27をかけることで抽出残渣中のN含有量を求め、NAlNの含有量とした。
sol.BおよびNAlNの含有量については、5つの鋼板から得られた測定値を平均し、それぞれの測定結果とした。
続いて、得られた無方向性電磁鋼板に対して、750℃で2時間保持する歪取焼鈍を実施した。歪取焼鈍後の無方向性電磁鋼板について、以下の特性評価を実施した。
(A)歪取焼鈍後の鉄損
上述の歪取焼鈍後の鋼板の鉄損(W15/50)を、JIS C 2552:2014「無方向性電磁鋼帯」に準拠して測定した。歪取焼鈍後の鋼板のW15/50が5.0W/kg以下である無方向性電磁鋼板を、歪取焼鈍後の鉄損特性に優れたものと判断した。
上述の歪取焼鈍後の鋼板の鉄損(W15/50)を、JIS C 2552:2014「無方向性電磁鋼帯」に準拠して測定した。歪取焼鈍後の鋼板のW15/50が5.0W/kg以下である無方向性電磁鋼板を、歪取焼鈍後の鉄損特性に優れたものと判断した。
(B)歪取焼鈍後の磁束密度
上述の歪取焼鈍後の鋼板の磁束密度(B50)を、JIS C 2552:2014「無方向性電磁鋼帯」に準拠して測定した。歪取焼鈍後の鋼板のB50が1.70T以上である無方向性電磁鋼板を、歪取焼鈍後の磁束密度に優れたものと判断した。
上述の歪取焼鈍後の鋼板の磁束密度(B50)を、JIS C 2552:2014「無方向性電磁鋼帯」に準拠して測定した。歪取焼鈍後の鋼板のB50が1.70T以上である無方向性電磁鋼板を、歪取焼鈍後の磁束密度に優れたものと判断した。
(C)歪取焼鈍における粒成長性
上述の歪取焼鈍後の鋼板の平均結晶粒径を、上述の無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径の測定方法と同じ方法を用いて測定した。歪取焼鈍後の平均結晶粒径が50μm以上である無方向性電磁鋼板は、歪取焼鈍における粒成長性が良好であると判断された。
上述の歪取焼鈍後の鋼板の平均結晶粒径を、上述の無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径の測定方法と同じ方法を用いて測定した。歪取焼鈍後の平均結晶粒径が50μm以上である無方向性電磁鋼板は、歪取焼鈍における粒成長性が良好であると判断された。
(D)打ち抜き加工性
歪取焼鈍を行う前の、仕上焼鈍後の無方向性電磁鋼板を用いて打ち抜き加工性の評価を行った。具体的には、板厚の7%以上12%以下のクリアランスで、鋼板を打ち抜いた。打ち抜き部におけるカエリ高さを測定した。カエリ高さが30μm以下となった試料に関しては、打ち抜き加工性を「良好」(記号A)と判定した。カエリ高さが30μm超100μm以下となった試料に関しては、打ち抜き加工性を「可」(記号B)と判定した。
歪取焼鈍を行う前の、仕上焼鈍後の無方向性電磁鋼板を用いて打ち抜き加工性の評価を行った。具体的には、板厚の7%以上12%以下のクリアランスで、鋼板を打ち抜いた。打ち抜き部におけるカエリ高さを測定した。カエリ高さが30μm以下となった試料に関しては、打ち抜き加工性を「良好」(記号A)と判定した。カエリ高さが30μm超100μm以下となった試料に関しては、打ち抜き加工性を「可」(記号B)と判定した。
上記評価結果を表3に示す。なお、特性評価は、5つの鋼板を用いて実施した。また、表3において、鉄損に関しては平均値および最大値を示し、磁束密度に関しては平均値および最小値を示している。
表3に示されるように、本発明の規定を満足する試験No.1~8、29および30では、優れた磁気特性を安定的に発揮することが分かる。一方、化学組成が本発明の規定を満足しない試験No.9~18では、鉄損および磁気特性の少なくともいずれかが劣化する結果となった。
また、試験No.19~24では、B含有量がN含有量に対して不足する鋼を用いており、製造条件が不適切であったため、NAlN含有量が上限を超え、その結果、鉄損が劣化する結果となった。さらに、試験No.25~28では、B含有量がN含有量に対して過剰な鋼を用いており、製造条件が不適切であったため、固溶B含有量が上限を超え、その結果、磁束密度が劣化する結果となった。
本発明によれば、歪取焼鈍後の結晶粒成長が良好であり、かつ、歪取焼鈍後の鉄損と磁束密度とが良好な無方向性電磁鋼板を低コストで安定的に提供できる。そのため、本発明は極めて高い産業上の利用可能性を有する。
Claims (7)
- 化学組成が、質量%で、
C:0.0010~0.0050%、
Si:1.50%以下、
Mn:0.10~1.50%、
sol.Al:0.010~0.040%、
Ti:0.0030%以下、
Nb:0.0030%以下、
V:0.0030%以下、
Zr:0.0030%以下、
N:0.0030%以下、
S:0.0040%以下、
B:0.0045%以下、
残部:Feおよび不純物であり、
下記(i)~(iv)式を満足する、
無方向性電磁鋼板。
0.0020≦Ti+Nb+V+Zr≦0.0120 ・・・(i)
0.5≦B/N≦1.5 ・・・(ii)
sol.B≦0.0005 ・・・(iii)
NAlN≦0.0005 ・・・(iv)
但し、上記(i)および(ii)式中の元素記号は各元素の含有量(質量%)を表し、上記(iii)式中のsol.Bは固溶B量(質量%)であり、上記(iv)式中のNAlNはAlNとして存在するN量(質量%)である。 - 前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量%で、
Sn:0.50%以下、
を含有する、
請求項1に記載の無方向性電磁鋼板。 - 平均結晶粒径が30μm以下であり、かつ、
750℃で2時間保持する条件で歪取焼鈍を行った後の平均結晶粒径が50μm以上である、
請求項1または請求項2に記載の無方向性電磁鋼板。 - 請求項1から請求項3までのいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、
請求項1または請求項2に記載の化学組成を有するスラブを製造する製鋼工程と、
得られた前記スラブを加熱した後に熱間圧延を施し、熱延鋼板とする熱延工程と、
前記熱延鋼板に対して、酸洗を施す酸洗工程と、
酸洗後の前記熱延鋼板に対して冷間圧延を施し、冷延鋼板とする冷延工程と、
前記冷延鋼板に対して仕上焼鈍を施す仕上焼鈍工程と、を備え、
前記熱延工程において、
熱間圧延を施す前に、前記スラブの温度が1000~1050℃となる範囲内で30分以上保持し、
900~1000℃の温度範囲内での累積圧下率を70%以上とし、
熱間圧延を施した後に、前記熱延鋼板の温度が700℃以上780℃未満となる範囲内で30分以上保持する、
無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記仕上焼鈍工程において、20℃/s以上の平均加熱速度で800℃以上850℃未満の最高到達温度まで加熱し、かつ前記冷延鋼板の温度が800℃以上となる時間を15秒以下とする、
請求項4に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 請求項1から請求項3までのいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板の素材となる熱延鋼板であって、
化学組成が、質量%で、
C:0.0010~0.0050%、
Si:1.50%以下、
Mn:0.10~1.50%、
sol.Al:0.010~0.040%、
Ti:0.0030%以下、
Nb:0.0030%以下、
V:0.0030%以下、
Zr:0.0030%以下、
N:0.0030%以下、
S:0.0040%以下、
B:0.0045%以下、
残部:Feおよび不純物であり、
下記(i)~(iv)式を満足する、
熱延鋼板。
0.0020≦Ti+Nb+V+Zr≦0.0120 ・・・(i)
0.5≦B/N≦1.5 ・・・(ii)
sol.B≦0.0005 ・・・(iii)
NAlN≦0.0005 ・・・(iv)
但し、上記(i)および(ii)式中の元素記号は各元素の含有量(質量%)を表し、上記(iii)式中のsol.Bは固溶B量(質量%)であり、上記(iv)式中のNAlNはAlNとして存在するN量(質量%)である。 - 前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量%で、
Sn:0.50%以下、
を含有する、
請求項6に記載の熱延鋼板。
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PCT/JP2020/044203 WO2022113264A1 (ja) | 2020-11-27 | 2020-11-27 | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法、ならびに熱延鋼板 |
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