JP6402865B2 - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
また、上記特許文献2に提案された技術は、急速加熱を実施しているものの、発明者らの検証によれば、特許文献2で採用していない誘導加熱を適用した場合には、磁束密度向上効果が安定して得られないことが明らかとなった。
また、特許文献3に提案された技術は、誘導加熱を用いる技術であるが、発明者らが検証したところ、やはり、安定した磁束密度向上効果が得られなかった。また、この技術では、急速加熱後、冷却と再加熱が必要になるため、製造コストや設備コストが高くなるという問題がある。
また、特許文献4および5に提案された技術は、通電加熱で急速加熱を行っている。しかし、通電加熱は、コンダクターロールと鋼板との間でスパークが発生して表面欠陥が発生し易いため、無方向性電磁鋼板の仕上焼鈍に適用するには問題がある。
C:0.0023mass%、Si:1.2mass%、Mn:0.30mass%、P:0.05mass%、S:0.0015mass%、Se:0.0001mass%、Al:0.0005mass%、N:0.0018mass%、Ni:0.01mass%、Cr:0.01mass%、Ti:0.0012mass%、Nb:0.0004mass%およびO:0.0019mass%を含有する鋼を実験室で溶解し、鋼塊とした後、熱間圧延して板厚2.2mmの熱延板とした。この熱延板は、完全に再結晶しており、フェライト粒径は40μmであった。
この理由については、十分に明らかとなっていないが、以下のように考えている。
誘導加熱では、700℃以上における加熱効率が低下することから、この温度域での昇温速度は、直接通電加熱と比較して小さくなる。そのため、700℃以上の温度域で、Se系析出物が粒界に析出し易くなり、この析出物がその後の輻射加熱時の粒成長性を阻害したため、磁気特性に好ましい方位の{100}、{110}粒の粒成長が抑制され、磁束密度向上効果が得られなかったものと考えられる。
以上のことから、誘導加熱で急速加熱を行う場合は、Seを極力低減することが重要であることが判明した。
本発明は、上記の知見に基き、開発したものである。
C:0.0050mass%以下
Cは、製品板において、磁気時効を起こして炭化物を形成し、鉄損を劣化させる有害元素である。そこで、上記磁気時効を抑制するため、Cは0.0050mass%以下に制限する。好ましくは、0.0001〜0.0040mass%の範囲である。
Siは、鋼の比抵抗を増加させ、鉄損を低減する効果があるため、1.0mass%以上添加するのが好ましい。しかし、4.0mass%を超える添加は、圧延を困難とするため、上限は4.0mass%とする。なお、製造性を重視する観点からは、3.5mass%以下が好ましい。また、Siは鉄損を低減するが、磁束密度も低下するため、磁束密度を重視する場合には3.0mass%以下が好ましく、さらに好ましくは2.0mass%以下とするのが好ましい。
Mnは、Sを固定して熱間脆性を防止する効果のほか、鋼の比抵抗を高めて鉄損を低減する効果がある。上記効果を得るためには0.03mass%以上の添加が必要である。一方、3.0mass%を超えると、磁束密度の低下が顕著になる。よって、Mnは0.03〜3.0mass%の範囲とする。好ましくは0.05〜1.0mass%の範囲である。
Pは、鋼の硬さ(打抜性)の調整に用いられる元素である。しかし、0.1mass%を超えて添加すると、鋼が脆化し、圧延することが難しくなるため、Pの上限は0.1mass%とする。好ましくは、0.08mass%以下である。
Alは、Siと同様、鋼の比抵抗を高めて、鉄損を低減する効果がある。上記効果は、0.01mass%以上の添加で顕著となるので、0.01mass%以上添加するのが好ましい。しかし、3.0mass%を超えると、鋼が硬質化し、圧延が困難となるため、上限は3.0mass%に制限する。好ましくは、2.0mass%以下である。
Niは、鋼の強度調整や磁束密度の向上に有効な元素である。しかし、Niは高価な元素であり、3.0mass%を超える添加は原料コストの上昇を招くため、上限は3.0mass%とする。好ましくは1.0mass%以下である。
Crは、鋼の比抵抗を高めて、鉄損を低減する効果がある。しかし、5.0mass%を超える添加は、炭窒化物の析出を招き、却って鉄損を悪化させるため、Crの上限は5.0mass%とする。好ましくは2.0mass%以下である。
TiおよびNbは、炭窒化物の微細析出物となって析出し、鉄損を増加させる有害元素であり、いずれの元素も0.003mass%を超えると、この悪影響が顕著になる。そこで、これらの元素は、それぞれ上限を0.003mass%に制限する。なお、TiおよびNbについては、窒素を固定のために意図的に添加してもよいが、その場合でも上記範囲内に収める必要がある。
Seは、前述したように、MnSeを形成して粒界に析出し、急速加熱する仕上焼鈍時の粒成長性を阻害する有害元素であることから、上限を0.0010mass%に制限する。好ましくは、0.0005mass%以下である。
S,NおよびOは、硫化物や窒化物、酸化物等の微細析出物を形成して、鉄損を悪化させる有害元素である。特に、上記元素の含有量が0.005mass%を超えると、悪影響が顕著になるため、それぞれ、上限を0.005mass%とする。好ましくはそれぞれ0.003mass%以下である。
Sn:0.005〜0.20mass%およびSb:0.005〜0.20mass%のうちから選ばれる1種または2種
SnおよびSbは、再結晶集合組織を改善し、磁束密度と鉄損を改善する効果がある。上記効果を得るためには、それぞれ0.005mass%以上の添加が好ましい。しかし、0.20mass%を超えて添加しても、上記効果が飽和する。よって、Sn,Sbは、それぞれ0.005〜0.20mass%の範囲で添加するのが好ましい。より好ましくは、それぞれ0.01〜0.10mass%の範囲である。
Ca,MgおよびREMは、SやSeと安定な硫化物やセレン化物を形成して固定し、粒成長性を改善する効果がある。上記効果を得るためには、それぞれ0.0001mass%以上添加するのが好ましい。しかし、0.010mass%を超えて添加すると、却って鉄損が劣化するため、上限は0.010mass%とするのが好ましい。より好ましくは、それぞれ0.001〜0.005mass%の範囲である。
転炉−真空脱ガス処理等、通常公知の精錬プロセスで上記に説明した成分組成に調整した鋼を溶製した後、連続鋳造法等の通常公知の方法で鋼素材(スラブ)とする。
次いで、熱間圧延を行う。上記熱間圧延に先立つスラブの再加熱温度や、熱間圧延における仕上圧延終了温度、巻取温度等については特に制限しないが、磁気特性と生産性を確保する観点から、再加熱温度は1000〜1200℃、仕上圧延終了温度は700〜900℃、巻取温度は600〜800℃の範囲とするのが好ましい。
ここで、本発明において重要なことは、本発明の効果を高めるためには、最終冷間圧延前の鋼板組織(最終冷延前組織)におけるフェライト粒径を70μm以下とするのが好ましく、50μm以下とするのがより好ましい、ということである。ここで、上記フェライト粒径は、鋼板の断面組織における板厚方向の粒径を切断法で求めた平均粒径である。
仕上焼鈍において、{111}方位を有する再結晶粒は、最終冷延前の鋼板組織の粒界近傍から生成するため、最終冷延前組織のフェライト粒径が小さいと、冷延・再結晶後の組織中の{111}再結晶粒が多くなる。このため、仕上焼鈍での粒成長時に、{100}粒が{111}粒を蚕食しやすくなり、結果的に急速加熱による{111}低減効果が顕著になるからであると考えられる。
冷間圧延時の温度を高めた温間圧延を行うことで、再結晶焼鈍において、{100}粒が発達することが一般に知られているが、冷間圧延時の温度が低い場合は、再結晶焼鈍において、相対的に{111}粒が発達するため、通常の仕上焼鈍で行われているような昇温速度が遅い場合には、再結晶後に{111}粒が優先的に発達する。しかし、再結晶完了までの昇温速度を高めることで、{111}粒の再結晶が抑制され、再結晶粒の中の{110}粒や{100}粒の比率が増加する。この{110}粒や{100}粒が、その後の均熱時に{111}粒を蚕食し、優先的に粒成長することで、磁束密度が向上する。
以上のことより、冷間圧延時の温度(冷間圧延機出側の鋼板温度)を180℃以下にした場合に、仕上焼鈍時に急速加熱を適用することの効果が享受できる。
上記誘導加熱は、ソレノイド式とすることが好ましい。ソレノイド式は、加熱効率が高く、板幅方向の温度の均一性に優れるというメリットがあるからである。
上記の誘導加熱は、仕上焼鈍の加熱過程の前段で用いるが、本発明の効果を得るためには600〜740℃の平均昇温速度を50℃/sec以上とする必要がある。より好ましい昇温速度は100℃/sec以上である。昇温速度の上限は特に規定しないが、設備コストを抑える観点から1000℃/sec以下とすることが好ましい。なお、600℃未満の温度領域の平均昇温速度は特に規定しないが、生産性の観点から10℃/sec以上とすることが好ましい。また、誘導加熱による加熱の到達温度(終了温度)の上限は、設備コストを抑制する観点から、780℃以下とするのが望ましい。
上記の誘導加熱終了後は、輻射加熱で所定の均熱温度まで加熱を行う。誘導加熱終了から輻射加熱開始までの時間は特に制限されないが、生産性の観点から10sec以下とするのが好ましい。より好ましくは5sec以下、さらに好ましい範囲は3sec以下である。
その後、ソレノイド式の誘導加熱炉とラジアントチューブ式の輻射加熱炉を組み合わせて加熱する連続焼鈍設備で、表2に示す均熱温度の仕上焼鈍を施した。この際、上記仕上焼鈍の加熱は、600〜740℃間を誘導加熱で平均昇温速度を種々に変化させて加熱し、それ以外の領域は、ラジアントチューブによる輻射加熱で行った。
なお、輻射加熱炉による均熱温度までの平均昇温速度は18℃/secとした。また、誘導加熱終了から輻射加熱開始までの時間はすべて3sec以内、誘導加熱終了から輻射加熱開始までの温度低下は全て10℃以内とした。また、誘導加熱炉の雰囲気は、乾燥窒素とし、続く輻射加熱炉の雰囲気は、vol%比でH2:N2=20:80、露点:−40℃(PH2O/PH2=0.001)とした。その後、絶縁被膜を塗布して製品板とした。
表2から、本発明に適合する条件で製造した鋼板は、いずれも優れた磁気特性を有していることがわかる。特に、冷延前組織のフェライト粒径を70μm以下とし、冷間圧延時の鋼板温度を180℃以下とした場合には、磁束密度B50が大きく向上していることがわかる。
Claims (5)
- C:0.0050mass%以下、Si:4.0mass%以下、Mn:0.03〜3.0mass%、P:0.1mass%以下、S:0.005mass%以下、Se:0.0010mass%以下、Al:3.0mass%以下、N:0.005mass%以下、Ni:3.0mass%以下、Cr:5.0mass%以下、Ti:0.003mass%以下、Nb:0.003mass%以下およびO:0.005mass%以下を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍しあるいは熱延板焼鈍を施すことなく、冷間圧延し、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
上記仕上焼鈍における加熱を、誘導加熱で加熱した後、輻射加熱で加熱する2段加熱で行い、かつ、
上記誘導加熱で、600〜740℃間を平均昇温速度50℃/sec以上で加熱し、
上記冷間圧延における最終冷間圧延を、圧延機出側の鋼板温度を180℃以下として行うことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 上記輻射加熱後の均熱温度を900〜1100℃とす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の製造方法。
- 上記冷間圧延における最終冷間圧延前の鋼板のフェライト粒径を70μm以下とすることを特徴とする請求項1または2に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Sn:0.005〜0.20mass%およびSb:0.005〜0.20mass%のうちから選ばれる1種または2種を含有することを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ca:0.0001〜0.010mass%、Mg:0.0001〜0.010mass%およびREM:0.0001〜0.010mass%のうちから選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1〜4のいずれか1項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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