JP6292147B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
また、特許文献5に記載された技術においては、2回目の冷間圧延において数分〜数十分のパス間時効を付与しなければ、良好な磁気特性が得られないため、やはり生産性に劣るという問題があった。
1.C:0.002〜0.100mass%、Si:2.00〜4.50mass%、Mn:0.03〜1.00mass%、sol.Al:0.010〜0.050mass%およびN:0.003〜0.020mass%を含有し、さらに、S:0.002〜0.030mass%および/またはSe:0.002〜0.030mass%(SおよびSeのうちから選んだ1種または2種は、合計量で0.002〜0.030mass%)を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延して熱延板とし、該熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とし、あるいは、該熱延板に熱延板焼鈍を施した後、1回または中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とし、一次再結晶焼鈍を施した後、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍する一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
最終冷間圧延直前の焼鈍後の800〜300℃間の平均冷却速度を40℃/s以上とし、次いで72時間以内に最終冷間圧延を開始し、該最終冷間圧延の総圧下率が50%以下の段階において、下記(1)式から算出される臨界ひずみ速度:X(s−1)以上のひずみ速度で、かつ1パスの圧下率が10%以上の冷間圧延を少なくとも1回施すことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
記
X(s−1)=f([%C],[%Si])・g(T) ・・・ (1)
但し、f([%C],[%Si])=1/([%C]+[%Si]/150)
g(T)=exp(−100/T)
また、[%M]は、鋼板中の元素Mの含有量(質量%)を表す。
まず、本発明を開発する契機となった実験について説明する。
《実験1》
残部がFeおよび不可避的不純物からなる3種類の鋼、鋼A(C:0.021mass%、Si:3.05mass%、Mn:0.064mass%、sol.Al:0.018mass%、N:0.006mass%、S:0.002mass%)、鋼B(C:0.040mass%、Si:3.36mass%、Mn:0.062mass%、sol.Al:0.021mass%、N:0.006mass%、S:0.002mass%)および鋼C(C:0.078mass%、Si:3.77mass%、Mn:0.068mass%、sol.Al:0.020mass%、N:0.006mass%、S:0.002mass%)を溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした後、1400℃の温度に再加熱し、熱間圧延して板厚2.5mmの熱延板とし、1020℃×60sの熱延板焼鈍を施した後、一次冷間圧延して中間板厚1.8mmとし、さらに1120℃×80sの中間焼鈍を施した後、この中間焼鈍の800〜300℃間の冷却を、平均冷却速度:60℃/sで冷却した。その後、18時間経過後に4スタンドのタンデム圧延を開始して、最終板厚0.26mmの冷延板とした。
また、最終冷間圧延の総圧下率が50%以下の段階における臨界ひずみ速度:X(s−1)は鋼A、BおよびCで、それぞれ、17.3(s−1)、11.5(s−1)、6.9(s−1)であった。
図1に示したように、最終冷間圧延1パス目のひずみ速度が臨界ひずみ速度:X(s−1)を超える条件において、一次再結晶焼鈍板の板厚中心層の{411}<148>方位の対ランダム強度比が増加していた。
なお、本発明において、一次再結晶焼鈍板の板厚中心層とは、全板厚をtとすると、板厚0.5t±0.1tの範囲のことを指す。
図2に示したように、最終冷間圧延1パス目のひずみ速度が臨界ひずみ速度:X(s−1)を超える条件で、製品板の磁束密度B8が増加していた。
上記最終冷間圧延の1パス目のひずみ速度が臨界ひずみ速度:X(s−1)を超える条件で圧延を施すことによって、一次再結晶焼鈍板の板厚中心層の{411}<148>方位の対ランダム強度比が増加した理由については、まだ十分に明らかとなっていないが、発明者らは次のように考えている。
当該領域は、初期粒界とぶつかったところで方位の連続性が途切れており、母相と<111>軸回りに大きな方位差角をなす結晶方位関係にあることと、線状領域の両側でその方位関係が同じであることとから、変形双晶であると特定できる。ここで、BCC結晶構造の変形双晶は、母相と<111>軸回りに60°の方位関係となることが知られている。ただし、最終冷間圧延の1パス中に、上述の結晶方位関係を有する変形双晶が形成された後にも、圧延加工による結晶方位回転がさらに起こるため、1パス後のサンプルにおいて、上述のような正確な双晶方位関係は維持していない。
よって、本発明における変形双晶とは、最終冷間圧延1パス後のサンプルに存在する上記線状領域のうち、100nm以上20μm以下の幅を有し、かつ、隣接する母相と<111>軸回りに40°以上の方位関係を有する領域のことを意味する。
なお、一般に引張試験においては、素材Si量の増加に伴って変形双晶が増加することが知られている。
金属の変形のうち、すべり変形は熱活性化過程であることから、すべり変形の臨界分解剪断応力(Critical Resolved Shear Stress:CRSS)は温度依存性があり、温度低下に伴いCRSSが増加することが知られている。また、すべり変形のCRSSは、ひずみ速度にも依存性があることも知られていて、ひずみ速度が増加すると、すべり変形のCRSSが増加することが知られている。一方、金属の変形のうち、双晶変形のCRSSは、すべり変形のCRSSに比べて温度依存性が極めて小さいことが知られている。すなわち、双晶変形は熱活性化過程ではない、もしくはその影響が極めて小さいことが推定される。
従って、加工温度を低下させた場合、もしくはひずみ速度を増加させた場合には、すべり変形のCRSSは増加するのに対し、双晶変形のCRSSは増加しない、もしくは僅かにしか増加しないため、すべり変形のCRSSよりも双晶変形のCRSSの方が低くなるので、双晶変形が起きやすくなって、変形双晶が優先的に形成されたものと推定される。
本発明では、上記のような最終冷間圧延板に対して一次再結晶焼鈍を施すことで、一次再結晶{411}<148>粒が増加しているものと推定される。
そして、一次再結晶{411}<148>粒の増加に伴い、二次再結晶Goss方位粒のズレ角は低減して、製品板の高磁束密度化が成される。さらに、上記したように、最終冷間圧延1パス目のひずみ速度を、臨界ひずみ速度:X(s−1)を超える条件とした圧延を施すことで、一次再結晶焼鈍板の板厚中心層の{411}<148>方位の対ランダム強度比が増加し、製品板の高磁束密度化を達成したものと推定される。
次に、一次再結晶焼鈍の昇温速度の影響について調査した。C:0.031mass%、Si:3.23mass%、Mn:0.077mass%、sol.Al:0.026mass%、N:0.008mass%、S:0.002mass%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼を溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした後、1240℃の温度に再加熱し、熱間圧延して板厚2.2mmの熱延板とし、1050℃×30sの熱延板焼鈍を施した後、この熱延板焼鈍の800〜300℃間の冷却中の平均冷却速度を45℃/sとし、70時間経過後に4スタンドのタンデム圧延を開始して、最終板厚0.26mmの冷延板とした。各スタンド入側温度はそれぞれ、50℃、60℃、70℃、80℃、各スタンド出側板厚はそれぞれ、1.2mm、0.68mm、0.40mm、0.26mmだった。また、各スタンドにおけるひずみ速度は、それぞれ、31.2s−1、71.9s−1、156.1s−1、277.9s−1だった。なお、最終冷間圧延の総圧下率が50%以下の段階における臨界ひずみ速度:Xは13.2s−1である。
次いで、上記冷延板を、60vol%H2−40vol%N2の、露点:55℃の湿潤雰囲気下で820℃×100sの脱炭焼鈍を伴う一次再結晶焼鈍を施した。上記一次再結晶焼鈍は、820℃までの昇温過程における200〜700℃間の種々の昇温速度について検討し、さらにその昇温途中で種々の温度で5s保定する処理も施した。なお、保定温度は図3〜6に示すとおり、100、250、400、600および700℃である。
その後、鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1200℃で10時間の純化焼鈍を兼ねた二次再結晶焼鈍を行い、引き続きリン酸塩系の絶縁張力コーティングの塗布、焼付けと鋼帯の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施して製品とし、それぞれの条件下での試験片を得た。
図3〜6に示したように、最終冷間圧延1パス目のひずみ速度が臨界ひずみ速度:X(s−1)を超える条件下で、かつ一次再結晶焼鈍の昇温過程における200〜700℃間を50℃/s以上で急速加熱処理を施すことで、製品板の鉄損W17/50が低減することが分かる。また、一次再結晶焼鈍の昇温過程における200〜700℃の間を50℃/s以上の昇温速度で加熱するとともに、昇温過程の250〜600℃間から選択したいずれかの温度で1〜10s間保定する保定処理を施すことで、製品板の鉄損W17/50がさらに低減することが分かる。
鋼板の再結晶温度近傍まで短時間で昇温することによって、通常の加熱速度であれば優先的に形成されるγファイバー(<111>//ND方位)の発達が抑制されるので、二次再結晶の核となる{110}<001>組織の発生が促進され、先鋭な{110}<001>が増加したものと推定される。さらに、その結果、二次再結晶後の結晶粒(Goss方位粒)が細粒化して、鋼板の鉄損特性が改善されたものと推定される。
これに対し、昇温速度を上げることで、再結晶によって放出されるエネルギーよりも多くの熱エネルギーが鋼板に供給されるから、比較的蓄積された歪エネルギーの低いGoss方位でも再結晶が起こるようになって、相対的に再結晶後の<111>//ND方位が減少し、Goss方位({110}<001>)が増加する。Goss方位が多くなると、二次再結晶においても多くのGoss方位粒が出現するため、二次再結晶粒が細粒化し、鉄損が低減するからである。
昇温の途中、回復が起こる温度で所定時間保定する保定処理を施した場合には、歪エネルギーが高い<111>//ND方位が優先的に回復を起こす。そのため、<111>//ND方位の圧延組織から生じる<111>//ND方位の再結晶を起こす駆動力が選択的に低下し、それ以外の方位が再結晶を起こすようになる。その結果、再結晶後の<111>//ND方位が相対的に減少することになる。
一方、保定処理の保定温度が高過ぎたり、保定時間が10sを超えたりすると、鋼板の広い範囲で回復が起こってしまうため、回復組織がそのまま残り、上記の一次再結晶組織とは異なる組織となってしまう。その結果、二次再結晶に大きな悪影響を及ぼし、鉄損特性が劣化してしまう。
そして、上記のような被膜改善による更なる磁性改善効果を得るには、昇温途中に少なくとも2回の保定が好ましく、一度は回復が起こる温度域250℃以上500℃未満で、もう一度は初期酸化が活発になる温度域500℃以上700℃以下で保定することが好ましいと考えられる。回復には、少なくとも0.5sは必要であるが、長くとも10sに抑える必要があると考えられる。保定時間を10s以下に抑えることは、回復しすぎると、その後の再結晶粒が発生しなくなるおそれがあるためである。
C:0.002〜0.100mass%
Cは、0.002mass%に満たないと、Cによる粒界強化効果が失われ、スラブに割れが生じるなどして、製造に支障を来たすようになる。また、本発明の特徴である変形双晶の形成も抑制される。一方、0.100mass%を超えると、脱炭焼鈍で、Cを磁気時効の起こらない0.005mass%以下に低減することが困難となる。よって、Cは0.002〜0.100mass%の範囲とする。好ましくは0.010〜0.080mass%の範囲である。
Siは、鋼板の比抵抗を高め、鉄損を低減するのに必要な元素である。2.00mass%未満の添加では、これらの効果が十分に発揮できないだけでなく、本発明の特徴である変形双晶の形成も抑制される。一方、4.50mass%を超えると、鋼板の加工性が低下し、圧延して製造することが困難となる。よって、Siは2.00〜4.50mass%の範囲とする。好ましくは2.50〜4.50mass%の範囲である。
Mnは、鋼の熱間加工性を改善するために必要な元素である。上記効果は、0.03mass%未満では十分ではなく、一方、1.00mass%を超えると、製品板の磁束密度が低下するようになる。よって、Mnは0.03〜1.00mass%の範囲とする。好ましくは0.05〜0.20mass%の範囲である。
Sol.Alは、二次再結晶焼鈍の昇温過程において、AlNが正常粒成長を抑制する上でのインヒビターの働きをするため、方向性電磁鋼板においては重要な元素である。しかし、Sol.Alの含有量が0.010mass%に満たないと、インヒビターの絶対量が不足するために、正常粒成長の抑制力不足となる。一方、Sol.Alの含有量が0.050mass%を超えるとAlNが粗大析出してしまうために、やはり正常粒成長の抑制力が不足する。そのため、Sol.Alは0.010mass%以上0.050mass%以下とする。
Nは、Alと結合してインヒビターを形成するが、含有量が0.003mass%未満では、インヒビターの絶対量が不足し、正常粒成長の抑制力不足となる。一方、含有量が0.020mass%を超えると、冷間圧延時にブリスターと呼ばれる空孔を生じ、鋼板の外観が劣化する。そのため、Nは0.003mass%以上0.020mass%以下とした。
SおよびSeは、Mnと結合してインヒビターを形成するが、SおよびSeのうちから選んだ1種または2種の含有量が0.002mass%未満では、インヒビターの絶対量が不足し、正常粒成長の抑制力不足となる。一方、SおよびSeのうちから選んだ1種または2種の含有量が0.030mass%を超えると、二次再結晶焼鈍において、脱S、脱Seが不完全となるため、鉄損劣化を引き起こす。そのため、SおよびSeのうちから選んだ1種または2種は、それぞれ0.002〜0.030mass%の範囲とした。
なお、本発明では、磁気特性の改善を目的として、さらに、Ni:0.01〜1.50mass%、Cr:0.03〜0.50mass%、Cu:0.03〜0.50mass%、P:0.005〜0.500mass%、Sb:0.005〜0.500mass%、Sn:0.005〜0.50mass%、Bi:0.005〜0.500mass%、Mo:0.005〜0.100mass%、B:0.0002〜0.0025mass%、Te:0.0005〜0.0100mass%、Nb:0.001〜0.010mass%、V:0.001〜0.010mass%およびTa:0.001〜0.010mass%のうちから選ばれる1種または2種以上を適宜含有していてもよい。
前述した成分組成を有する鋼を、常法の精錬プロセスで溶製した後、常法の造塊−分塊圧延法または連続鋳造法で鋼素材(スラブ)を製造してもよいし、あるいは、直接鋳造法で100mm以下の厚さの薄鋳片を製造してもよい。上記スラブは、常法に従い、1200〜1400℃程度の温度に再加熱し、熱間圧延に供する。なお、インヒビター成分を含有しない場合には、鋳造後、スラブを再加熱することなく直ちに熱間圧延に供してもよい。また、薄鋳片の場合には、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めてもよい。
記
X(s−1)=f([%C],[%Si])・g(T) ・・・ (1)
なお、f([%C],[%Si])=1/([%C]+[%Si]/150)、
g(T)=exp(−100/T)
ここで、[%M]は、鋼板中の元素Mのmass%、Tは圧延スタンド入側温度(K)である。
C:0.062mass%、Si:3.30mass%、Mn:0.078mass%、sol.Al:0.025mass%、Se:0.015mass%およびN:0.008mass%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼を溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした後、1400℃の温度に再加熱し、熱間圧延して板厚2.5mmの熱延板とし、1000℃×50sの熱延板焼鈍を施し、一次冷間圧延により1.8mmの中間板厚とし、1100℃×20sの中間焼鈍を施した後、この中間焼鈍の800〜300℃間の冷却時の平均冷却速度を40℃/sとし、36時間経過後に表1−1、表1−2に示す条件で最終冷間圧延を開始した。なお、表1−1および表1−2中、記号1〜3はタンデムミル、記号4、5はリバースミルで最終冷間圧延して最終板厚0.26mmの冷延板に仕上げた。また、本サンプルの最終冷間圧延の総圧下率が50%以下の段階における臨界ひずみ速度:X(s−1)は、12.2である。
次いで、上記冷延板に、50vol%H2−50vol%N2、露点:56℃の湿潤雰囲気下で、840℃×100sの脱炭焼鈍を伴う一次再結晶焼鈍を施した。この際、200〜700℃間を25℃/sで昇温した。
さらに、鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1180℃で50時間の純化焼鈍を兼ねた二次再結晶焼鈍を行い、引き続きリン酸塩系の絶縁張力コーティングの塗布、焼付けと鋼帯の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施して製品とした。
表1−1および表1−2に、最終冷間圧延の各パス間におけるひずみ速度を、また、表1−3に、一次再結晶焼鈍板の板厚中心層の{411}<148>方位の対ランダム強度比および製品板の磁束密度B8、鉄損W17/50の測定結果を示す。
C:0.055mass%、Si:3.43mass%、Mn:0.069mass%、sol.Al:0.021mass%、S:0.027mass%およびN:0.006mass%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼を溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした後、1380℃の温度に再加熱し、熱間圧延して板厚2.2mmの熱延板とし、1120℃×60sの熱延板焼鈍を施した。この熱延板焼鈍の800〜300℃間の冷却時の平均冷却速度を表2に示す種々の値とし、表2に示す種々の時間経過後にリバース圧延を開始して、最終板厚0.22mmの冷延板に仕上げた。各スタンド入側温度はそれぞれ、40℃、100℃、140℃、170℃、190℃、100℃、各スタンド出側板厚はそれぞれ、1.4mm、0.90mm、0.60mm、0.42mm、0.30mm、0.22mmだった。また、各スタンドにおけるひずみ速度はそれぞれ、234.2s−1、289.9s−1、344.3s−1、392.2s−1、453.6s−1、512.8s−1だった。なお、本鋼の最終冷間圧延の総圧下率が50%以下の段階における臨界ひずみ速度:X(s−1)=8.9である。
次いで、上記冷延板に、55vol%H2−45vol%N2、露点:60℃の湿潤雰囲気下で、840℃×100sの脱炭焼鈍を伴う一次再結晶焼鈍を施した。この際、200〜700℃間を25℃/sで昇温した。
さらに、鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1180℃で50時間の純化焼鈍を兼ねた二次再結晶焼鈍を行い、引き続きリン酸塩系の絶縁張力コーティングの塗布、焼付けと鋼帯の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施して製品とした。
表2に、一次再結晶焼鈍板の板厚中心層の{411}<148>方位の対ランダム強度比および製品板の磁束密度B8、鉄損W17/50の測定結果を示す。
表3に記載の成分組成を有する記号A〜Lの鋼を溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとし、1400℃に再加熱した後、熱間圧延して板厚1.8mmの熱延板とし、1050℃×30sの熱延板焼鈍を施した後、この熱延板焼鈍の800〜300℃間の冷却時の平均冷却速度を70℃/sとし、12時間経過後に4スタンドのタンデム圧延を開始して、最終板厚0.22mmの冷延板に仕上げた。
各スタンド入側温度は、それぞれ、40℃、50℃、60℃、70℃、各スタンド出側板厚は、それぞれ、1.3mm、0.71mm、0.40mm、0.22mmだった。また、各スタンドにおけるひずみ速度はそれぞれ、54.6s−1、167.5s−1、390.2s−1、967.7s−1だった。
その後、上記冷延板に、60vol%H2−40vol%N2、露点:58℃の湿潤雰囲気下で、850℃×120sの脱炭焼鈍を伴う一次再結晶焼鈍を施した。この一次再結晶焼鈍の際、200〜700℃間を昇温速度:15℃/sで昇温した。
ついで、鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1180℃で10時間の純化焼鈍を兼ねた二次再結晶焼鈍を行い、引き続きリン酸塩系の絶縁張力コーティングの塗布、焼付けと鋼帯の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施して製品とした。
表3に、最終冷間圧延の総圧下率が50%以下の段階における臨界ひずみ速度:X(s−1)、一次再結晶焼鈍板の板厚中心層の{411}<148>方位の対ランダム強度比および製品板の磁束密度B8、鉄損W17/50を併記する。
表3に記載の記号Jの鋼を溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとし、1440℃に再加熱した後、熱間圧延して板厚2.2mmの熱延板とし、1020℃×30sの熱延板焼鈍を施した後、一次冷間圧延により1.8mmの中間板厚とし、1020℃×60sの中間焼鈍を施した後、この中間焼鈍の800〜300℃間の冷却時の平均冷却速度を50℃/sとし、18時間経過後に4スタンドのタンデム圧延を開始して、最終板厚0.22mmの冷延板に仕上げた。各スタンド入側温度は全て50℃、各スタンド出側板厚はそれぞれ、1.0mm、0.58mm、0.35mm、0.22mmだった。また、各スタンドにおけるひずみ速度はそれぞれ、86.1s−1、190.6s−1、397.2s−1、775.1s−1だった。なお。記号Jの鋼の最終冷間圧延の総圧下率が50%以下の段階における臨界ひずみ速度:X(s−1)=12.9である。
次いで、上記冷延板に、60vol%H2−40vol%N2、露点:54℃の湿潤雰囲気下で、840℃×120sの脱炭焼鈍を伴う一次再結晶焼鈍を施した。
この一次再結晶焼鈍の際、840℃までの昇温過程のうち、200〜700℃間を昇温速度:120℃/sで昇温し、さらにその昇温途中で種々の温度や、時間、回数で保定する保定処理を施した。その条件を表3に併記する。
さらに、鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1180℃で10時間の純化焼鈍を兼ねた二次再結晶焼鈍を行い、引き続きリン酸塩系の絶縁張力コーティングの塗布、焼付けと鋼帯の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施して製品とした。
表4に、製品板の磁束密度B8、鉄損W17/50の測定結果を併記する。
表3に記載の記号Bの鋼を溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとし、1220℃に再加熱した後、熱間圧延して板厚2.2mmの熱延板とし、1120℃×30sの熱延板焼鈍を施した後、この熱延板焼鈍の800〜300℃間の冷却時の平均冷却速度を55℃/sとし、24時間経過後にリバース圧延を開始して、最終板厚0.26mmの冷延板に仕上げた。各スタンド入側温度はそれぞれ、40℃、100℃、140℃、160℃、180℃、180℃、各スタンド出側板厚はそれぞれ、1.4mm、0.90mm、0.63mm、0.45mm、0.34mm、0.26mmだった。また、各スタンドにおけるひずみ速度はそれぞれ、234.2s−1、289.9s−1、320.2s−1、370.4s−1、395.8s−1、444.4s−1だった。なお、記号Bの鋼の最終冷間圧延の総圧下率が50%以下の段階における臨界ひずみ速度:X(s−1)=11.5である。
次いで、上記冷延板に、60vol%H2−40vol%N2、露点:57℃の湿潤雰囲気下で、840℃×120sの脱炭焼鈍を伴う一次再結晶焼鈍を施した。
この一次再結晶焼鈍の際、840℃までの昇温過程のうち、200〜700℃間を図8に示す種々の昇温速度で昇温した。ついで、アンモニアと窒素と水素の混合雰囲気中、750℃で30sのガス窒化処理を施したのち、鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1200℃で50時間の純化焼鈍を兼ねた二次再結晶焼鈍を行い、引き続きリン酸塩系の絶縁張力コーティングの塗布、焼付けと鋼帯の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施して製品とした。
図8に示したように、最終冷間圧延直前の焼鈍後の800〜300℃間の平均冷却速度を40℃/s以上とし、次いで72時間以内に最終冷間圧延を開始し、さらに総圧下率が50%以下の段階において、臨界ひずみ速度:X(s−1)以上でかつ1パスの圧下率が10%以上の最終冷間圧延を施し、一次再結晶焼鈍の昇温過程における200〜700℃間で急速加熱処理を施すことで、さらに良好な製品板磁気特性が得られていることが分かる。
Claims (7)
- C:0.002〜0.100mass%、Si:2.00〜4.50mass%、Mn:0.03〜1.00mass%、sol.Al:0.010〜0.050mass%およびN:0.003〜0.020mass%を含有し、さらに、S:0.002〜0.030mass%および/またはSe:0.002〜0.030mass%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延して熱延板とし、該熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とし、あるいは、該熱延板に熱延板焼鈍を施した後、1回または中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とし、一次再結晶焼鈍を施した後、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍する一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
最終冷間圧延直前の焼鈍後の800〜300℃間の平均冷却速度を40℃/s以上とし、次いで72時間以内に最終冷間圧延を開始し、該最終冷間圧延の総圧下率が50%以下の段階において、下記(1)式から算出される臨界ひずみ速度:X(s-1)以上かつ229.9(s -1 )以上のひずみ速度で、かつ1パスの圧下率が10%以上の冷間圧延を少なくとも1回施すことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
記
X(s-1)=f([%C],[%Si])・g(T) ・・・ (1)
但し、f([%C],[%Si])=1/([%C]+[%Si]/150)
g(T)=exp(−100/T)
また、[%M]は、鋼板中の元素Mの含有量(質量%)、Tは圧延スタンド入側温度(K)を表す。 - 前記最終冷間圧延によって、最終冷間圧延直前の再結晶粒に変形双晶を導入することを特徴とする請求項1に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記スラブに、さらに、Ni:0.01〜1.50mass%、Cr:0.03〜0.50mass%、Cu:0.03〜0.50mass%、P:0.005〜0.500mass%、Sb:0.005〜0.500mass%、Sn:0.005〜0.50mass%、Bi:0.005〜0.500mass%、Mo:0.005〜0.100mass%、B:0.0002〜0.0025mass%、Te:0.0005〜0.0100mass%、Nb:0.001〜0.010mass%、V:0.001〜0.010mass%およびTa:0.001〜0.010mass%のうちから選ばれる1種または2種以上の成分組成を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記一次再結晶焼鈍の昇温過程の200〜700℃間の加熱速度を、50℃/s以上とすることを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記一次再結晶焼鈍の昇温過程の200〜700℃間の加熱速度を、50℃/s以上とし、さらに上記昇温過程の250〜600℃間のいずれかの温度で1〜10s間、保定することを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記一次再結晶焼鈍の昇温過程の200〜700℃間の加熱速度を、50℃/s以上とし、さらに上記昇温過程の250℃以上500℃未満のいずれかの温度で、0.5〜10s間、1〜4回保定し、かつ500℃以上700℃以下のいずれかの温度で、0.5〜3s間、1〜2回保定することを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の鉄損の低い方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記一次再結晶焼鈍から前記仕上焼鈍までのいずれかの段階で窒化処理を施すことを特徴とする請求項1〜6のいずれか1項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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