WO2021167063A1 - 無方向性電磁鋼板用熱延鋼板 - Google Patents

無方向性電磁鋼板用熱延鋼板 Download PDF

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steel sheet
less
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rolled
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毅 市江
有田　吉宏
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日本製鉄株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet for non-oriented electrical steel sheets having excellent magnetic properties, which is mainly used as an iron core material for electrical equipment.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2020-0247497 filed in Japan on February 20, 2020, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Iron loss and magnetic flux density are the characteristics required for non-oriented electrical steel sheets for improving motor characteristics. So far, the texture of the product board has been controlled and improved by recrystallizing the region of 60% or more by high-temperature winding of hot rolling.
  • Patent Document 1 discloses that by causing recrystallization and grain growth at the stage of hot rolling, the crystal grains and texture at the product stage after annealing are affected and the magnetic properties are improved. ing.
  • the present invention can suppress breakage due to bending-bending back in the subsequent pickling step even if annealing after hot rolling is omitted, and further has excellent magnetic properties when made into an electromagnetic steel sheet.
  • An object of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet for a non-directional electromagnetic steel sheet having improved toughness.
  • the present inventors have sufficient hot-rolled sheet toughness to omit annealing in the hot-rolling process and to suppress the occurrence of fracture of the steel sheet end during pickling. , We have conducted extensive research on methods for achieving both magnetic properties in electromagnetic steel sheets.
  • the hardness at the center of the plate thickness (1 / 2t portion) is Hv220 or less.
  • the present inventors have found that the area of the processed structure can be increased. As a result, even if the recrystallization rate is about 60% or more and about 80% or less, the toughness of the hot-rolled steel sheet is improved, fracture due to bending-bending back can be prevented, and excellent magnetic properties when made into a non-oriented electrical steel sheet. The present inventors have found that the above can be realized.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • a hot-rolled steel sheet for non-directional electromagnetic steel sheets which is characterized by the following.
  • the hardness of the hardness H U of recrystallization texture of the plate thickness surface layer portion in the plate width direction end portion of the non-oriented electrical steel sheet for hot-rolled steel sheets (1 / 8t position) the difference H S H D -H U is a non-oriented electrical steel sheet for hot-rolled steel sheet of the above (1), characterized in that within HV20.
  • thermoforming in the hot-rolling process even when annealing in the hot-rolling process is omitted, sufficient hot-rolled plate toughness is provided, and when a non-oriented electrical steel sheet is used, both low iron loss and high magnetic flux density are achieved.
  • a hot-rolled steel sheet for non-oriented electrical steel sheets can be provided.
  • the hot-rolled steel sheet for non-oriented electrical steel sheet is a material for non-oriented electrical steel sheet, and may be simply referred to as "hot-rolled steel sheet" below.
  • a non-oriented electrical steel sheet can be obtained by cold rolling and finish annealing on a hot-rolled steel sheet.
  • the mechanical properties and metallographic structure of non-oriented electrical steel sheets that have undergone the above steps are completely different from those of hot-rolled steel sheets.
  • non-oriented electrical steel sheets are softer than hot-rolled steel sheets.
  • the processed structure of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment means a structure stretched by hot rolling.
  • the recrystallized structure of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment means a structure that is once stretched by hot rolling and then recrystallized by self-annealing. Those skilled in the art can easily distinguish between the processed structure and the recrystallized structure.
  • one of the problems of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is to exhibit excellent magnetic characteristics at the stage of becoming an electromagnetic steel sheet through the above-mentioned steps, but regarding the magnetic characteristics of the hot-rolled steel sheet itself. No need to consider.
  • the magnetic property is not the magnetic property of the hot-rolled steel sheet itself, but the magnetic property of the non-oriented electrical steel sheet obtained by subjecting the hot-rolled steel sheet to the above-mentioned step. means.
  • C 0.0010 to 0.0050% C is preferably contained in an amount of 0.0010% or more because it segregates at the grain boundaries and enhances toughness. On the other hand, it is a harmful component that deteriorates iron loss and causes magnetic aging, so the C content is set to 0.0050% or less.
  • the C content is more preferably 0.0015% or more, 0.0020% or more, or 0.0025% or more.
  • the C content is preferably 0.0040% or less, 0.0035% or less, or 0.0030% or less.
  • Si 1.90% to 3.50%
  • Si is a component that has the effect of reducing iron loss by increasing electrical resistance and reducing eddy current loss, and has the effect of improving punching workability to the iron core by increasing the yield ratio. Also has. In order to exert these effects, it is necessary to contain 1.90% or more of Si.
  • the Si content is 3. .50% or less.
  • the Si content is preferably 2.00% or more, 2.20% or more, or 2.50% or more.
  • the Si content is preferably 3.20% or less, 3.00% or less, or 2.80% or less.
  • Al 0.10% to 3.00%
  • Al is also a component having an effect of reducing iron loss by increasing electrical resistance and reducing eddy current loss.
  • the amount of increase in hardness due to Al is smaller than that of Si. Therefore, it is necessary to contain 0.10% or more of Al.
  • the Al content is 3.00. % Or less. It is preferably 2.50% or less.
  • Mn 0.05 to 2.00%
  • Mn has the effect of increasing the electrical resistance to reduce the eddy current loss and improving the primary recrystallization texture to develop the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> crystal orientation which is desirable for improving the magnetic characteristics in the rolling direction.
  • Mn has an effect of lowering the solubility of MnS contained in the slab.
  • the amount of MnS that dissolves when the slab is heated decreases, and the amount of fine MnS that reappears when the slab is cooled decreases. That is, the addition of Mn suppresses the precipitation of fine sulfides such as MnS, which are harmful to crystal grain growth. For these purposes, it is necessary to contain Mn of 0.05% or more.
  • the Mn content is set to 2.00% or less.
  • the Mn content is preferably 0.20% or more, 0.40% or more, or 0.80% or more.
  • the Mn content is preferably 1.50% or less, 1.20% or less, or 1.00% or less.
  • P 0.100% or less
  • P has an effect of improving punching accuracy and may be contained in a hot-rolled steel sheet.
  • the steel sheet containing 2% or more of Si becomes very brittle. Therefore, the P content is 0.100% or less, preferably 0.10% or less, 0.080% or less, 0.05% or less, 0.050% or less, or 0.030% or less.
  • the P content may be 0%, but may be, for example, 0.001% or more, 0.002% or more, or 0.003% or more in order to avoid an increase in refining cost.
  • S 0.005% or less S inhibits recrystallization and grain growth during finish annealing and the like due to fine precipitation of sulfides such as MnS. Therefore, the S content is 0.005% or less, preferably 0.004% or less, 0.003% or less, or 0.002% or less.
  • the S content may be 0%, but may be, for example, 0.0001% or more, 0.0002% or more, or 0.0003% or more in order to avoid an increase in refining cost.
  • N 0.0040% or less N reduces the coverage of the internal oxide layer on the surface of the hot-rolled plate by fine precipitation of nitrides such as AlN generated during hot-rolled sheet annealing and finish annealing, and further during finish annealing. Inhibits recrystallization and grain growth. Therefore, the N content is 0.0040% or less, preferably 0.0030% or less, 0.0020% or less, or 0.0010% or less. The N content may be 0%, but may be, for example, 0.0001% or more, 0.0002% or more, or 0.0003% or more in order to avoid an increase in refining cost.
  • B 0.0060% or less B inhibits recrystallization and grain growth during finish annealing and the like due to fine precipitation of nitrides such as BN. Therefore, the B content is 0.0060% or less, preferably 0.0040% or less, 0.0030% or less, or 0.0020% or less.
  • the B content may be 0%, but may be, for example, 0.0001% or more, 0.0002% or more, or 0.0003% or more in order to avoid an increase in refining cost.
  • Sn and Sb are not essential elements, but they improve the primary recrystallization texture of the steel sheet to develop into a ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> texture that is desirable for improving the magnetic properties in the rolling direction, and also to make the magnetic properties. It has the effect of suppressing the undesired ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> texture. Therefore, Sn and Sb may be contained in the hot-rolled steel sheet as needed. For these purposes, it is preferable to contain one or both of Sn and Sb in an amount of 0.01% or more, respectively. On the other hand, even if the contents of Sn and Sb are increased, the action is saturated, and rather, the toughness of the hot-rolled plate may be lowered.
  • the contents of Sn and Sb are set to 0.50% or less, respectively.
  • the lower limit of the Sn content and the lower limit of the Sb content may be 0.02%, 0.03%, or 0.05%, respectively.
  • the upper limit of the Sn content and the upper limit of the Sb content may be 0.45%, 0.40%, or 0.20%, respectively.
  • Cu 0 to 0.50%
  • Cu is not an essential element, it may be contained in a hot-rolled steel sheet if necessary because it precipitates in steel and exhibits an action of improving strength. In order to obtain this effect, it is preferable that 0.01% or more of Cu is contained.
  • the Cu content is preferably 0.50% or less.
  • the Cu content may be 0.02% or more, 0.03% or more, or 0.05% or more.
  • the Cu content may be 0.40% or less, 0.30% or less, or 0.20% or less.
  • REM 0 to 0.0400% or less Ca: 0 to 0.0400% or less Mg: 0 to 0.0400% or less REM, Ca, Mg are not essential elements, but they are elements that promote grain growth and are necessary. It may be contained in the hot-rolled steel sheet according to the above.
  • the content of each of one or more elements selected from the group consisting of REM, Ca, and Mg is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more. More preferably, it is 0.0050% or more or 0.0100% or more.
  • the contents of each of REM, Ca, and Mg exceed 0.0400%, the magnetic characteristics deteriorate, so the content is set to 0.0040% or less.
  • the content of any element is 0.0300% or less, more preferably 0.0200% or less or 0.0150% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements composed of Sc, Y and lanthanoids, and the above-mentioned “content of REM” means the total content of these 17 elements.
  • lanthanoids are used as REMs, industrially, REMs are added in the form of mischmetal.
  • the rest of the components of the hot-rolled steel sheet of the present embodiment are Fe and impurity elements.
  • Impurities are components that are mixed in by raw materials such as ore or scrap, or various factors in the manufacturing process, for example, when steel materials are industrially manufactured, and adversely affect the hot-rolled steel sheet of the present embodiment. Means something that is acceptable to the extent that it does not exist.
  • a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic characteristics can be obtained when the hot-rolled steel sheet is made into an electromagnetic steel sheet.
  • the hot rolled steel sheet of the present embodiment is characterized in hardness H D of the working tissue thickness center portion (1 / 2t position) is Hv220 or less.
  • H D hardness of the working tissue thickness center portion (1 / 2t position) is Hv220 or less.
  • t means a plate thickness.
  • the hardness H D of the working tissue thickness center portion of the hot-rolled steel sheet (1 / 2t position) is Hv220 than, after cold-rolled and the processed structure, emerge therefrom at annealing, deteriorates the magnetic properties ⁇ 111 ⁇
  • the recrystallization driving force of the grain is increased. Therefore, the magnetic characteristics of the non-oriented electrical steel sheet deteriorate.
  • the hardness H D of the working tissue thickness center portion of the hot-rolled steel sheet (1 / 2t position) is desirably Hv220 or less.
  • the processed structure is harder than the recrystallized structure.
  • the proportion of the processed structure in the hot-rolled plate is large, the hardness of the hot-rolled plate becomes high.
  • the degree of integration of ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> of the cold-rolled plate is increased. Then, the annealing improves the degree of integration of the ⁇ 111 ⁇ orientation that appears from the place where the degree of integration of ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> is high, so that the magnetic characteristics deteriorate.
  • the hot-rolled plate is annealed so as to reduce the processed structure of the hot-rolled plate as much as possible, and the recrystallized region of the hot-rolled plate is increased to about 80% or more, and then cold-rolled. And was annealed.
  • the recrystallized structure is softer than the processed structure, there are few dislocations that affect toughness. Therefore, if the recrystallization region is increased to about 80% or more, the toughness of the hot-rolled steel sheet becomes low, and the possibility that the steel sheet will break due to the next pickling and bending-bending back in the cold-rolled line increases.
  • recrystallization of the hot-rolled steel sheet is suppressed to the extent possible (for example, hot-rolled steel sheet).
  • recrystallization rate of the steel sheet is about 60% to about 80% or less), leaving the worked structure in hot-rolled steel sheet, and the hardness H D of the working tissue thickness center portion (1 / 2t position) Hv220 It is desirable to do the following. That is, in the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment, the hardness of the hot-rolled steel sheet is lowered by softening the processed structure while setting the amount of the processed structure to a predetermined value or more.
  • the Vickers hardness is measured in a cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the plate surface at a position 10 mm from the end surface in the plate width direction of the hot-rolled steel sheet to the center in the plate width direction (hereinafter referred to as the end portion in the plate width direction). do.
  • hardness H D of the working tissue thickness center portion of the cross section (1 / 2t position), sheet thickness surface layer portion hardness H U of recrystallized structure of (1 / 8t position), in a direction parallel to the rolling direction Measure at 10 points at 10 ⁇ m intervals.
  • the reason is that the higher the Hv of the hot-rolled plate, the easier it is to cause recrystallization in annealing after cold rolling, but the difference in hardness between the central portion and the surface layer portion of the hot-rolled plate is small, so that it is cold.
  • Hardness H U of recrystallization texture having a thickness of the surface layer portion (1 / 8t position) can also be measured by the hardness H D a manner similar to processed structure of the center of plate thickness (1 / 2t position).
  • the surface layer is usually harder than the central portion. This is because the amount of recrystallized structure in the surface layer of the hot-rolled steel sheet is larger than that in the central portion.
  • the hardness of the central portion which is expected to be the hardest, is controlled to a predetermined value or less.
  • the hardness difference between the surface layer and the central portion is usually small or almost nonexistent.
  • the method for manufacturing a hot-rolled steel sheet for non-oriented electrical steel sheets according to this embodiment is A process of continuously casting molten steel having the above components to obtain a slab, and The process of heating the slab within the temperature range of 1080 to 1200 ° C. A process of hot-rolling a slab in the temperature range of 1080 to 1200 ° C. at a finishing temperature of 850 to 1000 ° C. to obtain a hot-rolled plate. The process of winding the hot-rolled sheet at a winding temperature of 700 to 850 ° C.
  • the process of cooling the hot-rolled sheet that caused Have is 30 to 120 ° C./hr.
  • molten steel having the above-mentioned components is made into a slab by continuous casting, and further hot-rolled to make a hot-rolled sheet, and the heat of a coil wound after hot-rolling is used.
  • Manufactured by self-annealing The method for producing the slab may be a conventional method.
  • the slab is then heated to preferably 1080-1200 ° C. and subjected to hot rolling.
  • the heating temperature is preferably 1080 ° C. or higher because the finishing temperature is 850 ° C. or higher and annealing by reheating after winding is omitted as described later.
  • the heating temperature is preferably 1200 ° C. or lower in order to prevent solid solution and fine precipitation of impurities such as sulfide and not to increase iron loss.
  • the finishing temperature in hot rolling is preferably 850 to 1000 ° C. As will be described later, this is because the recrystallization rate is increased by self-annealing with the heat of the coil at a winding temperature of 700 to 850 ° C., and further, annealing due to reheating is omitted. Further, if the finishing temperature is low, the hot workability is lowered, and the uniformity of the plate thickness along the width direction of the steel plate, that is, the plate thickness accuracy may be lowered. On the other hand, the finishing temperature is preferably 1000 ° C. or lower in order to prevent a decrease in toughness due to coarsening of the ferrite particle size.
  • the hot-rolled steel sheet after finishing rolling is wound at 700 to 850 ° C.
  • self-annealing can be performed by the heat accumulated in the wound coil. According to this self-annealing, it is possible to increase the recrystallization rate of the hot-rolled steel sheet, and even if annealing by reheating is omitted, it is possible to suppress the development of crystal grains in the ⁇ 111 ⁇ orientation, which adversely affects the magnetic properties. It becomes.
  • the winding temperature is preferably 850 ° C. or lower.
  • the coil after winding is covered with a heat-retaining cover to retain heat.
  • the heat retention temperature is 670 ° C. or higher, and the holding time is 1 minute or longer.
  • the holding time is preferably 2 hours or less.
  • the holding time is the time during which the heat retaining cover is put on the coil.
  • the heat retention step may be carried out without using the heat retention cover.
  • the heat retention step means from the time when the hot-rolled steel sheet is wound and the coil is formed to the time when the temperature of the coil starts to drop.
  • the time when the coil is formed is the time when one winding of the coil is completed from the hot-rolled steel plate in one band.
  • the time when the temperature of the coil starts to drop is the time when the cooling rate of the coil changes, in other words, the inflection point on the cooling rate curve.
  • the temperature change of the coil may be extremely small for a predetermined time from the time when the coil is wound, and after the predetermined time, the temperature of the coil starts to drop rapidly.
  • the average cooling rate CR1 from the winding temperature after hot rolling to 400 ° C. and / or the average cooling rate CR2 in the temperature range of 600 to 400 ° C. after holding in the heat retention step is 30 to 120.
  • the temperature is preferably ° C./hr.
  • the average cooling rate CR1 from the winding temperature after hot rolling to 400 ° C means the period from winding to the start of heat retention and from the end of heat retention to the coil temperature reaching 400 ° C. It is the average value of the cooling rate during the period.
  • the "average cooling rate CR1 from the winding temperature after hot rolling to 400 ° C.” is a value calculated by the following formula.
  • CR1 (winding temperature-400 ° C) / (time from winding temperature to 400 ° C-time with heat insulating cover)
  • the "average cooling rate CR2 in the temperature range of 600 to 400 ° C. after holding in the heat retention step” is an average value of the cooling rates during the period from the coil temperature to 600 ° C. to 400 ° C.
  • the "average cooling rate CR2 in the temperature range of 600 to 400 ° C. after holding in the heat retention step” is a value calculated by the following formula.
  • the cooling after holding in the heat retaining step is started immediately after the above-mentioned cover is removed.
  • the cooling step is preferably started by the time the coil temperature begins to drop.
  • the average cooling rate applied in the production of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is considerably slower than usual.
  • the coil after winding is water-cooled, and its average cooling rate is much higher than 120 ° C./hr.
  • the average cooling rate is considered to be at least 150 ° C./hr.
  • the reason for cooling the coil with water is to shorten the time required for manufacturing the non-oriented electrical steel sheet.
  • the average cooling rate CR1 and / or CR2 is preferably 30 ° C./hr or more and 120 ° C./hr or less.
  • Cooling after heat retention is performed in a state where the steel plate is wound into a coil.
  • the above cooling rate is at the outer peripheral portion of the coil. Further, as described above, since it is the end portion of the steel plate that cracks and leads to the breakage of the steel plate, the above cooling rate is at the end portion of the steel plate (that is, both ends in the winding core direction of the coil).
  • the average cooling rate CR1 from the winding temperature to 400 ° C. can be further preferably controlled.
  • the toughness of the hot-rolled steel sheet can be further improved.
  • the hot-rolled steel sheet for non-oriented electrical steel sheet of the present embodiment obtained as described above is subjected to pickling, cold rolling, and finish annealing by a conventional method, so that the non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic characteristics is obtained.
  • a steel plate can be obtained.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is described in this one condition example. It is not limited. In the present invention, various conditions can be adopted as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • Example 1 Steel was cast with the components shown in Table 1 and hot-rolled to prepare a hot-rolled plate having a plate thickness of 2.0 mm. Then, under the conditions shown in Table 2, it was wound around a coil, kept warm, and then cooled.
  • Reference numeral B0 is a reference example in which the coil is wound, cooled, and then annealed with a hot-rolled plate in a 100% nitrogen atmosphere.
  • Table 3 shows the measurement results of the fracture surface transition temperature in the Charpy test conducted to evaluate the hardness and toughness of the hot-rolled plate processed structure at the end of the prepared hot-rolled plate.
  • the hardness of the end of the steel plate is 10 mm from the end face in the width direction of the steel plate to the center in the width direction (end in the width direction), and in the cross section parallel to the rolling direction, the center of the plate thickness (1 / 2t position).
  • hardness H D and the plate thickness surface layer portion of the processed tissue hardness H U of recrystallized structure of (1 / 8t position) in a direction parallel to the rolling direction of) at 10 ⁇ m intervals were measured 10 points.
  • the fracture surface transition temperature was measured by performing a Charpy test in accordance with JIS Z 2242. In this example, when the fracture surface transition temperature is less than 0 ° C., it is judged that the toughness is good.
  • the hot-rolled steel sheet for non-directional electromagnetic steel sheet of the present invention By using the hot-rolled steel sheet for non-directional electromagnetic steel sheet of the present invention, the hot-rolled steel sheet for non-directional electromagnetic steel sheet which has been subjected to the conventional hot-rolled sheet annealing is not used without causing breakage of the steel sheet in pickling. It was confirmed that a non-directional electromagnetic steel sheet having excellent characteristics similar to that of the directional electromagnetic steel sheet can be obtained.
  • Example 2 Using the steels shown in Table 1 and the manufacturing methods shown in Table 2, hot-rolled steel sheets for non-oriented electrical steel sheets were similarly produced, and then non-oriented electrical steel sheets were obtained.
  • the magnetic characteristics of the non-oriented electrical steel sheet were measured in the same manner as in Example 1. The results are shown in Table 4.
  • Example 3 In Invention Example C1 and Comparative Example c16 disclosed in Table 3, cold rolling and finish annealing were carried out under cold rolling conditions of 75% reduction and soaking conditions under finish annealing conditions of 1000 ° C. ⁇ 30 seconds. It was a non-oriented electrical steel sheet. The hardness of the central portion (1 / 2t position) of the plate thickness at the end portion in the plate width direction of these non-oriented electrical steel sheets was measured. The hardness of the edge of the non-oriented electrical steel sheet was measured by the following procedure. The measurement surface was a cross section at a position (end in the plate width direction) of 10 mm from the end surface in the plate width direction of the steel plate to the center in the plate width direction and parallel to the rolling direction.
  • the hardness of the central portion (1 / 2t position) of the plate thickness was measured at 10 points in a direction parallel to the rolling direction at intervals of 10 ⁇ m.
  • C1 and c16 have the same chemical composition, and the hardness at the stage of making non-oriented electrical steel sheet is almost the same level, but the processed structure hardness at the stage of hot-rolled steel sheet is significantly different. In other words, it is difficult to estimate the hardness at the stage of hot-rolled steel sheet from the hardness measured at the stage of non-oriented electrical steel sheet.

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Abstract

質量％で、Ｃ：０．００１０～０．００５０％、Ｓｉ：１．９０％～３．５０％、Ａｌ：０．１０％～３．００％、Ｍｎ：０．０５～２．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００４０％以下、Ｂ：０．００６０％以下、Ｓｎ：０～０．５０％、Ｓｂ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、ＲＥＭ：０～０．０４００％、Ｃａ：０～０．０４００％、及びＭｇ：０～０．０４００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物である無方向性電磁鋼板用熱延鋼板であって、無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の板幅方向端部において、板厚中心部（１／２ｔ位置）の加工組織の硬度ＨＤがＨｖ２２０以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板用熱延鋼板。

Description

無方向性電磁鋼板用熱延鋼板
　本発明は、主として電気機器鉄心材料として使用される、磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板に関する。
　本願は、２０２０年２月２０日に、日本に出願された特願２０２０－０２７４９７に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、電気機器、特に、無方向性電磁鋼板がその鉄心材料として使用される回転機、中小型変圧器、電装品等の分野においては、世界的な電力・エネルギー節減、ＣＯ２削減等に代表される地球環境保全の動きの中で、高効率化、小型化の要請がますます強まりつつある。このような社会環境下において、当然、無方向性電磁鋼板に対しても、その性能向上は、喫緊の課題である。
　モータの特性向上に関して無方向性電磁鋼板に求められる特性に鉄損と磁束密度がある。これまでは熱延の高温巻取りで６０％以上の領域を再結晶させることで製品板の集合組織を制御し、これらを改善してきた。
　特許文献１には、熱延板の段階で再結晶および粒成長を生じさせることにより、焼鈍後の製品段階の結晶粒および集合組織に影響が出て、磁気特性が改善されることが開示されている。
日本国特開昭６３－２１０２３７号公報
　無方向性電磁鋼板（以下、単に「電磁鋼板」ともいう）の需要が高まるにつれて、低コスト化も求められるようになっている。製造コスト低減の方法の１つとして、熱延工程において熱延温度を上げることにより、熱延後の焼鈍を省略する手法が考えられる。しかしながら、再結晶率が高められた熱延鋼板では靭性が低下する。この靭性低下は、連続ラインでの曲げ－曲げ戻しを伴う熱延後の酸洗工程で、鋼板の端部からクラックが入り破断する要因となる。単に熱延後の焼鈍を省略すると、靭性が悪化し、鋼板が破断するリスクは大きくなる。
　本発明は上記の事情に鑑み、熱延後の焼鈍を省略しても、その後の酸洗工程の曲げ－曲げ戻しによる破断が抑制でき、さらに、電磁鋼板とした場合に優れた磁気特性を有する、靭性が向上した無方向性電磁鋼板用熱延鋼板を提供することを課題とする。
　本発明者らは、無方向性電磁鋼板用熱延鋼板において、熱延工程における焼鈍を省略し、かつ、酸洗時の鋼板端部の破断の発生を抑えるのに十分な熱延板靱性と、電磁鋼板における磁気特性を両立させる手法について鋭意研究を重ねた。
　その結果、熱間圧延後の高温巻取りによる熱延板自己焼鈍時の均熱温度と時間、及び冷却速度を制御することで、板厚中心部（１／２ｔ部）において硬度がＨｖ２２０以下の加工組織の領域を増やすことができる旨を本発明者らは見出した。その結果、再結晶率が約６０％以上約８０％以下でも熱延鋼板の靱性が向上し、曲げ－曲げ戻しによる破断を防止でき、かつ、無方向性電磁鋼板とした際の優れた磁気特性を実現できることを本発明者らは見出した。
　本発明は上記の知見に基づきなされたものであって、その要旨は以下のとおりである。
　（１）質量％で、Ｃ：０．００１０～０．００５０％、Ｓｉ：１．９０％～３．５０％、Ａｌ：０．１０％～３．００％、Ｍｎ：０．０５～２．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００４０％以下、Ｂ：０．００６０％以下、Ｓｎ：０～０．５０％、Ｓｂ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、ＲＥＭ：０～０．０４００％、Ｃａ：０～０．０４００％、及びＭｇ：０～０．０４００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物である無方向性電磁鋼板用熱延鋼板であって、前記無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の板幅方向端部において、板厚中心部（１／２ｔ位置）の加工組織の硬度ＨＤがＨｖ２２０以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板用熱延鋼板。
　（２）前記加工組織の硬度ＨＤと、前記無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の板幅方向端部における板厚表層部（１／８ｔ位置）の再結晶組織の硬度ＨＵとの硬度差ＨＳ＝ＨＤ－ＨＵがＨｖ２０以内であることを特徴とする前記（１）の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板。
　（３）質量％で、Ｓｎ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｓｂ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｃｕ：０．０１以上０．５０％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．０４００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上、０．０４００％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０４００％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）又は（２）の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板。
　本発明によれば、熱延工程における焼鈍を省略した場合であっても、十分な熱延板靱性を備え、かつ、無方向性電磁鋼板とした際に低鉄損、高磁束密度を両立する無方向性電磁鋼板用熱延鋼板を提供できる。
　以下、本発明の一態様に係る無方向性電磁鋼板用熱延鋼板を詳細に説明する。
　なお、無方向性電磁鋼板用熱延鋼板とは、無方向性電磁鋼板の材料であり、以下、単に「熱延鋼板」と称される場合がある。熱延鋼板に冷間圧延、及び仕上焼鈍を施すことにより、無方向性電磁鋼板を得ることができる。上述の工程を経た無方向性電磁鋼板の機械特性及び金属組織は、熱延鋼板のそれらとは全く相違している。一般に、無方向性電磁鋼板の方が、熱延鋼板よりも軟質である。加工組織よりも再結晶組織の方が軟質であり、且つ、無方向性電磁鋼板においては仕上焼鈍によって再結晶組織の量が増大しているからである。
　本実施形態に係る熱延鋼板の加工組織とは、熱間圧延によって延伸された組織を意味する。また、本実施形態に係る熱延鋼板の再結晶組織とは、熱間圧延によって一旦延伸された後、自己焼鈍によって再結晶した組織を意味する。なお、加工組織と再結晶組織との判別は、当業者であれば容易にすることができる。例えば「鉄鋼の組織制御」（牧正志著、２０１５年、内田老鶴圃）第３０頁の図２．２２「冷間加工材の焼なまし（焼鈍）による組織と性質の変化（回復→再結晶→粒成長）」には、加工組織と再結晶組織との視覚的な相違点が模式的に説明されている。本実施形態に係る熱延鋼板は冷間加工材ではないが、本実施形態に係る熱延鋼板における加工組織及び再結晶組織は、上記文献に説明される加工組織及び再結晶組織と同様の様相を呈する。
　また、本実施形態に係る熱延鋼板の課題の一つは、上述の工程を経て電磁鋼板となった段階で優れた磁気特性を発揮することであるが、熱延鋼板自体の磁気特性については考慮する必要がない。以下、本実施形態に係る熱延鋼板の説明において、磁気特性とは、熱延鋼板自体の磁気特性ではなく、熱延鋼板を上述の工程に供して得られる無方向性電磁鋼板の磁気特性を意味する。
　［無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の化学成分］
　まず、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の成分の限定理由について述べる。以下、熱延鋼板の成分についての「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．００１０～０．００５０％
　Ｃは、粒界に偏析して靱性を強化させるため、０．００１０％以上含有させることが好ましい。一方で、鉄損を劣化させる有害な成分で、磁気時効の原因ともなるので、Ｃ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃ含有量は、さらに好ましくは０．００１５％以上、０．００２０％以上、又は０．００２５％以上である。Ｃ含有量は、好ましくは０．００４０％以下、０．００３５％以下、又は０．００３０％以下である。
　Ｓｉ：１．９０％～３．５０％
　Ｓｉは、電気抵抗を増大させて渦電流損を減少させることにより、鉄損を低減する作用のある成分であり、また、降伏比を増大させることにより、鉄心への打ち抜き加工性を向上させる作用も有する。これらの作用を奏するためには、１．９０％以上のＳｉを含有させる必要がある。一方、Ｓｉの含有量が増えると、磁束密度が低下し、かつ、無方向性電磁鋼板の製造工程そのものにおいても、冷延等の作業性の低下、コスト高ともなるので、Ｓｉ含有量は３．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．００％以上、２．２０％以上、又は２．５０％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは３．２０％以下、３．００％以下、又は２．８０％以下である。
　Ａｌ：０．１０％～３．００％
　Ａｌも、Ｓｉと同様に電気抵抗を増大させて渦電流損を減少させることにより、鉄損を低減する作用のある成分である。しかし、Ｓｉに比較し、Ａｌによる硬度の上昇量は少ない。そのため、０．１０％以上のＡｌを含有させる必要がある。一方、Ａｌの含有量が増えると、飽和磁束密度が低下し、磁束密度の低下を招き、さらには、降伏比の減少を招いて、打ち抜き精度をも劣化させるので、Ａｌ含有量は３．００％以下とする。好ましくは２．５０％以下とする。
　Ｍｎ：０．０５～２．００％
　Ｍｎは、電気抵抗を増大させて渦電流損を減少させるとともに、一次再結晶集合組織を改善して圧延方向磁気特性の向上に望ましい｛１１０｝＜００１＞結晶方位を発達させる効果を有する。さらに、Ｍｎは、スラブ中に含まれるＭｎＳの溶解度を下げる効果を有する。これにより、スラブ加熱の際に溶解するＭｎＳ量が減少し、スラブの冷却の際に再度現れる微細なＭｎＳの析出量が減少する。すなわち、Ｍｎ添加により、結晶粒成長に有害なＭｎＳ等の微細硫化物の析出を抑制する。
これらの目的のためには、０．０５％以上のＭｎを含有させる必要がある。しかし、Ｍｎの含有量が増えると、焼鈍時の結晶粒成長性そのものが低下し、鉄損が増大するので、Ｍｎ含有量は２．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．２０％以上、０．４０％以上、又は０．８０％以上である。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５０％以下、１．２０％以下、又は１．００％以下である。
　Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、打ち抜き精度を上げる効果があり、熱延鋼板に含有させてもよい。しかし、Ｐの含有量が増えると、２％以上のＳｉを含有する鋼板は非常に脆くなる。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下、好ましくは０．１０％以下、０．０８０％以下、０．０５％以下、０．０５０％以下、又は０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は０％であってもよいが、精錬コストの高騰を回避するために、例えば０．００１％以上、０．００２％以上、又は０．００３％以上としてもよい。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物の微細析出により、仕上焼鈍時等における再結晶及び結晶粒成長を阻害する。そのため、Ｓ含有量は０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下、０．００３％以下、又は０．００２％以下とする。Ｓ含有量は０％であってもよいが、精錬コストの高騰を回避するために、例えば０．０００１％以上、０．０００２％以上、又は０．０００３％以上としてもよい。
　Ｎ：０．００４０％以下
　Ｎは、熱延板焼鈍や仕上焼鈍時に生成するＡｌＮ等の窒化物の微細析出により、熱延板表面の内部酸化層の被覆率を下げ、さらに仕上焼鈍時等における再結晶及び結晶粒成長を阻害する。そのため、Ｎ含有量は０．００４０％以下、好ましくは０．００３０％以下、０．００２０％以下、又は０．００１０％以下とする。Ｎ含有量は０％であってもよいが、精錬コストの高騰を回避するために、例えば０．０００１％以上、０．０００２％以上、又は０．０００３％以上としてもよい。
　Ｂ：０．００６０％以下
　Ｂは、ＢＮ等の窒化物の微細析出により、仕上焼鈍時等における再結晶及び結晶粒成長を阻害する。そのため、Ｂ含有量は０．００６０％以下、好ましくは０．００４０％以下、０．００３０％以下、又は０．００２０％以下とする。Ｂ含有量は０％であってもよいが、精錬コストの高騰を回避するために、例えば０．０００１％以上、０．０００２％以上、又は０．０００３％以上としてもよい。
　Ｓｎ：０～０．５０％
　Ｓｂ：０～０．５０％
　Ｓｎ、及びＳｂは、必須の元素ではないが、鋼板の一次再結晶集合組織を改善して、圧延方向磁気特性の向上に望ましい｛１１０｝＜００１＞集合組織に発達させ、かつ、磁気特性に望ましくない｛１１１｝＜１１２＞集合組織等を抑制する効果を有する。そのため、Ｓｎ、及びＳｂを必要に応じて熱延鋼板に含有させてもよい。これらの目的のためには、Ｓｎ及びＳｂの一方又は両方を、それぞれ０．０１％以上含有させるのが好ましい。一方、Ｓｎ及びＳｂの含有量が増えても作用は飽和し、むしろ、熱延板の靱性を低下させることがある。そのため、Ｓｎ及びＳｂを含有させる場合も、Ｓｎ及びＳｂの含有量は、それぞれ０．５０％以下とする。Ｓｎ含有量の下限値、及びＳｂ含有量の下限値は、それぞれ０．０２％、０．０３％、又は０．０５％であってもよい。Ｓｎ含有量の上限値、及びＳｂ含有量の上限値は、それぞれ０．４５％、０．４０％、又は０．２０％であってもよい。
　Ｃｕ：０～０．５０％
　Ｃｕは必須の元素ではないが、鋼中に析出して強度を向上させる作用を呈するので、必要に応じて熱延鋼板に含有させてもよい。この作用を得るためには、０．０１％以上のＣｕが含まれることが好ましい。その一方で、Ｃｕが０．５０％を超えて含有されると、圧延時に割れおよび疵が生じたりすることがある。したがって、Ｃｕの含有量は０．５０％以下が好ましい。Ｃｕ含有量は０．０２％以上、０．０３％以上、又は０．０５％以上であってもよい。Ｃｕ含有量は０．４０％以下、０．３０％以下、又は０．２０％以下であってもよい。
　ＲＥＭ：０～０．０４００％以下
　Ｃａ：０～０．０４００％以下
　Ｍｇ：０～０．０４００％以下
　ＲＥＭ、Ｃa、Ｍｇは必須の元素ではないが、粒成長を促進する元素であり、必要に応じて熱延鋼板に含有させてもよい。この効果を得るためには、ＲＥＭ、Ｃａ、及びＭｇからなる群から選択される一種以上の元素それぞれの含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは０．００１０％以上、一層好ましくは０．００５０％以上又は０．０１００％以上である。一方、ＲＥＭ、Ｃa、Ｍｇそれぞれの含有量が０．０４００％を超えると、磁気特性が劣化するので、０．００４０％以下とする。好ましくは、いずれの元素の含有量も０．０３００％以下、より好ましくは０．０２００％以下又は０．０１５０％以下である。
　なお「ＲＥＭ」との用語は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指し、上記「ＲＥＭの含有量」とは、これらの１７元素の合計含有量を意味する。ランタノイドをＲＥＭとして用いる場合、工業的には、ＲＥＭはミッシュメタルの形で添加される。
　上述の成分以外の、本実施形態の熱延鋼板の成分の残部は、Ｆｅ及び不純物元素である。不純物とは、例えば鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態の熱延鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　熱延鋼板を上述のような成分とすることにより、熱延鋼板を電磁鋼板にした際に、優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を得ることができる。
　＜熱延板の加工組織の硬度＞
　次に、本実施形態の熱延鋼板は、板厚中心部（１／２ｔ位置）の加工組織の硬度ＨＤがＨｖ２２０以下であることが特徴である。ここで「ｔ」は板厚を意味する。
　熱延鋼板の板厚中心部（１／２ｔ位置）の加工組織の硬度ＨＤがＨｖ２２０超であると、その加工組織を冷延したあと、焼鈍でそこから現れる、磁気特性を劣化させる｛１１１｝粒の再結晶駆動力が高くなる。そのため、無方向性電磁鋼板の磁気特性が劣化する。加工組織の硬度ＨＤがＨｖ２２０以下であれば、｛１１１｝粒の再結晶駆動力は、磁気特性を改善させる｛１１０｝粒とほぼ同じとなるため、磁気特性が悪くなることはない。そのため、熱延鋼板の板厚中心部（１／２ｔ位置）の加工組織の硬度ＨＤはＨｖ２２０以下であることが望ましい。熱延鋼板の板厚中心部（１／２ｔ位置）の加工組織の硬度ＨＤは、さらに望ましくはＨｖ２１５以下、Ｈｖ２１０以下、又はＨｖ２００以下である。
　一般に、加工組織の方が再結晶組織よりも硬質である。熱延板における加工組織の割合が多いと、熱延板の硬度が高くなる。このような高硬度の熱延板を冷延すると、冷延板の｛２１１｝＜０１１＞の集積度が高まる。そして、焼鈍によって｛２１１｝＜０１１＞の集積度が高い箇所から現れる｛１１１｝方位の集積度が向上するため、磁気特性が劣化する。従来は、磁気特性劣化を抑えるため、熱延板の加工組織を極力減らすように熱延板を焼鈍して、熱延板の再結晶領域を約８０％以上に増やしてから、これに冷延及び焼鈍をしていた。しかしながら、再結晶組織は加工組織に比べて軟質ではあるものの、靭性に影響をおよぼす転位が少ない。そのため、再結晶領域を約８０％以上に増やすと、熱延鋼板の靱性が低くなり、次の酸洗および冷延ラインでの曲げ－曲げ戻しにより鋼板が破断する可能性が高くなる。従って、熱延鋼板の靱性を向上させ、かつ熱延鋼板から得られる無方向性電磁鋼板の磁気特性を改善させるためには、可能な範囲で熱延鋼板の再結晶を抑える（例えば、熱延鋼板の再結晶率を約６０％以上約８０％以下とする）ことで、熱延鋼板に加工組織を残し、且つ、板厚中心部（１／２ｔ位置）の加工組織の硬度ＨＤをＨｖ２２０以下にすることが望ましい。即ち本実施形態に係る熱延鋼板では、加工組織の量を所定値以上としながら、その加工組織を軟質化することにより、熱延鋼板の硬さを低くするのである。
　ビッカース硬さは、熱延鋼板の板幅方向端面から板幅方向中心部へ１０ｍｍの位置（以降、板幅方向端部と称する。）における、圧延方向に平行且つ板面に垂直な断面において測定する。この断面の板厚中心部（１／２ｔ位置）の加工組織の硬度ＨＤと、板厚表層部（１／８ｔ位置）の再結晶組織の硬度ＨＵを、圧延方向と平行な方向に、１０μｍ間隔で１０箇所測定する。ビッカース硬さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９年）に準拠して測定する。具体的な測定条件は、
　圧子＝対面角１３６°のビッカース四角錐ダイヤモンド圧子、
　押し込み荷重＝１０ｇｆ、
　押し込み時間＝２０ｓｅｃ
である。
　また、無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の板幅方向端部の板厚中心部（１／２ｔ位置）の加工組織の硬度ＨＤと、板厚表層部（１／８ｔ位置）の再結晶組織の硬度ＨＵとの硬度差ＨＳ＝ＨＤ－ＨＵを、Ｈｖ２０以内とすることにより、磁気特性を、さらに向上させることができる。何故なら、熱延板のＨｖが高いほど、冷延後焼鈍において再結晶を容易に生じさせることができるが、熱延板の中心部と表層部との間の硬度差が小さいことで、冷延及び焼鈍後の鋼板の表層部に現れる、磁気特性に有利な再結晶組織が、鋼板の中心部に現れる磁気特性に不利な再結晶組織の影響をうけにくくなるからである。板厚表層部（１／８ｔ位置）の再結晶組織の硬度ＨＵも、板厚中心部（１／２ｔ位置）の加工組織の硬度ＨＤと同様の方法で測定することができる。
　なお、熱延鋼板においては、表層の方が中心部よりも硬いことが通常である。熱延鋼板においては、表層における再結晶組織の量の方が、中心部よりも多いからである。以上の事情を考慮し、本実施形態に係る熱延鋼板では、最も硬質であると予想される中心部の硬さを所定値以下に制御している。一方、熱延鋼板に冷間圧延及び仕上焼鈍をして得られる無方向性電磁鋼板においては、表層と中心部との間の硬度差は小さいか、又はほとんど存在しないことが通常である。
　［製造方法］
　次に、本実施形態の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法について説明する。本実施形態の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法は、
　前記の成分を有する溶鋼を連続鋳造してスラブを得る工程と、
　スラブを１０８０～１２００℃の温度範囲内に加熱する工程と、
　１０８０～１２００℃の温度範囲内にあるスラブを、仕上温度８５０～１０００℃で熱間圧延して熱延板を得る工程と、
　巻取り温度７００～８５０℃で、熱延板を巻取る工程と、
　保熱温度６７０℃以上、及び保持時間１分以上２時間以下で、熱延板に自己焼鈍を生じさせる工程と、
　熱間圧延後の巻取り温度から４００℃までの平均冷却速度ＣＲ１、および／または、自己焼鈍の後の６００～４００℃の温度範囲の平均冷却速度ＣＲ２を３０～１２０℃／ｈｒとして、自己焼鈍を生じさせた熱延板を冷却する工程と、
を有する。
　本実施形態の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板は、前記の成分を有する溶鋼を、連続鋳造によりスラブとし、さらに熱間圧延を施し熱延板とし、熱延後に巻取ったコイルの熱で自己焼鈍することにより製造する。スラブを製造する方法は、常法によればよい。
　＜熱間圧延＞
　次いで、スラブを、好ましくは１０８０～１２００℃に加熱し、熱間圧延に供する。加熱温度を１０８０℃以上とするのが好ましいのは、仕上温度を８５０℃以上とし、後述するように、巻取り後の再加熱による焼鈍を省略するためである。加熱温度を１２００℃以下とするのが好ましいのは、硫化物等の不純物の固溶及び微細析出を防ぎ、鉄損を増大させないためである。
　熱間圧延における仕上温度は８５０～１０００℃とするのが好ましい。後述するように、巻取り温度を７００～８５０℃としてコイルの熱で自己焼鈍することにより、再結晶率を高め、さらに、再加熱による焼鈍を省略するためである。また、仕上温度が低いと、熱間加工性が低下し、鋼板幅方向に沿った板厚の均一性、即ち板厚精度が低下するおそれがあるためである。一方、フェライト粒径の粗大化による靭性の低下を防ぐため、仕上温度は１０００℃以下にするのが好ましい。
　＜巻取り及び自己焼鈍＞
　次いで、仕上圧延終了後の熱延鋼板を７００～８５０℃で巻取る。７００～８５０℃で巻取ることにより、巻取ったコイルが蓄積している熱により自己焼鈍を行うことが可能となる。この自己焼鈍によれば、熱延鋼板において再結晶率を高め、さらに、再加熱による焼鈍を省略しても、磁気特性に悪影響を及ぼす｛１１１｝方位の結晶粒の発達を抑制することが可能となる。磁気特性、特に磁束密度を向上させるために、冷間圧延前の熱延鋼板の組織の再結晶領域を増やすことが好ましいが、焼鈍温度が高いと再結晶率が６０％を超え、加工組織が少なくなり、靱性向上の効果が得られない。そのため、巻取り温度は８５０℃以下とすることが好ましい。
　＜保熱＞
　冷間圧延前の熱延鋼板の結晶粒径を粗大化させるために、巻取り後のコイルに保熱カバーをかぶせて保熱する。熱延板の加工組織の硬度を下げる観点から、保熱の温度は６７０℃以上、保持時間は１分以上とする。一方、再結晶率が高くなりすぎると、酸洗工程及び冷延工程で、破断が生じやすくなるので、保持時間は２時間以下が好ましい。なお、保持時間とは、保熱カバーをコイルにかぶせている時間のことである。
　なお、保熱カバーを用いることなく保熱工程を実施してもよい。この場合、保熱工程とは、熱延鋼板を巻き取り、コイルを形成した時点から、コイルの温度が下がり始める時点までを意味する。コイルを形成した時点とは、一帯の熱延鋼板から一巻きのコイルを巻き終えた時点である。また、コイルの温度が下がり始める時点とは、コイルの冷却速度が変化する時点であり、換言すれば冷却速度曲線上の変曲点である。保熱温度によっては、コイルを巻き終えた時点から所定の時間は、コイルの温度変化が極めて小さい場合があり、所定の時間を過ぎるとコイルの温度が急速に下がり始める。
　＜冷却＞
　本実施形態においては、加工組織の硬度を下げるため、冷却速度を制御することが重要である。具体的には、熱間圧延後の巻取り温度から４００℃までの平均冷却速度ＣＲ１、および／または、保熱工程における保持後の６００～４００℃の温度範囲の平均冷却速度ＣＲ２を３０～１２０℃／ｈｒとするのが好ましい。
　ここで、「熱間圧延後の巻取り温度から４００℃までの平均冷却速度ＣＲ１」とは、巻取から保熱開始までの期間、及び、保熱終了からコイル温度が４００℃になるまでの期間の冷却速度の平均値である。換言すると、「熱間圧延後の巻取り温度から４００℃までの平均冷却速度ＣＲ１」は、下記式によって算出される値である。
　ＣＲ１＝（巻取り温度－４００℃）／（巻取温度から４００℃に至るまでの時間－保熱カバーをかぶせている時間）
　また、「保熱工程における保持後の６００～４００℃の温度範囲の平均冷却速度ＣＲ２」とは、コイル温度が６００℃から４００℃になるまでの期間の冷却速度の平均値である。換言すると、「保熱工程における保持後の６００～４００℃の温度範囲の平均冷却速度ＣＲ２」とは、下記式によって算出される値である。
　ＣＲ２＝（６００℃－４００℃）／（６００℃から４００℃に至るまでの時間）
　なお、保熱工程における保持後の冷却は、上述したカバーを取り外した直後に開始することが好ましい。あるいは、冷却工程は、コイルの温度が下がり始める時点までの間に開始することが好ましい。
　本実施形態に係る熱延鋼板の製造において適用される平均冷却速度は、通常よりもかなり遅い。通常であれば、巻取後のコイルは水冷され、その平均冷却速度は１２０℃／ｈｒをはるかに上回る。コイルを水冷すると、平均冷却速度は、少なくとも１５０℃／ｈｒになると考えられる。コイルを水冷する理由は、無方向性電磁鋼板の製造に要する時間を短縮するためである。熱延鋼板を冷間圧延するためには、熱延鋼板の温度を室温にしておく必要がある。熱延鋼板を水冷などの冷却手段を用いて急冷しなければ、冷間圧延を開始するまでの待機時間が長くなり、無方向性電磁鋼板の製造に要する時間が長くなる。特段の理由が無い限り、コイルを水冷することが好ましいと通常はみなされる。また、無方向性電磁鋼板用熱延鋼板において、加工組織の硬さを小さくすべきであるという知見は従来技術には存在しない。
　しかし本発明者らは、熱延鋼板の加工組織の硬さを小さくするためには、保熱後のコイルを徐冷する必要があると知見した。平均冷却速度ＣＲ１および／またはＣＲ２が大きすぎると、十分に加工組織の硬度を下げることができない。また、平均冷却速度が小さすぎると、自己焼鈍の時間が長くなり、加工組織が失われ靱性が劣化する。したがって、平均冷却速度ＣＲ１および／またはＣＲ２は３０℃／ｈｒ以上、１２０℃／ｈｒ以下とするのが好ましい。
　なお、保熱後の冷却は、鋼板を巻き取ってコイルにした状態で行われる。上記の冷却速度は、コイルの外周部におけるものである。また、上述のとおり、クラックが生じ鋼板の破断に繋がるのは鋼板の端部なので、上記の冷却速度は鋼板の端部（即ち、コイルの巻き芯方向の両端部）におけるものである。
　さらに、上述したＣＲ１及びＣＲ２のうち、巻取り温度から４００℃までの平均冷却速度ＣＲ１に関しては、さらに好ましく制御することもできる。ＣＲ１を５０～８０℃／ｈｒとすることにより、無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の端部において、加工組織の硬度ＨＤと板厚表層部（１／８ｔ位置）の再結晶組織の硬度ＨＵとの硬度差ＨＳ＝ＨＤ－ＨＵがＨｖ２０以内とすることができる。これにより、熱延鋼板の靭性をさらに向上させることができる。
　＜Ｓｎ、Ｓｂ＞
　なお、鋼板にＳｎ、Ｓｂを添加した場合には、これらの元素は、低鉄損、高磁束密度化に寄与するので、保熱温度を低くすることができ、結果的に、靭性向上させることができる。このとき、保熱の温度を８５０℃以下、好ましくは８００℃以下、より好ましくは７５０℃以下とすることにより、適切な靭性と、低鉄損化、高磁束密度化を高度に両立させることができる。
　Ｓｎ、Ｓｂの添加が低鉄損、高磁束密度化に寄与するメカニズムについては、これらの元素が、磁気特性に悪影響を与える｛１１１｝方位粒の成長を抑制するためと考えられる。
　以上のようにして得られた、本実施形態の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板は、常法により酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍を施すことにより、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を得ることができる。この際、上述のとおり、本実施形態の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板は靭性に優れるので、通常の方法で酸洗を施しても、曲げ－曲げ戻しにより割れが生じることはない。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　＜実施例１＞
　表１に示す成分で鋼を鋳造し、熱延し、板厚２．０ｍｍの熱延板を作製した。その後、表２に記載の条件で、コイルに巻取り、保熱した後、冷却した。なお、製造符号Ｂ０は、コイル巻取り、冷却後に、窒素１００％雰囲気で熱延板焼鈍を施した参考例である。作成した熱延板の端部における熱延板加工組織の硬度、靱性評価のため行ったシャルピー試験における破面遷移温度の測定結果を表３に示す。
　鋼板端部の硬度は、鋼板の板幅方向端面から板幅方向中心部へ１０ｍｍの位置（板幅方向端部）、かつ、圧延方向に平行な断面において、板厚中心部（１／２ｔ位置）の加工組織の硬度ＨＤと板厚表層部（１／８ｔ位置）の再結晶組織の硬度ＨＵを圧延方向と平行な方向に、１０μｍ間隔で、１０点測定した。ビッカース硬さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９年）に準拠してＨＶ１０を測定した。具体的な測定条件は、圧子＝対面角１３６°のビッカース四角錐ダイヤモンド圧子、押し込み荷重＝１０ｇｆ、押し込み時間＝２０ｓｅｃである。
　破面遷移温度は、シャルピー試験をＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠して行い測定した。本実施例では、破面遷移温度が０℃未満の場合、靭性が良好であると判断した。
　また、得られた無方向性電磁鋼板の磁気特性を、ＪＩＳ　Ｃ　２５５６に準拠し測定した。
　鉄損は、無方向性電磁鋼板から５５ｍｍ角の試料を採取し、Ｓｉｎｇｌｅ　Ｓｈｅｅｔ　Ｔｅｓｔｅｒ（ＳＳＴ）によりＷ１５／５０（鋼板を５０Ｈｚで磁束密度１．５Ｔに磁化した時の鉄損）を測定し、評価した。磁束密度は、磁界の強さ５０００Ａ／ｍにおける磁束密度であるＢ５０を用いて評価した。その測定結果を併せて表３に示す。Ｂ５０が１．６０以上、Ｗ１５／５０が２．６Ｗ／ｋｇ以下の試料を、電磁気的特性に関して合格と判断した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板を用いることにより、酸洗において鋼板の破断を生ずることなく、従来の熱延板焼鈍を施した無方向性電磁鋼板用熱延鋼板を用いた無方向性電磁鋼板と同様に優れた特性を有する無方向性電磁鋼板を得ることができることが確認できた。
　＜実施例２＞
　表１に示す鋼、表２に示す製造方法を用いて、同様に、無方向性電磁鋼板用熱延鋼板を作製し、その後、無方向性電磁鋼板を得た。
　得られた熱延鋼板については、実施例１の測定結果に加え、無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の板幅方向端部における板厚中心部（１／２ｔ位置）の加工組織の硬度ＨＤと、板厚表層部（１／８ｔ位置）の再結晶組織の硬度ＨＵとの硬度差ＨＳ＝ＨＤ－ＨＵを測定した。無方向性電磁鋼板については、実施例１と同様に磁気特性を測定した。結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　板厚中心部（１／２ｔ位置）の加工組織の硬度ＨＤと、板厚表層部（１／８ｔ位置）の再結晶組織の硬度ＨＵとの硬度差ＨＳをＨＶ２０以内とすることにより、さらに優れた靭性を得ることが確認できた。
　＜実施例３＞
　表３に開示された発明例Ｃ１及び比較例ｃ１６に、冷間圧延条件を圧下率７５％、仕上焼鈍条件における均熱条件を１０００℃×３０秒として、冷間圧延及び仕上焼鈍を実施し、無方向性電磁鋼板とした。これら無方向性電磁鋼板の、板幅方向端部における板厚中心部（１／２ｔ位置）の硬さを測定した。
　無方向性電磁鋼板の端部の硬度測定は以下の手順で行った。鋼板の板幅方向端面から板幅方向中心部へ１０ｍｍの位置（板幅方向端部）、かつ、圧延方向に平行な断面を測定面とした。この測定面において、板厚中心部（１／２ｔ位置）の硬度を、圧延方向と平行な方向に、１０μｍ間隔で、１０点測定した。ビッカース硬さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９年）に準拠してＨＶ１０を測定した。具体的な測定条件は、圧子＝対面角１３６°のビッカース四角錐ダイヤモンド圧子、押し込み荷重＝１０ｇｆ、押し込み時間＝２０ｓｅｃである。測定結果を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　Ｃ１及びｃ１６は、化学成分は同一であり、また、無方向性電磁鋼板にした段階での硬さもほぼ同水準であるが、熱延鋼板の段階での加工組織硬度は大きく異なっていた。換言すると、無方向性電磁鋼板の段階で測定された硬さから、熱延鋼板の段階での硬さを推定することは困難である。
　本発明によれば、熱延工程における焼鈍を省略した場合であっても、十分な熱延板靱性を備え、かつ、無方向性電磁鋼板とした際に低鉄損、高磁束密度を両立する無方向性電磁鋼板用熱延鋼板を提供できる。これにより、低鉄損・高磁束密度である無方向性電磁鋼板を破断させず安定生産し提供できるため、無方向性電磁鋼板がその鉄心材料として使用されるこれら電気機器の分野における喫緊の大量生産化に十分に応えることができ、その工業的価値は極めて高い。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．００１０～０．００５０％、
    　　Ｓｉ：１．９０％～３．５０％、
    　　Ａｌ：０．１０％～３．００％、
    　　Ｍｎ：０．０５～２．００％、
    　　Ｐ　：０．１００％以下、
    　　Ｓ　：０．００５％以下、
    　　Ｎ　：０．００４０％以下、
    　　Ｂ　：０．００６０％以下、
    　　Ｓｎ：０～０．５０％、
    　　Ｓｂ：０～０．５０％、
    　　Ｃｕ：０～０．５０％、
    　　ＲＥＭ：０～０．０４００％、
    　　Ｃａ：０～０．０４００％、及び
    　　Ｍｇ：０～０．０４００％
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物である無方向性電磁鋼板用熱延鋼板であって、
    　前記無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の板幅方向端部において、板厚中心部（１／２ｔ位置）の加工組織の硬度ＨＤがＨｖ２２０以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板用熱延鋼板。
  2. 　前記加工組織の硬度ＨＤと、前記無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の板幅方向端部における板厚表層部（１／８ｔ位置）の再結晶組織の硬度ＨＵとの硬度差ＨＳ＝ＨＤ－ＨＵがＨｖ２０以内であ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用熱延鋼板。
  3. 　質量％で、Ｓｎ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｓｂ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｃｕ：０．０１以上０．５０％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．０４００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上、０．０４００％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０４００％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又は２に記載の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023121270A1 (ko) * 2021-12-22 2023-06-29 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63210237A (ja) 1987-02-25 1988-08-31 Sumitomo Metal Ind Ltd 磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法
JPS64227A (en) * 1987-03-11 1989-01-05 Nippon Steel Corp Production of high tensile non-oriented electrical steel sheet
US20140373340A1 (en) * 2011-09-16 2014-12-25 Voestalpine Stahl Gmbh Non-grain-oriented higher-strength electrical strip with high polarisation and method for the production thereof
JP2016211016A (ja) * 2015-04-30 2016-12-15 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板用熱延板とその製造方法および磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法
JP2017145462A (ja) * 2016-02-17 2017-08-24 新日鐵住金株式会社 電磁鋼板、及びその製造方法
JP2017193731A (ja) * 2016-04-18 2017-10-26 新日鐵住金株式会社 電磁鋼板、及びその製造方法
JP2019183228A (ja) * 2018-04-11 2019-10-24 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2020027497A (ja) 2018-08-14 2020-02-20 富士ゼロックス株式会社 情報処理装置

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000038618A (ja) * 1998-07-23 2000-02-08 Nippon Steel Corp 磁気特性が良好な一方向性電磁鋼板の製造方法
JP5388506B2 (ja) * 2008-08-19 2014-01-15 新日鐵住金株式会社 磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法
PL2778244T3 (pl) * 2011-11-11 2020-08-10 Nippon Steel Corporation Sposób wytwarzania blachy cienkiej z niezorientowanej stali elektrotechnicznej
EP3656885A4 (en) * 2017-07-19 2021-04-14 Nippon Steel Corporation NON-ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63210237A (ja) 1987-02-25 1988-08-31 Sumitomo Metal Ind Ltd 磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法
JPS64227A (en) * 1987-03-11 1989-01-05 Nippon Steel Corp Production of high tensile non-oriented electrical steel sheet
US20140373340A1 (en) * 2011-09-16 2014-12-25 Voestalpine Stahl Gmbh Non-grain-oriented higher-strength electrical strip with high polarisation and method for the production thereof
JP2016211016A (ja) * 2015-04-30 2016-12-15 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板用熱延板とその製造方法および磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法
JP2017145462A (ja) * 2016-02-17 2017-08-24 新日鐵住金株式会社 電磁鋼板、及びその製造方法
JP2017193731A (ja) * 2016-04-18 2017-10-26 新日鐵住金株式会社 電磁鋼板、及びその製造方法
JP2019183228A (ja) * 2018-04-11 2019-10-24 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2020027497A (ja) 2018-08-14 2020-02-20 富士ゼロックス株式会社 情報処理装置

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
TADASHI MAKI: "Microstructure control of Iron Steel", 2015, UCHIDA ROKAKUHO PUBLISHING CO., LTD., article "Change (Recovery -> Recrystallization -> Grain Growth) in Structure and Properties by Annealing of Cold-Worked Material", pages: 30

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023121270A1 (ko) * 2021-12-22 2023-06-29 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법

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