JPWO2019160108A1 - 無方向性電磁鋼板、及び無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明の一態様に係る無方向性電磁鋼板は、C:0.0030%以下、Si:2.00%以下、Al:1.00%以下、Mn:0.10%〜2.00%、S:0.0030%以下、Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及びCdからなる群から選択された一種以上:総計で0.0003%以上0.0015%未満、Q=[Si]+2×[Al]−[Mn]で表されるパラメータQ:2.00以下、Sn:0.00%〜0.40%、Cu:0.00%〜1.00%、かつ残部:Fe及び不純物、で表される化学組成を有し、R=(I100+I310+I411+I521)/(I111+I211+I332+I221)で表されるパラメータRが0.80以上である。
Description
本発明は、無方向性電磁鋼板、及び無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
本願は、2018年2月16日に、日本に出願された特願2018−026103号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、2018年2月16日に、日本に出願された特願2018−026103号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
無方向性電磁鋼板は、例えばモータの鉄心に使用され、無方向性電磁鋼板には、優れた磁気特性、例えば高い磁束密度が要求される。これまで、例えば特許文献1〜9に開示されたような種々の技術が提案されているが、十分な磁束密度を得ることは困難である。
本発明は、鉄損を劣化させることなく、より高い磁束密度を得ることができる無方向性電磁鋼板、及び無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。この結果、化学組成、結晶方位の関係を適切なものとすることが重要であることが明らかになった。また、この関係は、無方向性電磁鋼板の厚さ方向全体にわたって維持されるべきであることも明らかになった。圧延鋼板における集合組織の等方性は、圧延面に近い領域では高く、圧延面から離れるほど低下することが通常である。例えば、上記特許文献9に記載の発明では、集合組織の測定位置が表層から離れるほど、集合組織の等方性が低下することが、同文献に開示された実験データに示されている。本発明者らは、無方向性電磁鋼板の内部においても、結晶方位を好ましく制御することが必要であることを知見した。
上記特許文献9では、鋼板の表層付近でキューブ方位付近に結晶方位が集積しているのに対し、鋼板の中心層ではガンマファイバー集合組織が発達している。特許文献9は、鋼板表層と鋼板中心層との間で集合組織が大きく異なることが新規な特徴であると説明している。また、一般的に圧延鋼板を焼鈍して再結晶させると、鋼板の表層付近ではキューブ方位である{200}及び{110}の付近に結晶方位が集積し、鋼板中心層ではガンマファイバー集合組織である{222}が発達する。例えば、「極低炭素冷延鋼板のr値におよぼす冷延条件の影響」、橋本ら、鉄と鋼,Vol.76,No.1(1990),P.50では、0.0035%C−0.12%Mn−0.001%P−0.0084%S−0.03%Al−0.11%Ti鋼を、圧下率73%で冷延後、750℃で3時間焼鈍して得られた鋼板では、板厚中心は表層に比べ、(222)が高く、(200)が低く、(110)が低いことが示されている。
一方、本発明者は、鋼板の表層付近でキューブ方位である{200}付近に結晶方位を集積させることに加え、鋼板中心層でも{200}付近に結晶方位を集積させることが必要であると知見した。
上記特許文献9では、鋼板の表層付近でキューブ方位付近に結晶方位が集積しているのに対し、鋼板の中心層ではガンマファイバー集合組織が発達している。特許文献9は、鋼板表層と鋼板中心層との間で集合組織が大きく異なることが新規な特徴であると説明している。また、一般的に圧延鋼板を焼鈍して再結晶させると、鋼板の表層付近ではキューブ方位である{200}及び{110}の付近に結晶方位が集積し、鋼板中心層ではガンマファイバー集合組織である{222}が発達する。例えば、「極低炭素冷延鋼板のr値におよぼす冷延条件の影響」、橋本ら、鉄と鋼,Vol.76,No.1(1990),P.50では、0.0035%C−0.12%Mn−0.001%P−0.0084%S−0.03%Al−0.11%Ti鋼を、圧下率73%で冷延後、750℃で3時間焼鈍して得られた鋼板では、板厚中心は表層に比べ、(222)が高く、(200)が低く、(110)が低いことが示されている。
一方、本発明者は、鋼板の表層付近でキューブ方位である{200}付近に結晶方位を集積させることに加え、鋼板中心層でも{200}付近に結晶方位を集積させることが必要であると知見した。
このような無方向性電磁鋼板の製造には、熱延鋼帯などの冷間圧延に供する鋼帯を得る際に、溶鋼の鋳造又は急速凝固における柱状晶率及び平均結晶粒径を制御し、冷間圧延の圧下率を制御し、仕上げ焼鈍時の通板張力及び冷却速度を制御することが重要であることも明らかになった。
本発明者らは、このような知見に基づいて更に鋭意検討を重ねた結果、以下に示す発明の諸態様に想到した。
(1)本発明の一態様に係る無方向性電磁鋼板は、質量%で、C:0.0030%以下、Si:2.00%以下、Al:1.00%以下、Mn:0.10%〜2.00%、S:0.0030%以下、Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及びCdからなる群から選択された一種以上:総計で0.0003%以上0.0015%未満、Si含有量(質量%)を[Si]、Al含有量(質量%)を[Al]、Mn含有量(質量%)を[Mn]と定義して式1で表されるパラメータQ:2.00以下、Sn:0.00%〜0.40%、Cu:0.00%〜1.00%、かつ残部:Fe及び不純物、で表される化学組成を有し、板厚中心部における{100}結晶方位強度、{310}結晶方位強度、{411}結晶方位強度、{521}結晶方位強度、{111}結晶方位強度、{211}結晶方位強度、{332}結晶方位強度、{221}結晶方位強度がそれぞれI100、I310、I411、I521、I111、I211、I332、I221と定義され、式2で表されるパラメータRが0.80以上である。
Q=[Si]+2×[Al]−[Mn](式1)
R=(I100+I310+I411+I521)/(I111+I211+I332+I221)(式2)
(2)上記(1)に記載の無方向性電磁鋼板では、前記化学組成において、Sn:0.02%〜0.40%、若しくはCu:0.10%〜1.00%、又はこれらの両方が満たされてもよい。
(3)本発明の別の態様に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記(1)又は(2)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、溶鋼の連続鋳造工程と、前記連続鋳造工程によって得られた鋼塊の熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程によって得られた鋼帯の冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程によって得られた冷延鋼板の仕上げ焼鈍工程と、を備え、前記溶鋼は、上記(1)又は(2)に記載の化学組成を有し、前記鋼帯は、柱状晶の割合が面積分率で80%以上、かつ、平均結晶粒径が0.10mm以上であり、前記冷間圧延工程における圧下率を90%以下とする。
(4)上記(3)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法では、前記連続鋳造工程において、凝固時の前記鋼塊の一方の表面と他方の表面との温度差を40℃以上としてもよい。
(5)上記(3)又は(4)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法では、前記熱間圧延工程において、熱間圧延の開始温度を900℃以下とし、かつ前記鋼帯の巻取温度を650℃以下としてもよい。
(6)上記(3)〜(5)のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法では、前記仕上げ焼鈍工程における通板張力を3MPa以下とし、950℃〜700℃における冷却速度を1℃/秒以下としてもよい。
(7)本発明の別の態様に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記(1)又は(2)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、溶鋼の急速凝固工程と、前記急速凝固工程によって得られた鋼帯の冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程によって得られた冷延鋼板の仕上げ焼鈍工程と、を備え、前記溶鋼は、上記(1)又は(2)に記載の化学組成を有し、前記鋼帯は、柱状晶の割合が面積分率で80%以上、かつ、平均結晶粒径が0.10mm以上であり、前記冷間圧延工程における圧下率を90%以下とする。
(8)上記(7)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法では、前記急速凝固工程では、移動更新する冷却体を用いて前記溶鋼を凝固させ、前記移動更新する冷却体に注入される前記溶鋼の温度を、前記溶鋼の凝固温度より25℃以上高くしてもよい。
(9)上記(7)又は(8)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法では、前記急速凝固工程では、移動更新する冷却体を用いて前記溶鋼を凝固させ、前記溶鋼の凝固完了から前記鋼帯の巻取りまでの平均冷却速度を1,000〜3,000℃/分としてもよい。
(10)上記(7)〜(9)のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法では、前記仕上げ焼鈍工程における通板張力を3MPa以下とし、950℃〜700℃における冷却速度を1℃/秒以下としてもよい。
Q=[Si]+2×[Al]−[Mn](式1)
R=(I100+I310+I411+I521)/(I111+I211+I332+I221)(式2)
(2)上記(1)に記載の無方向性電磁鋼板では、前記化学組成において、Sn:0.02%〜0.40%、若しくはCu:0.10%〜1.00%、又はこれらの両方が満たされてもよい。
(3)本発明の別の態様に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記(1)又は(2)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、溶鋼の連続鋳造工程と、前記連続鋳造工程によって得られた鋼塊の熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程によって得られた鋼帯の冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程によって得られた冷延鋼板の仕上げ焼鈍工程と、を備え、前記溶鋼は、上記(1)又は(2)に記載の化学組成を有し、前記鋼帯は、柱状晶の割合が面積分率で80%以上、かつ、平均結晶粒径が0.10mm以上であり、前記冷間圧延工程における圧下率を90%以下とする。
(4)上記(3)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法では、前記連続鋳造工程において、凝固時の前記鋼塊の一方の表面と他方の表面との温度差を40℃以上としてもよい。
(5)上記(3)又は(4)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法では、前記熱間圧延工程において、熱間圧延の開始温度を900℃以下とし、かつ前記鋼帯の巻取温度を650℃以下としてもよい。
(6)上記(3)〜(5)のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法では、前記仕上げ焼鈍工程における通板張力を3MPa以下とし、950℃〜700℃における冷却速度を1℃/秒以下としてもよい。
(7)本発明の別の態様に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記(1)又は(2)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、溶鋼の急速凝固工程と、前記急速凝固工程によって得られた鋼帯の冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程によって得られた冷延鋼板の仕上げ焼鈍工程と、を備え、前記溶鋼は、上記(1)又は(2)に記載の化学組成を有し、前記鋼帯は、柱状晶の割合が面積分率で80%以上、かつ、平均結晶粒径が0.10mm以上であり、前記冷間圧延工程における圧下率を90%以下とする。
(8)上記(7)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法では、前記急速凝固工程では、移動更新する冷却体を用いて前記溶鋼を凝固させ、前記移動更新する冷却体に注入される前記溶鋼の温度を、前記溶鋼の凝固温度より25℃以上高くしてもよい。
(9)上記(7)又は(8)に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法では、前記急速凝固工程では、移動更新する冷却体を用いて前記溶鋼を凝固させ、前記溶鋼の凝固完了から前記鋼帯の巻取りまでの平均冷却速度を1,000〜3,000℃/分としてもよい。
(10)上記(7)〜(9)のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法では、前記仕上げ焼鈍工程における通板張力を3MPa以下とし、950℃〜700℃における冷却速度を1℃/秒以下としてもよい。
本発明によれば、化学組成、結晶方位の関係が適切であるため、鉄損を劣化させることなく、高い磁束密度を得ることができる。
以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。
先ず、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板及びその製造に用いる溶鋼の化学組成について説明する。詳細は後述するが、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、溶鋼の鋳造及び熱間圧延又は溶鋼の急速凝固、冷間圧延、並びに仕上げ焼鈍等を経て製造される。従って、無方向性電磁鋼板及び溶鋼の化学組成は、無方向性電磁鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、無方向性電磁鋼板又は溶鋼に含まれる各元素の含有量の単位である「%」は、特に断りがない限り「質量%」を意味する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、C:0.0030%以下、Si:2.00%以下、Al:1.00%以下、Mn:0.10%〜2.00%、S:0.0030%以下、Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及びCdからなる群から選択された一種以上:総計で0.0003%以上0.0015%未満、Si含有量(質量%)を[Si]、Al含有量(質量%)を[Al]、Mn含有量(質量%)を[Mn]と定義して式1で表されるパラメータQ:2.00以下、Sn:0.00%〜0.40%、Cu:0.00%〜1.00%、かつ残部:Fe及び不純物で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
Q=[Si]+2×[Al]−[Mn] (式1)
Q=[Si]+2×[Al]−[Mn] (式1)
(C:0.0030%以下)
Cは、鉄損を高めたり、磁気時効を引き起こしたりする。従って、C含有量は低ければ低いほどよく、その下限値を定める必要はない。C含有量の下限値を0%、0.0001%、0.0002%、0.0005%、又は0.0010%としてもよい。このような現象は、C含有量が0.0030%超で顕著である。このため、C含有量は0.0030%以下とする。C含有量の上限値を0.0028%、0.0025%、0.0022%、又は0.0020%としてもよい。
Cは、鉄損を高めたり、磁気時効を引き起こしたりする。従って、C含有量は低ければ低いほどよく、その下限値を定める必要はない。C含有量の下限値を0%、0.0001%、0.0002%、0.0005%、又は0.0010%としてもよい。このような現象は、C含有量が0.0030%超で顕著である。このため、C含有量は0.0030%以下とする。C含有量の上限値を0.0028%、0.0025%、0.0022%、又は0.0020%としてもよい。
(Si:0.30%以上、2.00%以下)
Siは、周知のように鉄損を低下させる作用のある成分であり、この作用を奏するために含有させる。Siの含有量が0.30%未満では、鉄損低減効果が十分発揮されないため、Si量の下限値を0.30%とする。例えば、Si含有量の下限値を0.90%、0.95%、0.98%、又は1.00%としてもよい。一方、Siの含有量が増えると磁束密度が低下し、また圧延作業性が劣化し、さらにはコスト高ともなるので、2.0%以下とする。Si含有量の上限値を1.80%、1.60%、1.40%、又は1.10%としてもよい。
Siは、周知のように鉄損を低下させる作用のある成分であり、この作用を奏するために含有させる。Siの含有量が0.30%未満では、鉄損低減効果が十分発揮されないため、Si量の下限値を0.30%とする。例えば、Si含有量の下限値を0.90%、0.95%、0.98%、又は1.00%としてもよい。一方、Siの含有量が増えると磁束密度が低下し、また圧延作業性が劣化し、さらにはコスト高ともなるので、2.0%以下とする。Si含有量の上限値を1.80%、1.60%、1.40%、又は1.10%としてもよい。
(Al:1.00%以下)
Alは、Siと同様に電気抵抗を高めて鉄損を下げる効果がある。また、無方向性電磁鋼板にAlが含まれる場合、一次再結晶で得られる集合組織が、板面に平行な面が{100}面の結晶(以下、「{100}結晶」ということがある)が発達したものになりやすい。この作用を奏するためにAlを含有させる。例えばAl含有量の下限値を0%、0.01%、0.02%、又は0.03%としてもよい。一方、Al含有量が1.00%を超えると、Siの場合と同様に磁束密度が低下するので、1.00%以下とする。Al含有量の上限値を0.50%、0.20%、0.10%、又は0.05%としてもよい。
Alは、Siと同様に電気抵抗を高めて鉄損を下げる効果がある。また、無方向性電磁鋼板にAlが含まれる場合、一次再結晶で得られる集合組織が、板面に平行な面が{100}面の結晶(以下、「{100}結晶」ということがある)が発達したものになりやすい。この作用を奏するためにAlを含有させる。例えばAl含有量の下限値を0%、0.01%、0.02%、又は0.03%としてもよい。一方、Al含有量が1.00%を超えると、Siの場合と同様に磁束密度が低下するので、1.00%以下とする。Al含有量の上限値を0.50%、0.20%、0.10%、又は0.05%としてもよい。
(Mn:0.10%〜2.00%)
Mnは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減する。Mnが含まれると、一次再結晶で得られる集合組織が、板面に平行な面が{100}結晶が発達したものになりやすい。{100}結晶は、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に好適な結晶である。また、Mn含有量が高いほど、MnSの析出温度が高くなり、析出してくるMnSが大きなものとなる。このため、Mn含有量が高いほど、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害する粒径が100nm程度の微細なMnSが析出しにくい。Mn含有量が0.10%未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Mn含有量は0.10%以上とする。Mn含有量の下限値を0.12%、0.15%、0.18%、又は0.20%としてもよい。一方、Mn含有量が2.00%超では、仕上げ焼鈍において結晶粒が十分に成長せず、鉄損が増大する。従って、Mn含有量は2.00%以下とする。Mn含有量の上限値を1.00%、0.50%、0.30%、又は0.25%としてもよい。
Mnは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減する。Mnが含まれると、一次再結晶で得られる集合組織が、板面に平行な面が{100}結晶が発達したものになりやすい。{100}結晶は、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に好適な結晶である。また、Mn含有量が高いほど、MnSの析出温度が高くなり、析出してくるMnSが大きなものとなる。このため、Mn含有量が高いほど、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害する粒径が100nm程度の微細なMnSが析出しにくい。Mn含有量が0.10%未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Mn含有量は0.10%以上とする。Mn含有量の下限値を0.12%、0.15%、0.18%、又は0.20%としてもよい。一方、Mn含有量が2.00%超では、仕上げ焼鈍において結晶粒が十分に成長せず、鉄損が増大する。従って、Mn含有量は2.00%以下とする。Mn含有量の上限値を1.00%、0.50%、0.30%、又は0.25%としてもよい。
(S:0.0030%以下)
Sは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Sは、微細なMnSの析出により、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害する。従って、S含有量は低ければ低いほどよい。このような鉄損の増加は、S含有量が0.0030%超で顕著である。このため、S含有量は0.0030%以下とする。S含有量の下限値は特に規定する必要はなく、例えば0%、0.0005%、0.0010%、又は0.0015%としてもよい。
Sは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Sは、微細なMnSの析出により、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害する。従って、S含有量は低ければ低いほどよい。このような鉄損の増加は、S含有量が0.0030%超で顕著である。このため、S含有量は0.0030%以下とする。S含有量の下限値は特に規定する必要はなく、例えば0%、0.0005%、0.0010%、又は0.0015%としてもよい。
(Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及びCdからなる群から選択された一種以上:総計で0.0003%以上0.0015%未満)
Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及びCdは、溶鋼の鋳造又は急速凝固時に溶鋼中のSと反応して硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の析出物を生成する。以下、Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及びCdを総称して「粗大析出物生成元素」ということがある。粗大析出物生成元素の析出物の粒径は1μm〜2μm程度であり、MnS、TiN、AlN等の微細析出物の粒径(100nm程度)よりはるかに大きい。このため、これら微細析出物は粗大析出物生成元素の析出物に付着し、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害しにくくなる。粗大析出物生成元素の含有量が総計で0.0003%未満では、これらの作用効果を安定して得ることができない。従って、粗大析出物生成元素の含有量は総計で0.0003%以上とする。粗大析出物生成元素の含有量の下限値を総計で0.0005%、0.0007%、0.0008%、又は0.0009%としてもよい。一方、粗大析出物生成元素の含有量が総計で0.0015%以上では、硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の析出物が、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害することがある。従って、粗大析出物生成元素の含有量は総計で0.0015%未満とする。粗大析出物生成元素の含有量の上限値を総計で0.0014%、0.0013%、0.0012%、又は0.0010%としてもよい。
なお、本発明者らの実験結果によれば、粗大析出物生成元素の含有量を上記範囲内とする限り、粗大析出物による効果が確実に発現し、無方向性電磁鋼板の結晶粒は十分に成長していた。従って、粗大析出物生成元素によって生成された粗大析出物の形態及び成分を特に限定する必要はない。一方、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるSの総質量が、無方向性電磁鋼板に含まれるSの総質量の40%以上であることが好ましい。上記のように、粗大析出物生成元素は、溶鋼の鋳造又は急速凝固時に溶鋼中のSと反応して硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の析出物を生成する。従って、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるSの総質量の、無方向性電磁鋼板に含まれるSの総質量に対する割合が高いことは、十分な量の粗大析出物生成元素が無方向性電磁鋼板に含まれ、この析出物にMnS等の微細析出物が効果的に付着していることを意味する。このため、上記割合が高いほど、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長が促進されており、優れた磁気特性が得られる。上記割合は、例えば溶鋼の鋳造又は急速凝固時の製造条件を後述のように制御することによって達成される。
Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及びCdは、溶鋼の鋳造又は急速凝固時に溶鋼中のSと反応して硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の析出物を生成する。以下、Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及びCdを総称して「粗大析出物生成元素」ということがある。粗大析出物生成元素の析出物の粒径は1μm〜2μm程度であり、MnS、TiN、AlN等の微細析出物の粒径(100nm程度)よりはるかに大きい。このため、これら微細析出物は粗大析出物生成元素の析出物に付着し、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害しにくくなる。粗大析出物生成元素の含有量が総計で0.0003%未満では、これらの作用効果を安定して得ることができない。従って、粗大析出物生成元素の含有量は総計で0.0003%以上とする。粗大析出物生成元素の含有量の下限値を総計で0.0005%、0.0007%、0.0008%、又は0.0009%としてもよい。一方、粗大析出物生成元素の含有量が総計で0.0015%以上では、硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の析出物が、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害することがある。従って、粗大析出物生成元素の含有量は総計で0.0015%未満とする。粗大析出物生成元素の含有量の上限値を総計で0.0014%、0.0013%、0.0012%、又は0.0010%としてもよい。
なお、本発明者らの実験結果によれば、粗大析出物生成元素の含有量を上記範囲内とする限り、粗大析出物による効果が確実に発現し、無方向性電磁鋼板の結晶粒は十分に成長していた。従って、粗大析出物生成元素によって生成された粗大析出物の形態及び成分を特に限定する必要はない。一方、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるSの総質量が、無方向性電磁鋼板に含まれるSの総質量の40%以上であることが好ましい。上記のように、粗大析出物生成元素は、溶鋼の鋳造又は急速凝固時に溶鋼中のSと反応して硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の析出物を生成する。従って、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるSの総質量の、無方向性電磁鋼板に含まれるSの総質量に対する割合が高いことは、十分な量の粗大析出物生成元素が無方向性電磁鋼板に含まれ、この析出物にMnS等の微細析出物が効果的に付着していることを意味する。このため、上記割合が高いほど、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長が促進されており、優れた磁気特性が得られる。上記割合は、例えば溶鋼の鋳造又は急速凝固時の製造条件を後述のように制御することによって達成される。
(パラメータQ:2.00以下)
パラメータQは、Si含有量(質量%)を[Si]、Al含有量(質量%)を[Al]、Mn含有量(質量%)を[Mn]と定義して式1で表される値である。
Q=[Si]+2×[Al]−[Mn] (式1)
パラメータQを2.00以下とすることにより、溶鋼の連続鋳造後又は急速凝固後の冷却時においてオーステナイトからフェライトへの変態(γ→α変態)が生じやすくなり、柱状晶の{100}<0vw>集合組織がより先鋭化される。パラメータQの上限値を、1.50%、1.20%、1.00%、0.90%、又は0.88%としてもよい。なお、パラメータQの下限値は特に限定する必要が無いが、例えば0.20%、0.40%、0.80%、0.82%、又は0.85%としてもよい。
パラメータQは、Si含有量(質量%)を[Si]、Al含有量(質量%)を[Al]、Mn含有量(質量%)を[Mn]と定義して式1で表される値である。
Q=[Si]+2×[Al]−[Mn] (式1)
パラメータQを2.00以下とすることにより、溶鋼の連続鋳造後又は急速凝固後の冷却時においてオーステナイトからフェライトへの変態(γ→α変態)が生じやすくなり、柱状晶の{100}<0vw>集合組織がより先鋭化される。パラメータQの上限値を、1.50%、1.20%、1.00%、0.90%、又は0.88%としてもよい。なお、パラメータQの下限値は特に限定する必要が無いが、例えば0.20%、0.40%、0.80%、0.82%、又は0.85%としてもよい。
Sn及びCuは、必須元素ではなく、その含有量の下限値は0%であるが、無方向性電磁鋼板に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
(Sn:0.00%〜0.40%、Cu:0.00%〜1.00%)
Sn及びCuは、磁気特性の向上に好適な結晶を一次再結晶で発達させる。このため、Sn若しくはCu又はこれらの両方が含まれると、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に好適な{100}結晶が発達した集合組織が一次再結晶で得られやすい。Snは、仕上げ焼鈍時の鋼板の表面の酸化及び窒化を抑制したり、結晶粒の大きさのばらつきを抑制したりする。従って、Sn若しくはCu又はこれらの両方が含有されていてもよい。これらの作用効果を十分に得るために、好ましくは、Sn:0.02%以上若しくはCu:0.10%以上又はこれらの両方とする。Sn含有量の下限値を0.05%、0.08%、又は0.10%としてもよい。Cu含有量の下限値を0.12%、0.15%、又は0.20%としてもよい。一方、Snが0.40%超では、上記作用効果が飽和して徒にコストが高くなったり、仕上げ焼鈍において結晶粒の成長が抑制されたりする。従って、Sn含有量は0.40%以下とする。Sn含有量の上限値を0.35%、0.30%、又は0.20%としてもよい。Cu含有量が1.00%超では、鋼板が脆化し、熱間圧延及び冷間圧延が困難になったり、仕上げ焼鈍の焼鈍ラインの通板が困難になったりする。従って、Cu含有量は1.00%以下とする。Cu含有量の上限値を0.80%、0.60%、又は0.40%としてもよい。
Sn及びCuは、磁気特性の向上に好適な結晶を一次再結晶で発達させる。このため、Sn若しくはCu又はこれらの両方が含まれると、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に好適な{100}結晶が発達した集合組織が一次再結晶で得られやすい。Snは、仕上げ焼鈍時の鋼板の表面の酸化及び窒化を抑制したり、結晶粒の大きさのばらつきを抑制したりする。従って、Sn若しくはCu又はこれらの両方が含有されていてもよい。これらの作用効果を十分に得るために、好ましくは、Sn:0.02%以上若しくはCu:0.10%以上又はこれらの両方とする。Sn含有量の下限値を0.05%、0.08%、又は0.10%としてもよい。Cu含有量の下限値を0.12%、0.15%、又は0.20%としてもよい。一方、Snが0.40%超では、上記作用効果が飽和して徒にコストが高くなったり、仕上げ焼鈍において結晶粒の成長が抑制されたりする。従って、Sn含有量は0.40%以下とする。Sn含有量の上限値を0.35%、0.30%、又は0.20%としてもよい。Cu含有量が1.00%超では、鋼板が脆化し、熱間圧延及び冷間圧延が困難になったり、仕上げ焼鈍の焼鈍ラインの通板が困難になったりする。従って、Cu含有量は1.00%以下とする。Cu含有量の上限値を0.80%、0.60%、又は0.40%としてもよい。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の集合組織について説明する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、板厚中心部における{100}結晶方位強度、{310}結晶方位強度、{411}結晶方位強度、{521}結晶方位強度、{111}結晶方位強度、{211}結晶方位強度、{332}結晶方位強度、{221}結晶方位強度がそれぞれI100、I310、I411、I521、I111、I211、I332、I221と定義され、式2で表されるパラメータRが0.80以上である。なお、板厚中心部(通常、1/2T部と称される場合もある)とは、無方向性電磁鋼板の圧延面から、無方向性電磁鋼板の板厚Tの約1/2の深さの領域を意味する。換言すると、板厚中心部とは、無方向性電磁鋼板の両圧延面の中間面及びその近傍を意味する。
R=(I100+I310+I411+I521)/(I111+I211+I332+I221) (式2)
R=(I100+I310+I411+I521)/(I111+I211+I332+I221) (式2)
{310}、{411}及び{521}は{100}の近傍にあり、I100、I310、I411及びI521の和は、{100}自身を含む、{100}近傍の結晶方位の強度の和を示す。{211}、{332}及び{221}は{111}の近傍にあり、I111、I211、I332及びI221の和は、{111}自身を含む、{111}近傍の結晶方位の強度の和を示す。板厚中心部におけるパラメータRが0.80未満では、磁束密度の低下や鉄損の増加等、磁気特性の劣化が生じる。このため、本成分系において、例えば厚さが0.50mmである場合、圧延方向(L方向)における磁束密度B50L:1.79T以上、圧延方向及び幅方向(C方向)における磁束密度B50の平均値B50L+C:1.75T以上、圧延方向における鉄損W15/50L:4.5W/kg以下、圧延方向及び幅方向における鉄損W15/50の平均値W15/50L+C:5.0W/kg以下で表される磁気特性を呈することができなくなる。板厚中心部におけるパラメータRは、例えば、溶鋼を移動更新する冷却体の表面に注入する温度と溶鋼の凝固温度との差、凝固時の鋳片の一方の表面と他方の表面との温度差、硫化物又は酸硫化物の生成量、冷間圧延率等を調節することにより、所望の値とすることができる。板厚中心部におけるパラメータRの下限値を0.82、0.85、0.90、又は0.95としてもよい。板厚中心部におけるパラメータRは高い方が良いので、その上限値を規定する必要はないが、例えば2.00、1.90、1.80、又は1.70としてもよい。
なお、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の結晶方位は、板全体において上述のように制御されている必要がある。しかしながら、圧延鋼板における集合組織の等方性は、圧延面に近い領域では高く、圧延面から離れるほど低下することが通常である。例えば、「極低炭素冷延鋼板のr値におよぼす冷延条件の影響」、橋本ら、鉄と鋼,Vol.76,No.1(1990),P.50では、0.0035%C−0.12%Mn−0.001%P−0.0084%S−0.03%Al−0.11%Ti鋼を、圧下率73%で冷延後、750℃で3時間焼鈍して得られた鋼板では、板厚中心は表層に比べ、(222)が高く、(200)が低く、(110)が低いことが示されている。
従って、圧延面から最も離れた領域である板厚中心部においてパラメータRが0.8以上であれば、その他の領域においても同等以上の等方性が達成される。以上の理由から、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の結晶方位は、板厚中心部において規定される。
なお、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の結晶方位は、板全体において上述のように制御されている必要がある。しかしながら、圧延鋼板における集合組織の等方性は、圧延面に近い領域では高く、圧延面から離れるほど低下することが通常である。例えば、「極低炭素冷延鋼板のr値におよぼす冷延条件の影響」、橋本ら、鉄と鋼,Vol.76,No.1(1990),P.50では、0.0035%C−0.12%Mn−0.001%P−0.0084%S−0.03%Al−0.11%Ti鋼を、圧下率73%で冷延後、750℃で3時間焼鈍して得られた鋼板では、板厚中心は表層に比べ、(222)が高く、(200)が低く、(110)が低いことが示されている。
従って、圧延面から最も離れた領域である板厚中心部においてパラメータRが0.8以上であれば、その他の領域においても同等以上の等方性が達成される。以上の理由から、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の結晶方位は、板厚中心部において規定される。
板厚中心部における{100}結晶方位強度、{310}結晶方位強度、{411}結晶方位強度、{521}結晶方位強度、{111}結晶方位強度、{211}結晶方位強度、{332}結晶方位強度、{221}結晶方位強度は、X線回折法(XRD)又は電子線後方散乱回折(electron backscatter diffraction:EBSD)法により測定することができる。具体的には、無方向性電磁鋼板の圧延面に平行であって、この圧延面から板厚Tの約1/2の深さの面を通常の方法で現出させ、この面に対してXRD分析又はEBSD分析を行うことで、各結晶方位強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出することができる。X線及び電子線の試料からの回折強度が結晶方位毎に異なるため、ランダム方位試料を基準にして、これとの相対比に基づいて結晶方位強度を求めることができる。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の磁気特性について説明する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、例えば厚さが0.50mmである場合、圧延方向(L方向)における磁束密度B50L:1.79T以上、圧延方向及び幅方向(C方向)における磁束密度B50の平均値B50L+C:1.75T以上、圧延方向における鉄損W15/50L:4.5W/kg以下、圧延方向及び幅方向における鉄損W15/50の平均値W15/50L+C:5.0W/kg以下で表される磁気特性を呈することができる。磁束密度B50とは、5000A/mの磁場における磁束密度であり、鉄損W15/50とは、1.5Tの磁束密度、50Hzの周波数における鉄損である。
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法の例について以下に説明する。ただし、当然のことながら、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は特に限定されない。上述の要件を満たす無方向性電磁鋼板は、たとえ以下に例示される製造方法以外の方法によって得られたものであっても、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板に該当する。
まず、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の第1の製造方法について例示的に説明する。第1の製造方法では、溶鋼の連続鋳造、熱間圧延、冷間圧延、仕上げ焼鈍等を行う。
まず、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の第1の製造方法について例示的に説明する。第1の製造方法では、溶鋼の連続鋳造、熱間圧延、冷間圧延、仕上げ焼鈍等を行う。
溶鋼の鋳造及び熱間圧延では、上記化学組成を有する溶鋼の鋳造を行ってスラブ等の鋼塊を作製し、この熱間圧延を行って、柱状晶の割合が面積分率で80%以上、かつ、平均結晶粒径が0.10mm以上の鋼帯を得る。凝固の際に、鋼塊の最表面と内部との温度差、或いは鋼塊の一方の表面と他方の表面との温度差が十分に高い場合、鋼塊の表面で凝固した結晶粒が表面垂直方向に成長し、柱状晶を形成する。BCC構造を持つ鋼では、柱状晶は、{100}面が鋼塊の表面に平行になるように成長する。柱状晶が、鋼塊の表面から中央まで発達する前、或いは鋼塊の一方の表面から他方の表面まで発達する前に、鋼塊の内部の温度、又は鋼塊の他方の表面の温度が低下し、凝固温度に到達すると、鋼塊内部、又は鋼塊の他方の表面で晶出が始まる。鋼塊内部、或いは鋼塊の他方の表面で晶出した結晶は、等軸粒的に成長し、柱状晶とは異なる結晶方位を有する。
柱状晶率は、例えば、以下の手順で測定可能である。まず、鋼帯断面を研磨し、ピクリン酸系の腐食液で断面をエッチングして凝固組織を現出させる。ここで、鋼帯断面は、鋼帯長手方向に平行なL断面でも、鋼帯長手方向に垂直なC断面でも良いが、L断面とするのが一般的である。この断面において、板厚方向にデンドライトが発達し、板厚全厚を貫通している場合、柱状晶率100%と判断する。断面において、デンドライト以外に粒状の黒い組織(等軸粒)が見える場合は、この粒状組織の厚みを鋼板の全厚から引いた値を、鋼板の全厚さで除した値を、鋼板の柱状晶率とする。
第1の製造方法では、溶鋼の連続鋳造後の冷却中にγ→α変態が生じやすいが、柱状晶からγ→α変態を経た結晶組織も同様に柱状晶とみなす。γ→α変態を経ることにより、柱状晶の{100}<0vw>集合組織がより先鋭化される。
柱状晶率は、例えば、以下の手順で測定可能である。まず、鋼帯断面を研磨し、ピクリン酸系の腐食液で断面をエッチングして凝固組織を現出させる。ここで、鋼帯断面は、鋼帯長手方向に平行なL断面でも、鋼帯長手方向に垂直なC断面でも良いが、L断面とするのが一般的である。この断面において、板厚方向にデンドライトが発達し、板厚全厚を貫通している場合、柱状晶率100%と判断する。断面において、デンドライト以外に粒状の黒い組織(等軸粒)が見える場合は、この粒状組織の厚みを鋼板の全厚から引いた値を、鋼板の全厚さで除した値を、鋼板の柱状晶率とする。
第1の製造方法では、溶鋼の連続鋳造後の冷却中にγ→α変態が生じやすいが、柱状晶からγ→α変態を経た結晶組織も同様に柱状晶とみなす。γ→α変態を経ることにより、柱状晶の{100}<0vw>集合組織がより先鋭化される。
柱状晶は、無方向性電磁鋼板の磁気特性、特に板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に望ましい{100}<0vw>集合組織を有する。{100}<0vw>集合組織とは、板面に平行な面が{100}面で圧延方向が<0vw>方位の結晶が発達した集合組織である(v及びwは任意の実数である(v及びwがともに0である場合を除く))。柱状晶の割合が80%未満では、無方向性電磁鋼板の板厚方向全体にわたって、仕上げ焼鈍によって{100}結晶が発達した集合組織を得ることができない。その場合、上述した通りに、鋼板の板厚中心部では{100}結晶が発達せず、磁気特性にとって好ましくない{111}結晶が発達する。鋼板の板厚中心部まで{100}結晶が発達した集合組織とするために、鋼帯の柱状晶の割合は80%以上とする。鋼帯の柱状晶の割合は、上述したように、鋼帯の断面を顕微鏡で観察することにより特定することができる。ただし、鋼帯の柱状晶率は、後述する冷間圧延、又は熱処理が鋼帯に施された後は正確に測定することができない。このため、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、柱状晶率は特に規定されない。
第1の製造方法において、柱状晶の割合を80%以上とするためには、例えば、凝固時の鋳片等の鋼塊の一方の表面と他方の表面との間の温度差を40℃以上とする。この温度差は、鋳型の冷却構造、材質、モールドテーパー、モールドフラックス等により制御することができる。このような柱状晶の割合が80%以上となる条件で溶鋼を鋳造した場合、Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn又はCdの硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方が容易に生成し、MnS等の微細硫化物の生成が抑制される。
第1の製造方法において、柱状晶の割合を80%以上とするためには、例えば、凝固時の鋳片等の鋼塊の一方の表面と他方の表面との間の温度差を40℃以上とする。この温度差は、鋳型の冷却構造、材質、モールドテーパー、モールドフラックス等により制御することができる。このような柱状晶の割合が80%以上となる条件で溶鋼を鋳造した場合、Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn又はCdの硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方が容易に生成し、MnS等の微細硫化物の生成が抑制される。
鋼帯の平均結晶粒径が小さいほど、結晶粒の数が多く、結晶粒界の面積が広い。仕上げ焼鈍の再結晶では、結晶粒内及び結晶粒界から結晶が成長するところ、結晶粒内から成長する結晶は磁気特性に望ましい{100}結晶であるのに対し、結晶粒界から成長する結晶は{111}<112>結晶等の磁気特性に望ましくない結晶である。従って、鋼帯の平均結晶粒径が大きいほど、仕上げ焼鈍にて磁気特性に望ましい{100}結晶が発達しやすく、特に鋼帯の平均結晶粒径が0.10mm以上の場合に、優れた磁気特性が得やすい。従って、鋼帯の平均結晶粒径は0.10mm以上とする。鋼帯の平均結晶粒径は、鋳造の際の鋳片の2表面間の温度差、700℃以上の温度範囲での平均冷却速度、熱間圧延の開始温度、及び巻取温度等により調整することができる。鋳造の際の鋳片の2表面間の温度差を40℃以上とし、かつ700℃以上での平均冷却速度を10℃/分以下とした場合、鋼帯に含まれる柱状晶の平均結晶粒径が0.10mm以上の鋼帯が得られる。さらに、熱間圧延の開始温度を900℃以下、かつ巻取温度を650℃以下とした場合、鋼帯に含まれる結晶粒は未再結晶延伸粒となるため、平均結晶粒径が0.10mm以上の鋼帯が得られる。なお、700℃以上の温度範囲での平均冷却速度とは、鋳造開始温度から700℃までの温度範囲での平均冷却速度のことであり、鋳造開始温度と700℃との差を、鋳造開始温度から700℃まで冷却するのに要した時間で割った値である。
粗大析出物生成元素は、製鋼工程における鋳造前の最後の鍋の底に投入しておき、当該鍋に粗大析出物生成元素以外の元素を含んだ溶鋼を注入し、溶鋼中に粗大析出物生成元素を溶解させることが好ましい。これにより、粗大析出物生成元素を溶鋼から飛散しにくくすることができ、また、粗大析出物生成元素とSとの反応を促進することができる。製鋼工程における鋳造前の最後の鍋は、例えば連続鋳造機のタンディッシュ直上の鍋である。
冷間圧延の圧下率を90%超とすると、仕上げ焼鈍の際に、磁気特性の向上を阻害する集合組織、例えば{111}<112>集合組織が発達しやすい。従って、冷間圧延の圧下率は90%以下とする。冷間圧延の圧下率を40%未満とすると、無方向性電磁鋼板の厚さの精度及び平坦度の確保が困難になることがある。従って、冷間圧延の圧下率は好ましくは40%以上とする。
仕上げ焼鈍により、一次再結晶及び結晶粒の成長を生じさせ、平均結晶粒径を50μm〜180μmとする。この仕上げ焼鈍により、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に好適な{100}結晶が発達した集合組織が得られる。仕上げ焼鈍では、例えば、保持温度を750℃以上950℃以下とし、保持時間を10秒間以上60秒間以下とする。
仕上げ焼鈍の通板張力を3MPa超とすると、異方性を有する弾性歪が無方向性電磁鋼板内に残存しやすくなる場合がある。異方性を有する弾性歪は集合組織を変形させるため、{100}結晶が発達した集合組織が得られていても、これが変形し、板面内における磁気特性の均一性が低下してしまう場合がある。従って、仕上げ焼鈍の通板張力は3MPa以下とすることが好ましい。仕上げ焼鈍の950℃〜700℃における冷却速度を1℃/秒超とした場合も、異方性を有する弾性歪が無方向性電磁鋼板内に残存しやすくなる。従って、仕上げ焼鈍の950℃〜700℃における冷却速度は1℃/秒以下とすることが好ましい。ここで、冷却速度とは、平均冷却速度(冷却開始温度と冷却終了温度との差を、冷却に要した時間で割って得られる値)とは異なる。常に冷却速度を小さく保つ必要性を考慮して、仕上げ焼鈍では、950℃〜700℃の温度範囲において、常に冷却速度が1℃/秒以下とされている必要がある。
このようにして、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板を製造することができる。仕上げ焼鈍の後に、塗布及び焼き付けにより絶縁被膜を形成してもよい。
次に、実施形態に係る無方向性電磁鋼板の第2の製造方法について説明する。第2の製造方法では、溶鋼の急速凝固、冷間圧延、仕上げ焼鈍等を行う。
溶鋼の急速凝固では、上記化学組成を有する溶鋼を、移動更新する冷却体の表面で急速凝固させ、柱状晶の割合が面積分率で80%以上、かつ、平均結晶粒径が0.10mm以上の鋼帯を得る。第2の製造方法では、溶鋼の急速凝固後の冷却中にγ→α変態が生じやすいが、柱状晶からγ→α変態を経た結晶組織も同様に柱状晶とみなす。γ→α変態を経ることにより、柱状晶の{100}<0vw>集合組織がより先鋭化される。
柱状晶は、無方向性電磁鋼板の磁気特性、特に板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に望ましい{100}<0vw>集合組織を有する。{100}<0vw>集合組織とは、板面に平行な面が{100}面で圧延方向が<0vw>方位の結晶が発達した集合組織である(v及びwは任意の実数である(v及びwがともに0である場合を除く))。柱状晶の割合が80%未満では、無方向性電磁鋼板の板厚方向全体にわたって、仕上げ焼鈍によって{100}結晶が発達した集合組織を得ることができない。その場合、上述した通りに、鋼板の板厚中心部では{100}結晶が発達せず、磁気特性にとって好ましくない{111}結晶が発達する。鋼板の板厚中心部まで{100}結晶が発達した集合組織とするために、鋼帯の柱状晶の割合は80%以上とする。鋼帯の柱状晶の割合は、上述したように顕微鏡観察で特定することができる。
第2の製造方法において、柱状晶の割合を80%以上とするためには、例えば、溶鋼の移動更新する冷却体の表面に注入する温度を凝固温度よりも25℃以上高める。特に溶鋼の温度を凝固温度よりも40℃以上高めた場合には、柱状晶の割合をほぼ100%にすることができる。このような柱状晶の割合が80%以上となる条件で溶鋼を凝固させた場合、Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn又はCdの硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方が容易に生成し、MnS等の微細硫化物の生成が抑制される。
第2の製造方法において、柱状晶の割合を80%以上とするためには、例えば、溶鋼の移動更新する冷却体の表面に注入する温度を凝固温度よりも25℃以上高める。特に溶鋼の温度を凝固温度よりも40℃以上高めた場合には、柱状晶の割合をほぼ100%にすることができる。このような柱状晶の割合が80%以上となる条件で溶鋼を凝固させた場合、Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn又はCdの硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方が容易に生成し、MnS等の微細硫化物の生成が抑制される。
鋼帯の平均結晶粒径が小さいほど、結晶粒の数が多く、結晶粒界の面積が広い。仕上げ焼鈍の再結晶では、結晶粒内及び結晶粒界から結晶が成長するところ、結晶粒内から成長する結晶は磁気特性に望ましい{100}結晶であるのに対し、結晶粒界から成長する結晶は{111}<112>結晶等の磁気特性に望ましくない結晶である。従って、鋼帯の平均結晶粒径が大きいほど、仕上げ焼鈍にて磁気特性に望ましい{100}結晶が発達しやすく、特に鋼帯の平均結晶粒径が0.10mm以上の場合に、優れた磁気特性が得やすい。従って、鋼帯の平均結晶粒径は0.10mm以上とする。鋼帯の平均結晶粒径は、急速凝固時において凝固完了から巻取りまでの平均冷却速度等により調整することができる。具体的には、溶鋼の凝固完了から鋼帯の巻取りまでの平均冷却速度を1,000〜3,000℃/分とする。
急速凝固に際し、粗大析出物生成元素は、製鋼工程における鋳造前の最後の鍋の底に投入しておき、当該鍋に粗大析出物生成元素以外の元素を含んだ溶鋼を注入し、溶鋼中に粗大析出物生成元素を溶解させることが好ましい。これにより、粗大析出物生成元素を溶鋼から飛散しにくくすることができ、また、粗大析出物生成元素とSとの反応を促進することができる。製鋼工程における鋳造前の最後の鍋は、例えば急速凝固させる鋳造機のタンディッシュ直上の鍋である。
冷間圧延の圧下率を90%超とすると、仕上げ焼鈍の際に、磁気特性の向上を阻害する集合組織、例えば{111}<112>集合組織が発達しやすい。従って、冷間圧延の圧下率は90%以下とする。冷間圧延の圧下率を40%未満とすると、無方向性電磁鋼板の厚さの精度及び平坦度の確保が困難になることがある。従って、冷間圧延の圧下率は好ましくは40%以上とする。
仕上げ焼鈍により、一次再結晶及び結晶粒の成長を生じさせ、平均結晶粒径を50μm〜180μmとする。この仕上げ焼鈍により、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に好適な{100}結晶が発達した集合組織が得られる。仕上げ焼鈍では、例えば、保持温度を750℃以上950℃以下とし、保持時間を10秒間以上60秒間以下とする。
仕上げ焼鈍の通板張力を3MPa超とすると、異方性を有する弾性歪が無方向性電磁鋼板内に残存しやすくなる場合がある。異方性を有する弾性歪は集合組織を変形させるため、{100}結晶が発達した集合組織が得られていても、これが変形し、板面内における磁気特性の均一性が低下してしまう場合がある。従って、仕上げ焼鈍の通板張力は3MPa以下とすることが好ましい。仕上げ焼鈍の950℃〜700℃における冷却速度を1℃/秒超とした場合も、異方性を有する弾性歪が無方向性電磁鋼板内に残存しやすくなる場合がある。従って、仕上げ焼鈍の950℃〜700℃における冷却速度は1℃/秒以下とすることが好ましい。ここで、冷却速度とは、平均冷却速度(冷却開始温度と冷却終了温度との差を、冷却に要した時間で割って得られる値)とは異なる概念である。常に冷却速度を小さく保つ必要性を考慮して、仕上げ焼鈍では、950℃〜700℃の温度範囲において、常に冷却速度が1℃/秒以下とされている必要がある。
このようにして、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板を製造することができる。仕上げ焼鈍の後に、塗布及び焼き付けにより絶縁被膜を形成してもよい。
このような本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、例えば厚さが0.50mmである場合、圧延方向(L方向)における磁束密度B50L:1.79T以上、圧延方向及び幅方向(C方向)における磁束密度B50の平均値B50L+C:1.75T以上、圧延方向における鉄損W15/50L:4.5W/kg以下、圧延方向及び幅方向における鉄損W15/50の平均値W15/50L+C:5.0W/kg以下の高磁束密度かつ低鉄損な磁気特性を有する。
以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板について、実施例を示しながら具体的に説明する。以下に示す実施例は、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板のあくまでも一例にすぎず、本発明に係る無方向性電磁鋼板が下記の例に限定されるものではない。
(第1の試験)
第1の試験では、表1に示す化学組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って鋼帯を得た。表1中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はFe及び不純物である。表1中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って、厚さが0.50mmの種々の無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の板厚中心部における結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出した。この結果を表2に示す。表2中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
第1の試験では、表1に示す化学組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って鋼帯を得た。表1中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はFe及び不純物である。表1中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って、厚さが0.50mmの種々の無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の板厚中心部における結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出した。この結果を表2に示す。表2中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この結果を表3に示す。表3中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、磁束密度B50Lの欄の下線は1.79T未満であることを示し、平均値B50L+Cの欄の下線は1.75T未満であることを示し、鉄損W15/50Lの欄の下線は4.5W/kg超であることを示し、平均値W15/50L+Cの欄の下線は5.0W/kg超であることを示す。
表3に示すように、試料No.11〜No.22及びNo.11’〜No.19’では、化学組成が本発明の範囲内にあり、板厚中心部におけるパラメータRが本発明の範囲内にあるため、良好な磁気特性が得られた。
試料No.1〜No.6では、板厚中心部におけるパラメータRが小さすぎたため、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。試料No.7では、S含有量が高すぎたため、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。試料No.8では、粗大析出物生成元素の総含有量が低すぎたため、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるSの総質量の、無方向性電磁鋼板に含まれるSの総質量に対する割合が40%未満であり、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。試料No.9では、粗大析出物生成元素の総含有量が高すぎたため、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるSの総質量の、無方向性電磁鋼板に含まれるSの総質量に対する割合は40%以上であったが、CaがCaO等の介在物を多数形成し、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。試料No.10では、パラメータQが大きすぎたため、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。
試料No.1〜No.6では、板厚中心部におけるパラメータRが小さすぎたため、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。試料No.7では、S含有量が高すぎたため、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。試料No.8では、粗大析出物生成元素の総含有量が低すぎたため、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるSの総質量の、無方向性電磁鋼板に含まれるSの総質量に対する割合が40%未満であり、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。試料No.9では、粗大析出物生成元素の総含有量が高すぎたため、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるSの総質量の、無方向性電磁鋼板に含まれるSの総質量に対する割合は40%以上であったが、CaがCaO等の介在物を多数形成し、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。試料No.10では、パラメータQが大きすぎたため、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。
(第2の試験)
第2の試験では、質量%で、C:0.0023%、Si:0.81%、Al:0.03%、Mn:0.20%、S:0.0003%及びPr:0.0007%を含有し、残部がFe及び不純物からなる溶鋼(表4−1試料31〜33に対応)と、C:0.0021%、Si:0.83%、Al:0.05%、Mn:0.19%、S:0.0007%及びPr:0.0013%を含有し、残部がFe及び不純物からなる溶鋼(表4−1試料31’〜33’に対応)とを鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って、厚さが2.1mmの鋼帯を得た。鋳造の際に鋳片の2表面間の温度差を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。表4−2に、2表面間の温度差、柱状晶の割合及び平均結晶粒径を示す。次いで、78.2%の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが0.50mmの鋼板を得た。その後、850℃で30秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の8結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出した。この結果も表4−2に示す。表4−2中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
第2の試験では、質量%で、C:0.0023%、Si:0.81%、Al:0.03%、Mn:0.20%、S:0.0003%及びPr:0.0007%を含有し、残部がFe及び不純物からなる溶鋼(表4−1試料31〜33に対応)と、C:0.0021%、Si:0.83%、Al:0.05%、Mn:0.19%、S:0.0007%及びPr:0.0013%を含有し、残部がFe及び不純物からなる溶鋼(表4−1試料31’〜33’に対応)とを鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って、厚さが2.1mmの鋼帯を得た。鋳造の際に鋳片の2表面間の温度差を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。表4−2に、2表面間の温度差、柱状晶の割合及び平均結晶粒径を示す。次いで、78.2%の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが0.50mmの鋼板を得た。その後、850℃で30秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の8結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出した。この結果も表4−2に示す。表4−2中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この結果を表5に示す。表5中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、磁束密度B50Lの欄の下線は1.79T未満であることを示し、平均値B50L+Cの欄の下線は1.75T未満であることを示し、鉄損W15/50Lの欄の下線は4.5W/kg超であることを示し、平均値W15/50L+Cの欄の下線は5.0W/kg超であることを示す。
表5に示すように、柱状晶の割合が適切な鋼帯を用いた試料No.33及びNo.33’では、板厚中心部におけるパラメータRが本発明の範囲内にあるため、良好な磁気特性が得られた。
柱状晶の割合が低すぎる鋼帯を用いた試料No.31、No.32、No.31’及びNo.32’では、板厚中心部におけるパラメータRが本発明の範囲から外れているため、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。
(第3の試験)
第3の試験では、表6に示す化学組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って、厚さが2.4mmの鋼帯を得た。残部はFe及び不純物であり、表6中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。鋳造の際に、鋳片の2表面間の温度差と、700℃以上での平均冷却速度とを調整することにより、鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。2表面間の温度差は48℃〜60℃とした。試料No.41、42、41’、及び42’では、700℃以上での平均冷却速度を20℃/分とし、その他の試料では700℃以上での平均冷却速度を10℃/分以下とした。表7に、柱状晶の割合及び平均結晶粒径を示す。次いで、79.2%の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが0.50mmの鋼板を得た。その後、880℃で45秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の8結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出した。この結果も表7に示す。表7中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
第3の試験では、表6に示す化学組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って、厚さが2.4mmの鋼帯を得た。残部はFe及び不純物であり、表6中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。鋳造の際に、鋳片の2表面間の温度差と、700℃以上での平均冷却速度とを調整することにより、鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。2表面間の温度差は48℃〜60℃とした。試料No.41、42、41’、及び42’では、700℃以上での平均冷却速度を20℃/分とし、その他の試料では700℃以上での平均冷却速度を10℃/分以下とした。表7に、柱状晶の割合及び平均結晶粒径を示す。次いで、79.2%の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが0.50mmの鋼板を得た。その後、880℃で45秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の8結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出した。この結果も表7に示す。表7中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この結果を表8に示す。表8中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、鉄束密度B50Lの欄の下線は1.79T未満であることを示し、平均値B50L+Cの欄の下線は1.75T未満であることを示し、鉄損W15/50Lの欄の下線は4.5W/kg超であることを示し、平均値W15/50L+Cの欄の下線は5.0W/kg超であることを示す。
表8に示すように、化学組成、柱状晶の割合及び平均結晶粒径が適切な鋼帯を用いた試料No.44及び試料No.44’では、板厚中心部におけるパラメータRが本発明の範囲内にあるため、良好な磁気特性が得られた。
平均結晶粒径が低すぎる鋼帯を用いた試料No.41、No.42、No.41’及びNo.42’では、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。試料No.43及びNo.43’では、粗大析出物生成元素の総含有量が低すぎたため、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。試料No.45及びNo.45’では、粗大析出物生成元素の総含有量が高すぎたため、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。
(第4の試験)
第4の試験では、表9に示す化学組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って、表10に示す厚さの鋼帯を得た。表9中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はFe及び不純物である。鋳造の際に鋳片の2表面間の温度差を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。2表面間の温度差は51℃〜68℃とした。表10に、柱状晶の割合及び平均結晶粒径も示す。次いで、表10に示す圧下率で冷間圧延を行って、厚さが0.50mmの鋼板を得た。その後、830℃で40秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の8結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出した。この結果も表10に示す。表10中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
第4の試験では、表9に示す化学組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って、表10に示す厚さの鋼帯を得た。表9中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はFe及び不純物である。鋳造の際に鋳片の2表面間の温度差を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。2表面間の温度差は51℃〜68℃とした。表10に、柱状晶の割合及び平均結晶粒径も示す。次いで、表10に示す圧下率で冷間圧延を行って、厚さが0.50mmの鋼板を得た。その後、830℃で40秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の8結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出した。この結果も表10に示す。表10中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この結果を表11に示す。表11中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、磁束密度B50Lの欄の下線は1.79T未満であることを示し、平均値B50L+Cの欄の下線は1.75T未満であることを示し、鉄損W15/50Lの欄の下線は4.5W/kg超であることを示し、平均値W15/50L+Cの欄の下線は5.0W/kg超であることを示す。
表11に示すように、化学組成、柱状晶の割合及び平均結晶粒径が適切な鋼帯を用い、適切な圧下量で冷間圧延を行った試料No.51〜No.55及びNo.51’〜55’では、板厚中心部におけるパラメータRが本発明の範囲内にあるため、良好な磁気特性が得られた。適量のSn又はCuを含有する試料No.53、No.54、No.53’及びNo.54’において、特に優れた鉄損W15/50L、平均値W15/50L+C、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが得られた。適量のSn及びCuを含有する試料No.55及びNo.55’では、更に優れた鉄損W15/50L、平均値W15/50L+C、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが得られた。
冷間圧延の圧下率を高くしすぎた試料No.56及びNo.56’では、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。
冷間圧延の圧下率を高くしすぎた試料No.56及びNo.56’では、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。
(第5の試験)
第5の試験では、質量%で、C:0.0014%、Si:0.34%、Al:0.48%、Mn:1.42%、S:0.0017%及びSr:0.0011%を含有し、残部がFe及び不純物からなる溶鋼(表12−1試料61〜64に対応)と、C:0.0015%、Si:0.35%、Al:0.47%、Mn:1.41%、S:0.0007%及びSr:0.0014%を含有し、残部がFe及び不純物からなる溶鋼(表12−1試料61’〜64’に対応)を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って、厚さが2.3mmの鋼帯を得た。鋳造の際に鋳片の2表面間の温度差を59℃として鋼帯の柱状晶の割合を90%、平均結晶粒径を0.17mmとした。次いで、78.3%の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが0.50mmの鋼板を得た。その後、920℃で20秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。仕上げ焼鈍では、通板張力及び950℃から700℃までの冷却速度を変化させた。表12−2に通板張力及び冷却速度を示す。そして、各無方向性電磁鋼板の結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出した。この結果も表12−2に示す。
第5の試験では、質量%で、C:0.0014%、Si:0.34%、Al:0.48%、Mn:1.42%、S:0.0017%及びSr:0.0011%を含有し、残部がFe及び不純物からなる溶鋼(表12−1試料61〜64に対応)と、C:0.0015%、Si:0.35%、Al:0.47%、Mn:1.41%、S:0.0007%及びSr:0.0014%を含有し、残部がFe及び不純物からなる溶鋼(表12−1試料61’〜64’に対応)を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って、厚さが2.3mmの鋼帯を得た。鋳造の際に鋳片の2表面間の温度差を59℃として鋼帯の柱状晶の割合を90%、平均結晶粒径を0.17mmとした。次いで、78.3%の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが0.50mmの鋼板を得た。その後、920℃で20秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。仕上げ焼鈍では、通板張力及び950℃から700℃までの冷却速度を変化させた。表12−2に通板張力及び冷却速度を示す。そして、各無方向性電磁鋼板の結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出した。この結果も表12−2に示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この結果を表13に示す。
表13に示すように、試料No.61〜No.64及びNo.61’〜No.64’では、化学組成が本発明の範囲内にあり、板厚中心部におけるパラメータRが本発明の範囲内にあるため、良好な磁気特性が得られた。通板張力を3MPa以下とした試料No.62、No.63、No.62’及びNo.63’において、弾性歪異方性が低く、特に優れた鉄損W15/50L、平均値W15/50L+C、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが得られた。920℃から700℃までの冷却速度を1℃/秒以下とした試料No.64及びNo.64’において、更に弾性歪異方性が低く、更に優れた鉄損W15/50L、平均値W15/50L+C、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが得られた。なお、弾性歪異方性の測定では、各辺の長さが55mmで、2辺が圧延方向に平行で、2辺が圧延方向に垂直な方向(板幅方向)に平行な平面形状が4角形の試料を各無方向性電磁鋼板から切り出し、弾性歪の影響で変形した後の各辺の長さを測定した。そして、圧延方向に垂直な方向の長さが圧延方向の長さよりどれだけ大きいかを求めた。
(第6の試験)
第6の試験では、表14に示す化学組成を有する溶鋼を双ロール法により急速凝固させて鋼帯を得た。表14中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はFe及び不純物である。表14中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って、厚さが0.50mmの種々の無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の8結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出した。この結果を表15に示す。表15中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
第6の試験では、表14に示す化学組成を有する溶鋼を双ロール法により急速凝固させて鋼帯を得た。表14中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はFe及び不純物である。表14中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って、厚さが0.50mmの種々の無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の8結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出した。この結果を表15に示す。表15中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この結果を表16に示す。表16中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、磁束密度B50Lの欄の下線は1.79T未満であることを示し、平均値B50L+Cの欄の下線は1.75T未満であることを示し、鉄損W15/50Lの欄の下線は4.5W/kg超であることを示し、平均値W10/15L+Cの欄の下線は5.0W/kg超であることを示す。
表16に示すように、試料No.111〜No.122及びNo.111’〜No.119’では、化学組成が本発明の範囲内にあり、板厚中心部におけるパラメータRが本発明の範囲内にあるため、良好な磁気特性が得られた。
試料No.101〜No.106では、板厚中心部におけるパラメータRが小さすぎたため、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。試料No.107では、S含有量が高すぎたため、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。試料No.108では、粗大析出物生成元素の総含有量が低すぎたため、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。試料No.109では、粗大析出物生成元素の総含有量が高すぎたため、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。試料No.110では、パラメータQが大きすぎたため、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。
試料No.101〜No.106では、板厚中心部におけるパラメータRが小さすぎたため、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。試料No.107では、S含有量が高すぎたため、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。試料No.108では、粗大析出物生成元素の総含有量が低すぎたため、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。試料No.109では、粗大析出物生成元素の総含有量が高すぎたため、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。試料No.110では、パラメータQが大きすぎたため、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。
(第7の試験)
第7の試験では、質量%で、C:0.0023%、Si:0.81%、Al:0.03%、Mn:0.20%、S:0.0003%及びNd:0.0007%を含有し、残部がFe及び不純物からなる溶鋼(表17−1試料131〜133に対応)と、C:0.0021%、Si:0.83%、Al:0.05%、Mn:0.19%、S:0.0007%及びNd:0.0013%を含有し、残部がFe及び不純物からなる溶鋼(表17−1試料131’〜133’に対応)を双ロール法により急速凝固させて、厚さが2.1mmの鋼帯を得た。このとき、注入温度を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。表17に、注入温度と凝固温度との差、柱状晶の割合及び平均結晶粒径を示す。次いで、78.2%の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが0.50mmの鋼板を得た。その後、850℃で30秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の8結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出した。この結果も表17に示す。表17中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
第7の試験では、質量%で、C:0.0023%、Si:0.81%、Al:0.03%、Mn:0.20%、S:0.0003%及びNd:0.0007%を含有し、残部がFe及び不純物からなる溶鋼(表17−1試料131〜133に対応)と、C:0.0021%、Si:0.83%、Al:0.05%、Mn:0.19%、S:0.0007%及びNd:0.0013%を含有し、残部がFe及び不純物からなる溶鋼(表17−1試料131’〜133’に対応)を双ロール法により急速凝固させて、厚さが2.1mmの鋼帯を得た。このとき、注入温度を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。表17に、注入温度と凝固温度との差、柱状晶の割合及び平均結晶粒径を示す。次いで、78.2%の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが0.50mmの鋼板を得た。その後、850℃で30秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の8結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出した。この結果も表17に示す。表17中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この結果を表18に示す。表18中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、磁束密度B50Lの欄の下線は1.79T未満であることを示し、平均値B50L+Cの欄の下線は1.75T未満であることを示し、鉄損W15/50Lの欄の下線は4.5W/kg超であることを示し、平均値W15/50L+Cの欄の下線は5.0W/kg超であることを示す。
表18に示すように、柱状晶の割合が適切な鋼帯を用いた試料No.133及びNo.133’では、板厚中心部におけるパラメータRが本発明の範囲内にあるため、良好な磁気特性が得られた。
柱状晶の割合が低すぎる鋼帯を用いた試料No.131、No.132、No.131’及びNo.132’では、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。
(第8の試験)
第8の試験では、表19に示す化学組成を有する溶鋼を双ロール法により急速凝固させて、厚さが2.4mmの鋼帯を得た。残部はFe及び不純物であり、表19中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。このとき、注入温度と、溶鋼の凝固完了から鋼帯の巻取りまでの平均冷却速度を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。試料No.143〜No.145及びNo.143’〜145’の注入温度は凝固温度よりも29℃〜35℃高くし、溶鋼の凝固完了から鋼帯の巻取りまでの平均冷却速度は1,500〜2,000℃/分とした。試料No.141、No.142、No.141’及びNo.142’の注入温度は凝固温度より20〜24℃高くし、溶鋼の凝固完了から鋼帯の巻取りまでの平均冷却速度は3,000℃/分超とした。表20に、柱状晶の割合及び平均結晶粒径を示す。次いで、79.2%の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが0.50mmの鋼板を得た。その後、880℃で45秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の8結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出した。この結果も表20に示す。表20中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
第8の試験では、表19に示す化学組成を有する溶鋼を双ロール法により急速凝固させて、厚さが2.4mmの鋼帯を得た。残部はFe及び不純物であり、表19中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。このとき、注入温度と、溶鋼の凝固完了から鋼帯の巻取りまでの平均冷却速度を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。試料No.143〜No.145及びNo.143’〜145’の注入温度は凝固温度よりも29℃〜35℃高くし、溶鋼の凝固完了から鋼帯の巻取りまでの平均冷却速度は1,500〜2,000℃/分とした。試料No.141、No.142、No.141’及びNo.142’の注入温度は凝固温度より20〜24℃高くし、溶鋼の凝固完了から鋼帯の巻取りまでの平均冷却速度は3,000℃/分超とした。表20に、柱状晶の割合及び平均結晶粒径を示す。次いで、79.2%の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが0.50mmの鋼板を得た。その後、880℃で45秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の8結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出した。この結果も表20に示す。表20中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この結果を表21に示す。表21中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、鉄束密度B50Lの欄の下線は1.79T未満であることを示し、平均値B50L+Cの欄の下線は1.75T未満であることを示し、鉄損W15/50Lの欄の下線は4.5W/kg超であることを示し、平均値W15/50L+Cの欄の下線は5.0W/kg超であることを示す。
表21に示すように、化学組成、柱状晶の割合及び平均結晶粒径が適切な鋼帯を用いた試料No.144及びNo.144’では、板厚中心部におけるパラメータRが本発明の範囲内にあるため、良好な磁気特性が得られた。
平均結晶粒径が低すぎる鋼帯を用いた試料No.141、No.142、No.141’及びNo.142’では、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。試料No.143及びNo.143’では、粗大析出物生成元素の総含有量が低すぎたため、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。試料No.145及びNo.145’では、粗大析出物生成元素の総含有量が高すぎたため、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。
(第9の試験)
第9の試験では、表22に示す化学組成を有する溶鋼を双ロール法により急速凝固させて、表23に示す厚さの鋼帯を得た。表22中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はFe及び不純物である。このとき、注入温度を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。注入温度は凝固温度よりも28℃〜37℃高くした。表23に、柱状晶の割合及び平均結晶粒径も示す。次いで、表23に示す圧下率で冷間圧延を行って、厚さが0.20mmの鋼板を得た。その後、830℃で40秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の8結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出した。この結果も表23に示す。表23中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
第9の試験では、表22に示す化学組成を有する溶鋼を双ロール法により急速凝固させて、表23に示す厚さの鋼帯を得た。表22中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はFe及び不純物である。このとき、注入温度を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。注入温度は凝固温度よりも28℃〜37℃高くした。表23に、柱状晶の割合及び平均結晶粒径も示す。次いで、表23に示す圧下率で冷間圧延を行って、厚さが0.20mmの鋼板を得た。その後、830℃で40秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の8結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出した。この結果も表23に示す。表23中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この結果を表24に示す。表24中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、磁束密度B50Lの欄の下線は1.79T未満であることを示し、平均値B50L+Cの欄の下線は1.75T未満であることを示し、鉄損W15/50Lの欄の下線は4.5W/kg超であることを示し、平均値W15/50L+Cの欄の下線は5.0W/kg超であることを示す。
表24に示すように、化学組成、柱状晶の割合及び平均結晶粒径が適切な鋼帯を用い、適切な圧下量で冷間圧延を行った試料No.151〜No.154及びNo.151’〜154’では、板厚中心部におけるパラメータRが本発明の範囲内にあるため、良好な磁気特性が得られた。適量のSn又はCuを含有する試料No.153、No.154、No.153’及びNo.154’において、特に優れた鉄損W15/50L、平均値W15/50L+C、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが得られた。
冷間圧延の圧下率を高くしすぎた試料No.155及びNo.155’では、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。
冷間圧延の圧下率を高くしすぎた試料No.155及びNo.155’では、鉄損W15/50L及び平均値W15/50L+Cが大きく、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが低かった。
(第10の試験)
第10の試験では、質量%で、C:0.0014%、Si:0.34%、Al:0.48%、Mn:1.42%、S:0.0017%及びSr:0.0011%を含有し、残部がFe及び不純物からなる溶鋼(表25−1試料161〜164に対応)と、C:0.0015%、Si:0.35%、Al:0.47%、Mn:1.41%、S:0.0007%及びSr:0.0013%を含有し、残部がFe及び不純物からなる溶鋼(表25−1試料161’〜164’に対応)を双ロール法により急速凝固させて、厚さが2.3mmの鋼帯を得た。このとき、注入温度を凝固温度よりも32℃高くして鋼帯の柱状晶の割合を90%、平均結晶粒径を0.17mmとした。次いで、78.3%の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが0.50mmの鋼板を得た。その後、920℃で20秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。仕上げ焼鈍では、通板張力及び920℃から700℃までの冷却速度を変化させた。表25に通板張力及び冷却速度を示す。そして、各無方向性電磁鋼板の結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出した。この結果も表25に示す。
第10の試験では、質量%で、C:0.0014%、Si:0.34%、Al:0.48%、Mn:1.42%、S:0.0017%及びSr:0.0011%を含有し、残部がFe及び不純物からなる溶鋼(表25−1試料161〜164に対応)と、C:0.0015%、Si:0.35%、Al:0.47%、Mn:1.41%、S:0.0007%及びSr:0.0013%を含有し、残部がFe及び不純物からなる溶鋼(表25−1試料161’〜164’に対応)を双ロール法により急速凝固させて、厚さが2.3mmの鋼帯を得た。このとき、注入温度を凝固温度よりも32℃高くして鋼帯の柱状晶の割合を90%、平均結晶粒径を0.17mmとした。次いで、78.3%の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが0.50mmの鋼板を得た。その後、920℃で20秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。仕上げ焼鈍では、通板張力及び920℃から700℃までの冷却速度を変化させた。表25に通板張力及び冷却速度を示す。そして、各無方向性電磁鋼板の結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータRを算出した。この結果も表25に示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この結果を表26に示す。
表26に示すように、試料No.161〜No.164及びNo.161’〜No.164’では、化学組成が本発明の範囲内にあり、板厚中心部におけるパラメータRが本発明の範囲内にあるため、良好な磁気特性が得られた。通板張力を3MPa以下とした試料No.162、No.163、No.162’及びNo.163’において、弾性歪異方性が低く、特に優れた鉄損W15/50L、平均値W15/50L+C、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが得られた。920℃から700℃までの冷却速度を1℃/秒以下とした試料No.164及びNo.164’において、更に弾性歪異方性が低く、更に優れた鉄損W15/50L、平均値W15/50L+C、磁束密度B50L及び平均値B50L+Cが得られた。なお、弾性歪異方性の測定では、各辺の長さが55mmで、2辺が圧延方向に平行で、2辺が圧延方向に垂直な方向(板幅方向)に平行な、平面形状が4角形の試料を各無方向性電磁鋼板から切り出し、弾性歪の影響で変形した後の各辺の長さを測定した。そして、圧延方向に垂直な方向の長さが圧延方向の長さよりどれだけ大きいかを求めた。
本発明は、例えば、無方向性電磁鋼板の製造産業及び無方向性電磁鋼板の利用産業において利用することができる。
Claims (10)
- 質量%で、
C:0.0030%以下、
Si:2.00%以下、
Al:1.00%以下、
Mn:0.10%〜2.00%、
S:0.0030%以下、
Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及びCdからなる群から選択された一種以上:総計で0.0003%以上0.0015%未満、
Si含有量(質量%)を[Si]、Al含有量(質量%)を[Al]、Mn含有量(質量%)を[Mn]と定義して式1で表されるパラメータQ:2.00以下、
Sn:0.00%〜0.40%、
Cu:0.00%〜1.00%、かつ
残部:Fe及び不純物、
で表される化学組成を有し、
板厚中心部における{100}結晶方位強度、{310}結晶方位強度、{411}結晶方位強度、{521}結晶方位強度、{111}結晶方位強度、{211}結晶方位強度、{332}結晶方位強度、{221}結晶方位強度がそれぞれI100、I310、I411、I521、I111、I211、I332、I221と定義され、式2で表されるパラメータRが0.80以上であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
Q=[Si]+2×[Al]−[Mn] (式1)
R=(I100+I310+I411+I521)/(I111+I211+I332+I221) (式2) - 前記化学組成において、
Sn:0.02%〜0.40%、若しくは
Cu:0.10%〜1.00%、
又はこれらの両方が満たされることを特徴とする請求項1に記載の無方向性電磁鋼板。 - 請求項1又は2に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
溶鋼の連続鋳造工程と、
前記連続鋳造工程によって得られた鋼塊の熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程によって得られた鋼帯の冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程によって得られた冷延鋼板の仕上げ焼鈍工程と、を備え、
前記溶鋼は、請求項1又は2に記載の化学組成を有し、
前記鋼帯は、柱状晶の割合が面積分率で80%以上、かつ、平均結晶粒径が0.10mm以上であり、
前記冷間圧延工程における圧下率を90%以下とする
ことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記連続鋳造工程において、凝固時の前記鋼塊の一方の表面と他方の表面との温度差を40℃以上とすることを特徴とする請求項3に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記熱間圧延工程において、熱間圧延の開始温度を900℃以下とし、かつ前記鋼帯の巻取温度を650℃以下とすることを特徴とする請求項3又は4に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記仕上げ焼鈍工程における通板張力を3MPa以下とし、950℃〜700℃における冷却速度を1℃/秒以下とする
ことを特徴とする請求項3〜5のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 請求項1又は2に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
溶鋼の急速凝固工程と、
前記急速凝固工程によって得られた鋼帯の冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程によって得られた冷延鋼板の仕上げ焼鈍工程と、を備え、
前記溶鋼は、請求項1又は2に記載の化学組成を有し、
前記鋼帯は、柱状晶の割合が面積分率で80%以上、かつ、平均結晶粒径が0.10mm以上であり、
前記冷間圧延工程における圧下率を90%以下とする
ことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記急速凝固工程では、移動更新する冷却体を用いて前記溶鋼を凝固させ、
前記移動更新する冷却体に注入される前記溶鋼の温度を、前記溶鋼の凝固温度より25℃以上高くする
ことを特徴とする請求項7に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記急速凝固工程では、移動更新する冷却体を用いて前記溶鋼を凝固させ、
前記溶鋼の凝固完了から前記鋼帯の巻取りまでの平均冷却速度を1,000〜3,000℃/分とすることを特徴とする請求項7又は8に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記仕上げ焼鈍工程における通板張力を3MPa以下とし、950℃〜700℃における冷却速度を1℃/秒以下とする
ことを特徴とする請求項7〜9のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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