JP4954876B2 - 磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
(1) 質量%で、C:0.025〜0.10%、Si:2.5〜4.0%、Mn:0.04〜0.15%、solAl:0.020〜0.035%、N:0.002〜0.007%、SとSeをSeq(S当量)=S+0.406×Seとして0.010〜0.035%、Ti≦0.007%、Cu:0.05〜0.30%、Sn、Sbの少なくとも1種を合計で0.02〜0.30%、残部がFe及び不可避的不純物からなるスラブを1280℃以上かつインヒビター物質の固溶温度以上で再加熱し、熱間圧延を施して熱延鋼帯とし、熱延板焼鈍と1回もしくは中間焼鈍をはさむ2回以上の冷間圧延、または熱延板焼鈍を省略し中間焼鈍をはさむ2回以上の冷間圧延を行い、脱炭焼鈍し、脱炭焼鈍後にストリップ走行状態下で水素、窒素及びアンモニアの混合ガス中で窒化処理を行い、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して仕上げ焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法において、
熱間圧延後の鋼帯に含有されるNのうちAlNとしての析出率を20%以下とし、熱延板焼鈍もしくは中間焼鈍のうち最後の焼鈍(以後、最終冷間圧延前焼鈍とする)の最高温度T1(℃)を、solAl、N、Ti含有量から式(3)で規定されるAlN R によって、最終冷間圧延前焼鈍の温度T1(℃)を950℃以上、かつ式(4)に示す範囲とし、脱炭焼鈍完了後一次再結晶粒の円相当の平均粒径(直径)を7μm以上20μm未満とし、さらに、窒化処理における窒素増量ΔN(質量%)が式(1)の範囲内となり、かつ、鋼板の片側表面20%厚み部分の窒素含有量σN1、σN2(それぞれ表と裏、質量%)が式(2)の範囲内となるように調整して窒化処理を行うことを特徴とする磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
0.007−([N]−14/48×[Ti]) ≦ ΔN ≦ [solAl]×
14/27−([N]−14/48×[Ti])+0.0025 ・・・式(1)
(式中[ ]は成分の含有量(質量%)を示す。)
|σN1−σN2|/ΔN ≦ 0.35 ・・・式(2)
AlNR=[solAl]−27/14×[N]+27/48×[Ti]
・・・式(3)
3850/3−4/3×AlNR×10000≦T1(℃)≦4370/3−
4/3×AlNR×10000 ・・・式(4)
(3) 最終冷間圧延前焼鈍の温度を2段階とし、1段目は温度を950℃以上、かつ前記式(4)に示すT1(℃)の範囲で5〜120秒間、2段目は温度を850〜1000℃の範囲で10秒から240秒間とすることを特徴とする(1)に記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
(4) 最終冷間圧延前焼鈍の冷却における700℃から300℃までの冷却速度を10℃/秒以上とすることを特徴とする(1)〜(3)のいずれかの項に記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
(5) スラブの成分が、更にMoを質量%で0.008〜0.3%含有することを特徴とする(1)〜(4)のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
(6) 最終の冷間圧延における圧延率を80〜92%とすることを特徴とする(1)〜(5)のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
(7) 最終冷間圧延の少なくとも1パスにおいて、鋼帯を100〜300℃の温度範囲に1分以上保つことを特徴とする(1)〜(6)のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
(8) 脱炭焼鈍における昇温開始から650℃までの加熱速度を100℃/秒以上とすることを特徴とする(1)〜(7)のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
3850/3−4/3×AlNR×10000≦T1(℃)≦4370/3−4/3×AlNR×10000 ・・・式(4)
特に好ましい方法としては、焼鈍の温度を1段階(1水準の温度)とし、その温度を前記式(4)に示すT1(℃)の範囲で20〜360秒間とするか、または焼鈍温度を2段階(2水準の温度)とし、1段目は温度を前記式4に示すT1(℃)の範囲で5〜120秒間、2段目は温度を850〜1000℃の範囲で10秒から240秒間とすることが好ましい。
(式中[ ]は成分の含有量(質量%)を示す。)
この窒化は、両面の大きな差がないようにすることが必須である。充分析出窒化型(第二の技術)では一次再結晶粒径が大きく窒化量も多いため、二次再結晶開始温度は1000℃超と高くなることから、ほぼ片面からの窒化でも窒化量さえ確保されれば高温でNが拡散して板厚方向のインヒビター強度は確保でき、二次再結晶に不都合は生じない。ただし磁気特性は劣り、また一次皮膜の欠陥は発生しやすい。一方、本発明では、一次再結晶粒径が小さく、窒化量が少ないので、二次再結晶開始温度は1000℃以下と低くなる。このため、良好なGoss方位二次再結晶集合組織を得るためには、板厚方向全体にインヒビターを確保することが必要となり、そのためにはNを早期に拡散させる必要がある。したがって、このことを確実ならしめるためには、両面の窒化量に大きな差がないようにすることが必須となり、そうでなければ二次再結晶不良が生じる。
窒化処理後、公知の方法に従い、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して仕上げ焼鈍を施す。通常はその後、絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行って、製品となる。
通常の方法で溶製した、表2に示す溶鋼成分からなるスラブを、1230〜1380℃の範囲で再加熱した後、特にAlNの析出を極力抑えるため、出来るだけ高温度で熱延を完了させ、急速に冷却せしめた。こうして厚み2.3mmの熱延鋼帯を得た。続いて熱延鋼帯の連続焼鈍を表2に示す焼鈍温度で60秒間行い、20℃/秒で冷却した。その後、200℃〜250℃の温間で圧延し、厚みを0.285mmとした。その後、850℃で150秒間、H2とN2の混合雰囲気で、露点65℃で脱炭と一次再結晶を兼ねる焼鈍を施し、引き続き、鋼帯を走行せしめながら含アンモニア雰囲気内で窒化させた。その後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤の塗布後、二次再結晶焼鈍を施した。その二次再結晶焼鈍は、N2 =25%、H2 =75%の雰囲気として10〜20℃/時間で1200℃まで昇温した。その後、1200℃の温度で20時間以上、H2 =100%で純化処理を行った。その後、通常用いられる絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行った。その結果を表2、表3(表2のつづき)に示した。表2、表3に示したように、本発明の鋼は磁気特性、特にB8の高いものが得られている。
通常の方法で溶製した、表3に示す溶鋼成分からなるスラブを、1240〜1350℃の範囲で再加熱して、インヒビター物質を一度完全に固溶せしめた後、特にAlNの析出を極力抑えるために出来るだけ高温度で熱延を完了させ、急速に冷却せしめた。こうして厚み2.3mmの熱延鋼帯を得た。引き続き熱延鋼帯の連続焼鈍を、表3に示す最高温度で30秒間、続いて930℃で60秒間行い、20℃/秒で冷却した。その後、200℃〜250℃の温間で圧延し0.22mmとした。それに引き続いて850℃で110秒間、H2 とN2 の混合雰囲気で、露点65℃で脱炭焼鈍し、鋼帯を走行せしめてアンモニア雰囲気中で窒化処理を行った。その後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤の塗布後に二次再結晶焼鈍を施した。その二次再結晶焼鈍は、N2 =25%、H2 =75%の雰囲気として10〜20℃/時間で1200℃まで昇温した。その後、1200℃の温度で20時間以上、H2 =100%で純化処理を行った。その後、通常用いられる絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行った。その結果を表4、表5(表4のつづき)に示した。表4、表5に示したように、本発明の鋼は磁気特性、特にB8の高いものが得られている。
実施例2と同一条件で得られた2.3mmの熱延鋼帯を焼鈍せずに酸洗し厚み1.5mmに冷間圧延して、表4に示す最高温度で中間焼鈍を30秒間、続いて930℃で60秒間焼鈍を行い、20℃/秒で冷却した。その後、200℃〜250℃の温間で圧延し0.22mmとした。引き続いて850℃で110秒間、H2 とN2 の混合雰囲気で、露点65℃で脱炭焼鈍し、鋼帯を走行せしめてアンモニア雰囲気中で窒化処理を行った。その後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤の塗布後に二次再結晶焼鈍を施した。その二次再結晶焼鈍は、N2 =25%、H2 =75%の雰囲気として10〜20℃/時間で1200℃まで昇温した。その後、1200℃の温度で20時間以上、H2 =100%で純化処理を行った。その後、通常用いられる絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行った。その結果を表6、表7(表6のつづき)に示した。表6、表7に示したように、本発明の鋼は磁気特性、特にB8の高いものが得られている。
実施例1で用いた、表2の番号1と同一条件で脱炭焼鈍まで行った試料を多数準備し、窒化処理を、鋼板の上下の雰囲気中アンモニア濃度を調節してさまざまに変化させた試料を作成した後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶焼鈍、絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を、実施例1と同一条件で行った。その結果を図1に示した。図1に示したように、本発明の鋼は磁気特性、特にB8の高いものが得られている。
Claims (8)
- 質量%で、C:0.025〜0.10%、Si:2.5〜4.0%、Mn:0.04〜0.15%、solAl:0.020〜0.035%、N:0.002〜0.007%、SとSeをSeq(S当量)=S+0.406×Seとして0.010〜0.035%、Ti≦0.007%、Cu:0.05〜0.30%、Sn、Sbの少なくとも1種を合計で0.02〜0.30%、残部がFe及び不可避的不純物からなるスラブを1280℃以上かつインヒビター物質の固溶温度以上で再加熱し、熱間圧延を施して熱延鋼帯とし、熱延板焼鈍と1回もしくは中間焼鈍をはさむ2回以上の冷間圧延、または熱延板焼鈍を省略し中間焼鈍をはさむ2回以上の冷間圧延を行い、脱炭焼鈍し、脱炭焼鈍後にストリップ走行状態下で水素、窒素及びアンモニアの混合ガス中で窒化処理を行い、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して仕上げ焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法において、
熱間圧延後の鋼帯に含有されるNのうちAlNとしての析出率を20%以下とし、熱延板焼鈍もしくは中間焼鈍のうち最後の焼鈍(以後、最終冷間圧延前焼鈍とする)の最高温度T1(℃)を、solAl、N、Ti含有量から式(3)で規定されるAlN R によって、最終冷間圧延前焼鈍の温度T1(℃)を950℃以上、かつ式(4)に示す範囲とし、脱炭焼鈍完了後一次再結晶粒の円相当の平均粒径(直径)を7μm以上20μm未満とし、さらに、窒化処理における窒素増量ΔN(質量%)が式(1)の範囲内となり、かつ、鋼板の片側表面20%厚み部分の窒素含有量σN1、σN2(それぞれ表と裏、質量%)が式(2)の範囲内となるように調整して窒化処理を行うことを特徴とする磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
0.007−([N]−14/48×[Ti]) ≦ ΔN ≦ [solAl]×
14/27−([N]−14/48×[Ti])+0.0025 ・・・式(1)
(式中[ ]は成分の含有量(質量%)を示す。)
|σN1−σN2|/ΔN ≦ 0.35 ・・・式(2)
AlNR=[solAl]−27/14×[N]+27/48×[Ti]
・・・式(3)
3850/3−4/3×AlNR×10000≦T1(℃)≦4370/3−
4/3×AlNR×10000 ・・・式(4) - 最終冷間圧延前焼鈍の温度を1段階とし、その温度を950℃以上、かつ前記式(4)に示すT1(℃)の範囲で20〜360秒間とすることを特徴とする請求項1に記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
- 最終冷間圧延前焼鈍の温度を2段階とし、1段目は温度を950℃以上、かつ前記式(4)に示すT1(℃)の範囲で5〜120秒間、2段目は温度を850〜1000℃の範囲で10秒から240秒間とすることを特徴とする請求項1に記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
- 最終冷間圧延前焼鈍の冷却における700℃から300℃までの冷却速度を10℃/秒以上とすることを特徴とする請求項1〜3のいずれかの項に記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
- スラブの成分が、更にMoを質量%で0.008〜0.3%含有することを特徴とする請求項1〜4のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
- 最終の冷間圧延における圧延率を80〜92%とすることを特徴とする請求項1〜5のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
- 最終冷間圧延の少なくとも1パスにおいて、鋼帯を100〜300℃の温度範囲に1分以上保つことを特徴とする請求項1〜6のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
- 脱炭焼鈍における昇温開始から650℃までの加熱速度を100℃/秒以上とすることを特徴とする請求項1〜7のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
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