特表 2022-545025 Ｃｕ含有無方向性電磁鋼板及びその製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公表特許公報(A)

(11)【公表番号】

(43)【公表日】2022-10-24

(54)【発明の名称】Ｃｕ含有無方向性電磁鋼板及びその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20221017BHJP

   C22C 38/16 20060101ALI20221017BHJP

   C21D 8/12 20060101ALI20221017BHJP

   H01F 1/147 20060101ALI20221017BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 303U

C22C38/16

C21D8/12 A

H01F1/147 183

【審査請求】有

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2022511370

(86)(22)【出願日】2020-08-26

(85)【翻訳文提出日】2022-02-21

(86)【国際出願番号】 CN2020111406

(87)【国際公開番号】W WO2021037064

(87)【国際公開日】2021-03-04

(31)【優先権主張番号】201910791206.3

(32)【優先日】2019-08-26

(33)【優先権主張国・地域又は機関】CN

(81)【指定国・地域】

(71)【出願人】

【識別番号】514216801

【氏名又は名称】バオシャン アイアン アンド スティール カンパニー リミテッド

(74)【代理人】

【識別番号】100080791

【弁理士】

【氏名又は名称】高島 一

(74)【代理人】

【識別番号】100136629

【弁理士】

【氏名又は名称】鎌田 光宜

(74)【代理人】

【識別番号】100125070

【弁理士】

【氏名又は名称】土井 京子

(74)【代理人】

【識別番号】100121212

【弁理士】

【氏名又は名称】田村 弥栄子

(74)【代理人】

【識別番号】100174296

【弁理士】

【氏名又は名称】當麻 博文

(74)【代理人】

【識別番号】100137729

【弁理士】

【氏名又は名称】赤井 厚子

(74)【代理人】

【識別番号】100151301

【弁理士】

【氏名又は名称】戸崎 富哉

(72)【発明者】

【氏名】チャン、フェン

(72)【発明者】

【氏名】ワン、ボ

(72)【発明者】

【氏名】シェン、カンイ

(72)【発明者】

【氏名】リウ、バオジュン

(72)【発明者】

【氏名】リ、グオバオ

(72)【発明者】

【氏名】チウ、シュアンジェ

【テーマコード（参考）】

4K033

5E041

【Ｆターム（参考）】

4K033AA01

4K033CA01

4K033CA08

4K033CA09

4K033CA10

4K033EA01

4K033EA02

4K033FA00

4K033FA13

4K033FA14

4K033HA01

4K033JA00

4K033KA01

5E041AA02

5E041AA19

5E041BC01

5E041BD09

5E041CA02

5E041CA04

5E041HB11

5E041HB15

5E041NN01

5E041NN06

5E041NN13

5E041NN15

5E041NN17

5E041NN18

(57)【要約】

本発明は、化学元素として、質量％で、０＜Ｃ≦０．００３％、Ｓｉ：０．１～２．０％、Ｍｎ：０．１～０．５５％、Ｓ：０～０．００４％、Ｃｕ：０．００３～０．２％及びＡｌ：０．１～１．０％と、Ｆｅ及び不可避不純物である残部とを含む、Ｃｕ含有高清浄度無方向性電磁鋼板を開示する。また、本発明は、Ｃｕ含有高清浄度無方向性電磁鋼板のための連続焼鈍法をさらに開示する。また、本発明は、製錬及び鋳造の工程と、熱間圧延の工程と、焼準の工程と、冷間圧延の工程と、連続焼鈍法の工程と、絶縁被膜を施して完成した無方向性電磁鋼板を得る工程とを含む、Ｃｕ含有高清浄度無方向性電磁鋼板の製造方法もさらに開示する。Ｃｕ含有高清浄度無方向性電磁鋼板は、清浄度が高く磁気性能に優れる。
【選択図】図１

【特許請求の範囲】

【請求項1】

化学元素として、質量％で、
０＜Ｃ≦０．００３％、Ｓｉ：０．１～２．０％、Ｍｎ：０．１～０．５５％、Ｓ：０～０．００４％、Ｃｕ：０．００３～０．２％及びＡｌ：０．１～１．０％と、Ｆｅ及び不可避不純物である残部と
を含む、Ｃｕ含有無方向性電磁鋼板。

【請求項2】

前記化学元素の含有量が、質量％で、６０≦（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］／２）／［Ｓ］≦１４０をさらに満たすことを特徴とする、請求項１に記載のＣｕ含有無方向性電磁鋼板。

【請求項3】

前記不可避不純物が、Ｐ≦０．２％、Ｎ≦０．００３％、Ｏ≦０．００３％を含むことを特徴とする、請求項１に記載のＣｕ含有無方向性電磁鋼板。

【請求項4】

前記Ｃｕ含有無方向性電磁鋼板が、硫化物介在物を有しており、前記硫化物介在物が、単一ＭｎＳまたはＣｕ_ｘＳ被覆ＭｎＳ、及び単一Ｃｕ_ｘＳの少なくとも１つを含むことを特徴とする、請求項１または２に記載のＣｕ含有無方向性電磁鋼板。

【請求項5】

前記硫化物介在物が、球体または球状の形状であり、０．２～１．０μｍのサイズの前記硫化物介在物の割合が、≧７５％であることを特徴とする、請求項４に記載のＣｕ含有無方向性電磁鋼板。

【請求項6】

前記単一Ｃｕ_ｘＳの量が、≦３．０×１０^７／ｍｍ^３であることを特徴とする、請求項４に記載のＣｕ含有無方向性電磁鋼板。

【請求項7】

前記Ｃｕ含有無方向性電磁鋼板の、鉄損Ｐ_{１５／５０}が≦４．１Ｗ／ｋｇであり、磁束密度Ｂ_５０が≧１．７２Ｔであることを特徴とする、請求項１～３、５及び６のいずれか１項に記載のＣｕ含有無方向性電磁鋼板。

【請求項8】

請求項１～７のいずれか１項に記載のＣｕ含有無方向性電磁鋼板のための連続焼鈍法であって、前記方法が、
冷間圧延鋼板を急速加熱初期温度Ｔ_初期から急速加熱最終温度Ｔ_最終まで加熱する工程であって、ここで、Ｔ_最終＝Ｔ_初期＋ｋｖ_１であり、式中、ｖ_１は５０～８００℃／秒の範囲の第１加熱速度を表し、ｋは０．５～２．０／秒の範囲の急速加熱時効係数を表す前記工程と、
均熱と熱保存を行うために第２加熱速度ｖ_２で均熱温度Ｔ_均熱まで加熱する工程であって、ここで、ｖ_２≦３０℃／秒である前記工程と
を含むことを特徴とする、方法。

【請求項9】

前記急速加熱初期温度Ｔ_初期が、室温から５５０℃までの温度であることを特徴とする、請求項８に記載の連続焼鈍法。

【請求項10】

前記急速加熱最終温度Ｔ_最終が、≦Ｔ_均熱－（３０～８０）であることを特徴とする、請求項８に記載の連続焼鈍法。

【請求項11】

前記第１加熱速度ｖ_１が、１００～６００℃／秒の範囲であることを特徴とする、請求項８に記載の連続焼鈍法。

【請求項12】

前記第２加熱速度ｖ_２で加熱する加熱処理と、前記第１加熱速度ｖ_１で加熱する加熱処理との間の間隔ｔ_切換が、１～５秒であることを特徴とする、請求項８に記載の連続焼鈍法。

【請求項13】

Ｃｕ含有無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
製錬及び鋳造の工程と、
熱間圧延の工程と、
焼準の工程と
冷間圧延の工程と、
請求項８～１２のいずれか１項に記載の連続焼鈍法を実行する工程と、
絶縁被膜を施して完成した無方向性電磁鋼板を得る工程と
を含むことを特徴とする製造方法。

【請求項14】

温度制御操作を前記鋳造工程の後に前記鋼板に対して行うことで、熱間圧延加熱炉に入る前の表面温度Ｔ_装填を≦６００℃とすることを特徴とする、請求項１３に記載の製造方法。

【請求項15】

温度制御操作を前記鋳造工程の後に前記鋼板に対して行うことで、熱間圧延加熱炉に入る前の表面温度Ｔ_装填を≦３００℃とすることを特徴とする、請求項１４に記載の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

技術分野
本発明は、鋼板及びその製造方法、特に、無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

背景
近年、ますます厳しくなる高効率、省エネ及び環境保護に対するユーザー市場からの要求を背景に、モーター、コンプレッサー及びＥＩ鉄心材料を作るための無方向性ケイ素鋼板には、価格競争優位性を保証しつつ、高効率、省エネ及び環境保護に対するこれらの電気製品に対する切迫した要求を満たす、優れた電磁性能（即ち、低鉄損かつ高磁束密度と一般に言及される）を備えることが求められている。

【0003】

良好な電磁性能を得るためには、通常は、鋼中のケイ素とアルミニウムの含有量を大幅に増やすことで材料の抵抗を効果的に改善して、これにより効果的に完成品の鋼板の鉄損を低減し磁束密度を向上させる。

【0004】

例えば、２０１３年９月１１日付公開の「無方向性ケイ素鋼及びその製造方法」と題する中国公開公報ＣＮ１０３２９０１９０Ａは、磁気特性に優れる無方向性ケイ素鋼を開示し、その技術的解決法として、Ｓｉ含有量２．５～４．０％とＡｌ含有量０．５～１．５％を開示する。この方法では、ＳｉとＡｌの含有量を増やすことで材料の鉄損が急速に減少するが、材料の磁束密度も急速に減少する。

【0005】

他の例として、２０１３年４月３日付公開の「さらなる焼準を行わない高い磁束密度、低い鉄損及び酸腐食耐性を有する無方向性ケイ素鋼及びその製造方法」と題する中国公開公報ＣＮ１０３０１４５０３Ａは、さらなる焼準を行わない高い磁束密度、低い鉄損及び酸腐食耐性を有する無方向性ケイ素鋼とその製造方法を開示する。この文献に開示される技術的解決法では、０．２０～０．４５％の（Ｓｎ＋Ｃｕ）を鋼に添加し、結晶粒界分離によって材料の集合組織形成を改善し、良好な材料磁束密度を獲得する。ただし、ＳｎとＣｕは高額な金属であり製造コストを大幅に上昇させるうえ、Ｃｕは鋼帯の表面に品質上の欠陥を発生させる傾向がある。

【0006】

他の例として、２００７年１月３日付公開の「高い磁束密度の高規格無方向性電磁鋼及びその製造方法」と題する中国公開公報ＣＮ１８８８１１２は、電磁鋼とその製造方法を開示する。この文献に開示される技術的解決法では、電磁鋼の各化学成分は、重量％で、Ｃ≦０．００５０％、Ｎ≦０．００３０％、Ｓｉ：１．５０％～２．５０％、Ａｌ：０．８０％～１．３０％、Ｍｎ：０．２０％～０．５０％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ≦０．００５％、Ｓｂ：０．０３％～０．１０％、Ｓｎ：０．０５％～０．１２％及びＢ：０．０００５％～０．００４０％であり、残部はＦｅ及び不可避不純物であって、ＳｂとＳｎは択一的に添加される。その技術的解決法によれば、理想的な熱間圧延した鋼帯の構造が、高圧下圧延の粗圧延パス、粗ロール圧延及び高温巻取りを採用して、各パスの圧延比を最適化することで得られ、そこでは、冷間圧延の圧延比を増加させて、最後の再結晶焼鈍処理において、結晶粒成長のためにより多くのエネルギー（変形エネルギー）を提供する。しかも、再結晶焼鈍温度を制御する等の方法を採用すれば理想的な結晶粒構造等が得られ、優れた表面品質で、高磁束密度かつ低鉄損の無方向性電磁鋼が得られるので、高効率のモーターの鉄心に最適である。

【0007】

現段階では、焼準処理やベル式炉中間焼鈍が材料の鉄損と磁束密度を改善するための効果的な方法であって高効率かつ高規格の無方向性ケイ素鋼板の生産に広く採用されており、これにより効果的に材料の鉄損を低減することができ、材料の磁束密度も大幅に改善できる。ただし、新たな生産設備の採用により製造コストを大幅に上昇させ、材料の製造と納品のサイクルも長くなるので、現場の技術管理や品質管理等に新たな課題をもたらす。

【0008】

例えば、２０１２年５月１６日付公開の「高い磁束密度を有する無方向性ケイ素鋼の製造方法」と題する中国公開公報１０２４５３８３７Ａは、高い磁束密度を有する無方向性ケイ素鋼を開示する。この高い磁束密度を有する無方向性ケイ素鋼の製造方法は、１）製錬及び鋳造の工程であって、無方向性ケイ素鋼の化学成分を重量％でＳｉ：０．１～１％、Ａｌ：０．００５～１％、Ｃ≦０．００４％、Ｍｎ：０．１０～１．５０％、Ｐ≦０．２％、Ｓ≦０．００５％、Ｎ≦０．００２％及びＮｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．００６％とし、残部をＦｅとして、製鋼、２次精錬及び鋳造ビレットへの鋳造を行う工程と、２）熱間圧延工程であって、加熱温度が１１５０℃～１２００℃、仕上げ圧延温度が８３０～９００℃、及び巻取り温度が≧５７０℃である工程、３）平坦化工程であって、圧下率２～５％で冷間圧延を行う工程、４）９５０℃以上の温度で熱保持時間３０～１８０秒で行う焼準工程、５）酸洗い及び冷間圧延の工程であって、冷間圧延を酸洗い後に累積圧下率７０～８０％で行う工程、及び６）焼鈍工程であって、加熱速度≧１００℃／秒とし、８００～１０００℃で５～６０秒間熱保持を行った後に、６００～７５０℃まで３～１５℃／秒でゆっくり冷却する工程を含む。

【発明の概要】

【0009】

発明の概要
本発明の目的の１つは、高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板を提供することであり、高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板は、高い清浄度と優れた磁気性能という特徴を有する。

【0010】

上記目的を達成するため、本発明は、化学元素として、質量％で、
０＜Ｃ≦０．００３％、Ｓｉ：０．１～２．０％、Ｍｎ：０．１～０．５５％、Ｓ：０～０．００４％、Ｃｕ：０．００３～０．２％及びＡｌ：０．１～１．０％と、Ｆｅ及び不可避不純物である残部と
を含む、高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板を提供する。

【0011】

本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板について、各化学元素の設計原理を以下に説明する。

【0012】

Ｃ：本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板において、Ｃは、完成鋼板の結晶粒成長を強く抑制し、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ等と結合して微細析出物を形成する傾向があり、これにより損失増加を引き起こし磁気時効を生ずる。したがって、本発明に従う技術的解決法におけるＣの質量％は０＜Ｃ≦０．００３％となるように制限される。

【0013】

Ｓｉ：本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板において、Ｓｉは、材料の電気抵抗率を高め、鋼の鉄損を効果的に低減することができる。ただし、Ｓｉの質量％が２．０％を超えると鋼の磁束密度が大幅に低下し、Ｓｉの質量％が０．１％未満では鉄損を減少させる効果が得られない。そのため、本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板において、Ｓｉの質量％は、０．１～２．０％となるように制御される。

【0014】

Ｍｎ：本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板において、Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎＳを発生させ、これにより磁気性能の悪化を低減する。Ｍｎの質量％が０．１％未満では硫黄保持効果が低い。Ｍｎの質量％が０．５５％を超えると鋼の再結晶効果が抑制される。したがって、本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板において、Ｍｎの質量％は、０．１～０．６％となるように制限される。

【0015】

Ｓ：本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板について、Ｓの質量％が０．００４％を超えると、ＭｎＳやＣｕ_２Ｓ等の有害介在物の量が大幅に増加して、鋼の好ましい集合組織に悪影響を与え、完成品の結晶粒成長を妨げる。そのため、本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板において、Ｓの質量％は、０～０．００４％となるように制御される。

【0016】

Ｃｕ：本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板について、Ｃｕは、鋼の結晶集合組織を改善し得る。したがって、Ｃｕは、０．００３％以上の質量％で鋼に添加することが好ましい。ただし、０．２％を超えるＣｕを鋼に添加すると、結晶粒の異常な細粒化と鋼の鉄損の悪化が起こり得る。したがって、本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板において、Ｃｕの質量％は、０．００３～０．２％となるように制御される。

【0017】

Ａｌ：本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板において、Ａｌの質量％が０．１％未満では良好な脱酸素効果が得られない。その質量％が１．０％を超えると、連続鋳造が困難になり、冷間圧延の機械加工性が悪くなる。したがって、本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板において、Ａｌの質量％は、０．１～１．０％となるように制御される。

【0018】

好ましくは、本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板において、化学元素は、質量％で、６０≦（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］／２）／［Ｓ］≦１４０（ここで、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］及び［Ｓ］は、その元素の質量％を表す）をさらに満たす。

【0019】

上記解決法において、Ｍｎ、Ｃｕ及びＳは、上記割合に従って好ましく制御されて、溶融鋼の凝固の初期段階でＭｎＳ介在物の早期析出を確実にする。このようにして、その後のＭｎＳ介在物の十分な成長のための温度や継続時間等の適切な条件を提供することができるが、０．５μｍ以上のＭｎＳ介在物は、明らかに、完成した材料の電磁性能を弱める効果を有する。同時に、連続鋳造ビレットの連続温度降下によって、添加したＣｕが、Ｃｕ_２Ｓ介在物を先に析出させるＳの化合物として継続して機能でき、これは一方で、介在物を十分に成長させる点で有益であり、また他方で、ＭｎＳ介在物と結合してより大きいサイズの複合体を形成する点でも有益である。ただし、サイズが同等の場合は量が増えるにつれて結晶化のピン止め効果が増加して結晶粒サイズの成長と鉄損の減少に有害となるので、析出物の量を制御する必要がある。

【0020】

好ましくは、本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板において、不可避不純物が、Ｐ≦０．２％、Ｎ≦０．００３％、Ｏ≦０．００３％を含む。

【0021】

上記解決法において、不可避不純物は、できるだけ少なくなるように制御されるべきであり、Ｐの質量％が０．２％を超えると低温脆化現象が発生し易くなって冷間圧延加工中の製造容易性を低下させるので、Ｐは≦０．２％となるように制御される。また、Ｎの質量％が０．００３％を超えるとＮｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＡｌの窒化物等の析出物が大幅に増加して結晶粒成長を強く妨げ鋼の磁気特性を悪化させるので、Ｎは≦０．００３％となるように制御される。さらに、Ｏの質量％が０．００３％を超えると酸化物介在物の量が大幅に増加して介在物にとって好ましい割合にする調整を困難にし、さらに鋼の磁気性能を悪化させるので、Ｏは≦０．００３％に制御される。

【0022】

好ましくは、本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板は硫化物介在物を有しており、この硫化物介在物は、単一ＭｎＳまたはＣｕ_ｘＳ被覆ＭｎＳ及び単一Ｃｕ_ｘＳの少なくとも１つを含む。「Ｃｕ_ｘＳ被覆ＭｎＳ」は、ＭｎＳをコアとし、Ｃｕ_ｘＳをシェルとして形成されるコア・シェル複合介在物である。「単一ＭｎＳ」は、介在物がＭｎＳ化合物であることを示し、「単一Ｃｕ_ｘＳ」は、介在物がＣｕ_ｘＳ化合物であることを示す。

【0023】

好ましくは、本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板において、硫化物介在物は、球体または球状の形状であり、０．２～１．０μｍのサイズの硫化物介在物の割合が≧７５％である。

【0024】

好ましくは、本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板において、単一Ｃｕ_ｘＳの量は、≦３．０×１０^７／ｍｍ^３である。

【0025】

したがって、本発明のＣｕ含有無方向性電磁鋼板は、硫化物介在物を制御することによって清浄度が高い。

【0026】

好ましくは、本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板は、鉄損Ｐ_{１５／５０}が≦４．１Ｗ／ｋｇであり、磁束密度Ｂ_５０が≧１．７２Ｔである。

【0027】

また、本発明の他の目的は、上記高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板のための連続焼鈍法を提供することである。連続焼鈍法によって、連続焼鈍ユニットの生産効率を効果的に向上させることができ、エネルギー媒体の消費も大幅に削減することができる。しかも、連続焼鈍法は生産において安定であり、処理プロセスの切換えが特に行い易い。

【0028】

上記目的を達成するため、本発明は、高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板のための連続焼鈍法を提供し、この連続焼鈍法は、
冷間圧延鋼板を急速加熱初期温度Ｔ_初期から急速加熱最終温度Ｔ_最終まで加熱する工程（ここで、Ｔ_最終＝Ｔ_初期＋ｋｖ_１であり、ｖ_１は、５０～８００℃／秒の範囲の第１加熱速度を表し、ｋは０．５～２．０／秒の範囲の急速加熱時効係数を表す）と、
均熱と熱保存を行うために第２加熱速度ｖ_２で均熱温度Ｔ_均熱まで加熱する工程（ここでｖ_２≦３０℃／秒である）と
を含む。

【0029】

本発明に従う連続焼鈍法において、急速加熱最終温度Ｔ_最終は、急速加熱初期温度Ｔ_初期、第１加熱速度ｖ_１及び急速加熱時効係数ｋに依存し、同じ条件では、急速加熱初期温度Ｔ_初期と第１加熱速度ｖ_１が高いほど、それに従い急速加熱最終温度Ｔ_最終も高くなる。ただし、急速加熱最終温度Ｔ_最終は、連続焼鈍の均熱温度からある程度（例えば、３０～８０℃以内）離れているべきであり、そうすることでエネルギー媒体の消費を最大限節約できるとともに、鋼板の再結晶効果を十分に発揮させることができ均熱段階における結晶粒の回復と成長に適切な条件を提供する。

【0030】

上記式において、ｋの範囲は０．５～２．０／秒であるが、これは鋼中のＳｉの質量％に主に依存し、Ｓｉの質量％が高くなればｋ値も大きくなり、より高い急速加熱最終温度Ｔ_最終となることが留意されるべきである。第１加熱速度ｖ_１が大きくなれば、再結晶の核生成速度も大きくなり、核生成の量がより多くなり急速加熱最終温度Ｔ_最終もより高くなる。ただし、第１加熱速度ｖ_１はｋの値に影響しない。

【0031】

ここで、第２加熱速度で加熱する加熱処理と第１加熱速度で加熱する加熱処理の間の間隔が長すぎると、冷却速度が大きくなって鋼板の内部に応力を形成し、対応するその後の加熱速度と均熱温度に短時間で到達できなくなり、最終的に、完成鋼板の電磁性能を悪化させることが留意されるべきである。したがって、均熱段階における鋼板の加熱効果と安定した処理を保証するためには、第２加熱速度ｖ_２は≦３０℃／秒となるように制御されなければならず、これにより再結晶構造が、短いかつ限られた時間内に、均一で粗い結晶粒のサイズに急成長できる。このようにして、連続焼鈍段階全体の時間を有利に短縮でき、かつ、均熱温度及び均熱時間を対応して低減することができ、これが、最終電磁性能を保証するという前提のもと、連続焼鈍段階におけるエネルギー媒体の消費を効果的に低減する。

【0032】

好ましくは、本発明に従う連続焼鈍法において、急速加熱初期温度Ｔ_初期は、室温から５５０℃までの温度である。

【0033】

上記解決法において、急速加熱初期温度Ｔ_初期は、室温から５５０℃までに制御されるが、その理由は、この方法では、都合よい生産制御の必要性と完成鋼板に要求される特定の電磁性能の両方に基づいて適切な急速加熱初期温度Ｔ_初期が選択できるので、エネルギー消費を節約しつつ冷間圧延鋼板の効果を妨げる有害な集合組織を改善することができて有益だからである。ここで、有害な集合組織は大部分がウェッジ領域等であるが、磁化し易い結晶構造を得るには有害であり、完成鋼板が細かいまたは不規則な結晶粒サイズを有するようになり、最終的には、完成鋼板に鉄損の増加と磁束密度の減少をもたらす。急速加熱初期温度Ｔ_初期が高いほど有害な集合組織の成長の抑制にはより好ましくなく、また同時に、後続の高温段階におけるエネルギー消費の削減と加熱速度の制御可能性に対しても有害である。

【0034】

好ましくは、本発明に従う連続焼鈍法において、急速加熱最終温度Ｔ_最終は、≦Ｔ_均熱－（３０～８０）である。

【0035】

好ましくは、本発明に従う連続焼鈍法において、ｖ_１の範囲は１００～６００℃／秒であり、これにより高い急速加熱効率、良好な急速加熱効果、円滑な連続焼鈍法及び安定した処理プロセスの切換えを確実にする。

【0036】

好ましくは、本発明に従う連続焼鈍法において、第２加熱速度で加熱する加熱処理と第１加熱速度で加熱する加熱処理の間の間隔ｔ_切換は、１～５秒である。

【0037】

また、本発明のさらに他の目的は、高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することであり、この製造方法の採用により、高い清浄度と優れた磁気性能を有する電磁鋼板が得られ得る。

【0038】

上記目的を達成するため、本発明は、高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板の製造方法を提供し、この製造方法は、
製錬及び鋳造の工程と、
熱間圧延の工程と、
焼準の工程と、
冷間圧延の工程と
上記連続焼鈍法を実行する工程と、
絶縁被膜を施して完成した無方向性電磁鋼板を得る工程と
を含む。

【0039】

好ましくは、本発明に従う製造方法において、鋳造工程後に鋼板に対して温度制御操作を行って、熱間圧延加熱炉に入る前の表面温度Ｔ_装填が≦６００℃であるようにする。

【0040】

より好ましくは、本発明に従う製造方法において、鋳造工程後に鋼板に対して温度制御操作を行って、熱間圧延加熱炉に入る前の表面温度Ｔ_装填が≦３００℃であるようにする。

【0041】

上記解決法において、熱間圧延加熱炉に入る前の鋳造ビレットの表面温度を制御して、これにより、熱間圧延加熱炉に入る前の鋳造ビレットの低い表面温度を利用して、鋳造ビレットの加熱処理中のＭｎＳの成長をさらに促進する。鋳造ビレットの装填温度が上昇すると磁束密度Ｂ_５０が急速に減少し、装填温度Ｔ_装填が６００℃以上では磁束密度Ｂ_５０は全般的に比較的低レベルに留まる。したがって、実際の生産制御の際は、熱間圧延加熱炉に入る前の鋳造ビレットの表面温度Ｔ_装填が６００℃以下となるように維持するか、より低いレベル（例えば、Ｔ_装填が≦３００℃）を維持するのが良い。

【0042】

先行技術と比べて、本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板とその製造方法は、以下の利点と有利な効果を有する。

【0043】

本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板は、高い清浄度と優れた磁気性能という特徴を有し、ここで、鉄損と磁束密度は、それぞれ、Ｐ_{１５／５０}≦４．１Ｗ／ｋｇとＢ_５０≧１．７２Ｔに達し得る。ここで、電磁性能の測定方法は、ドイツのＢｒｏｃｋｈａｕｓ社の磁気測定装置を採用しエプスタイン測定法（Ｅｐｓｔｅｉｎ ｓｑｕａｒｅ ｍｅｔｈｏｄ、ＧＢ１０１２９－１９８８）に基づいており、Ｐ_{１５／５０}は１．０Ｔ及び５０Ｈｚの条件下で測定した鉄損を表し、Ｂ_５０は５０００Ａ／ｍの条件下で測定した磁束密度を表す。

【0044】

さらに、本発明に従う連続焼鈍法は、連続焼鈍ユニットの生産効率を効果的に改善することができ、また、エネルギー媒体の消費も最大限削減することができる。しかも、この連続焼鈍法は生産において安定であり、処理プロセスの切換えが特に行い易い。

【0045】

また、本発明に従う製造方法も、上記の利点と有利な効果を有する。

【図面の簡単な説明】

【0046】

【図1】図１は、本願の技術的解決法と従来の処理による、異なる焼鈍処理をそれぞれ示す曲線図である。

【図2】図２は、異なる装填温度と磁束密度Ｂ_５０の間の関係を示す図である。

【図3】図３は、Ｍｎ、Ｃｕ及びＳの質量割合と磁束密度Ｂ_５０の間の関係を示す図である。

【図4】図４は、実施例Ａ１３に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）画像である。

【図5】図５は、比較例Ａ４に従う従来の鋼板の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）画像である。

【発明を実施するための形態】

【0047】

詳細な説明
添付の図面及び具体的な実施態様を参照して、高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板及びその製造方法をさらに詳細に説明する。ただし、これらの説明や図解は、本発明の技術的解決法を不適切に限定するものではない。

【0048】

実施例Ａ６～Ａ１７及び比較例Ａ１～Ａ５
上記実施例Ａ６～Ａ１７に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板及び比較例Ａ１～Ａ５に従う従来の鋼板を以下の工程によって製造した。

【0049】

（１）表１に示す化学成分に基づく製錬及び鋳造において、溶融鉄とスクラップ鋼を所定の割合に従い混合してから、転炉製錬と、ＲＨ精錬による脱炭素、脱酸素及び合金化を行い、厚さ１２０～２５０ｍｍ及び幅８００～１４００ｍｍの連続鋳造ビレットを得た。

【0050】

（２）熱間圧延：連続鋳造ビレットをその後粗圧延及び仕上げ圧延にかけて、厚さ１．５～２．８ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。

【0051】

（３）焼準：熱間圧延鋼板を焼準処理にかけた。焼準の均熱温度は８００～１０００℃、均熱時間は１～１８０秒である。

【0052】

（４）冷間圧延：連続ミル／リバースミルを採用して冷間圧延を行い、厚さ０．５０ｍｍの冷間圧延鋼板を得た。

【0053】

（５）連続焼鈍法を実行した。この工程には、
冷間圧延鋼板を急速加熱初期温度Ｔ_初期から急速加熱最終温度Ｔ_最終まで加熱（ここで、Ｔ_最終＝Ｔ_初期＋ｋｖ_１であり、式中、ｖ_１は、５０～８００℃／秒の範囲の第１加熱速度を表し、ｋの値は、鋼中のＳｉの含有量に関連し、Ｓｉの含有量が高くなればｋ値も大きくなる。ｋの値は０．５～２．０／秒に限定する）し、
その後、鋼板を均熱温度Ｔ_均熱まで第２加熱速度ｖ_２で加熱（ここで、ｖ_２≦３０℃／秒である）して均熱と熱保存を行うことを含む。

【0054】

（６）鋼板に絶縁被膜を施して、厚さ０．５０ｍｍの完成した無方向性電磁鋼板を得た。

【0055】

なお、鋳造工程の完了後、連続鋳造ビレットに対して温度制御操作を行い、熱間圧延加熱炉に入る前の表面温度Ｔ_装填が≦６００℃であるようしたことが留意されるべきである。

【0056】

さらにまた、いくつかの好ましい実施において、急速加熱初期温度Ｔ_初期は、室温から５５０℃までである。

【0057】

代替的に、いくつかの好ましい実施において、急速加熱最終温度Ｔ_最終は、≦Ｔ_均熱－（３０～８０）である。

【0058】

代替的に、いくつかの好ましい実施において、ｖ_１の範囲は、１００～６００℃／秒である。

【0059】

代替的に、いくつかの好ましい実施において、第２加熱速度で加熱する加熱処理と第１加熱速度で加熱する加熱処理との間の間隔は、１～５秒である。

【0060】

表１は、実施例Ａ６～Ａ１７に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板と比較例Ａ１～Ａ５に従う従来の鋼板の全化学元素の質量％による割合を列挙する。

【0061】

【表1】

【0062】

表２は、実施例Ａ６～Ａ１７に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板と比較例Ａ１～Ａ５に従う従来の鋼板の、特定の加工処理パラメータを列挙する。

【0063】

【表2】

【0064】

表１及び表２から、本発明の実施例Ａ６～Ａ１７に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板の鉄損Ｐ_{１５／５０}が≦４．１Ｗ／ｋｇであり、磁束密度Ｂ_５０が≧１．７２Ｔであることが分かる。

【0065】

対照的に、比較例Ａ１では、Ｃｕを添加せず、（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］／２）／［Ｓ］の値に５１を採用し、かつ連続焼鈍の実行に急速加熱を採用していないので、比較例Ａ１に従う従来の鋼板は、鉄損が高く磁束密度が低く、それぞれ４．８５Ｗ／ｋｇと１．７１９Ｔである。比較例Ａ２では、Ａｌ含有量を本発明の上限を大幅に超えるように制御され、かつ熱間圧延加熱炉に入る前の連続鋳造ビレットの表面温度が７５０℃にまで達し、ｋ値も２．５であるので、比較例Ａ２に従う従来の鋼板は高い鉄損と低い磁束密度であり、それぞれ４．４７Ｗ／ｋｇと１．６８２Ｔである。同様に、比較例Ａ３も、ＭｎとＳの質量％が本発明の限界範囲を超え、高い値の（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］／２）／［Ｓ］が採用され、かつｖ_１が１０００℃／秒（本発明に規定する５０～８００℃／秒の範囲を超える）にまで達し、Ｔ_均熱もＴ_最終より２００℃高く、ｖ_２も２００℃／秒（３０℃／秒の制御要件を大幅に超える）であり、比較例Ａ３に従う従来の鋼板も鉄損が高く磁束密度が低い。比較例Ａ４では、Ａｌの質量％が本発明で限定する範囲を満足せず、（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］／２）／［Ｓ］の値も高く、Ｔ_均熱も１０００℃にまで達するがＴ_最終と差がなく、ｖ_２も４００℃／秒（３０℃／秒の制御要件を大幅に超える）であり、最終的に得られた完成鋼板は、鉄損が高く磁束密度が低い。また、比較例Ａ５では、ＣｕとＳｉの質量％が本発明に限定される範囲を満足せず、Ｔ_初期の６００℃は制御要件の上限５５０℃を超え、Ｔ_均熱とＴ_最終の間の差が３００℃と大きく、ｖ_２は１００℃／秒（３０℃／秒の上限を超える）であり、ｔ_切換時間も１～５秒の制御範囲を超える１０秒であり、最終的に得られた完成鋼板は、鉄損が高く磁束密度が低い。

【0066】

図１は、本願の技術的解決法と従来の処理による、異なる焼鈍処理をそれぞれ示す曲線図である。

【0067】

図１に示す通り、本発明は連続焼鈍法に急速加熱焼鈍を採用しているが、これは従来の加熱焼鈍処理とは異なる。冷間圧延鋼板が、室温から目的とする急速加熱温度Ｔ_初期まで、燃料ガスまたは電気加熱を採用して加熱されてから、電磁誘導加熱を採用して急速に加熱されるか、あるいは冷間圧延鋼板が、電磁誘導加熱を直接採用して室温から急速に加熱される。ここで、急速加熱初期温度Ｔ_初期は、室温から５５０℃までの温度である。その目的は、都合よい生産制御の必要性と完成鋼板に要求される特定の電磁性能の両方に基づいて適切な急速加熱初期温度Ｔ_初期を選択することであり、これによりエネルギー消費を節約しつつ冷間圧延鋼板の効果を妨げる有害な集合組織を改善する。急速加熱初期温度Ｔ_初期が高いほど有害な集合組織の成長の抑制にはより好ましくなく、また同時に、後続の高温段階におけるエネルギー消費の削減と加熱速度の制御可能性に対しても有害である。そして第１加熱速度ｖ_１が５０～８００℃／秒となるように制御されるが、これは、設備投資が大きくなるほど、エネルギー消費も大きくなり得るからである。より高いエネルギー消費は、完成鋼板の電磁性能の改善に現在も肯定的な役割を果たしているが、５０～８００℃／秒という範囲は、高い急速加熱効率、良好な急速加熱効果、円滑な連続焼鈍法、及び安定した処理プロセスの切換えを可能にする。急速加熱最終温度Ｔ_最終は、急速加熱初期温度Ｔ_初期、第１加熱速度ｖ_１及び急速加熱時効係数ｋに依存し、同じ条件では、急速加熱初期温度Ｔ_初期と第１加熱速度ｖ_１が高いほど、それに従い急速加熱最終温度Ｔ_最終も高くなる。ただし、急速加熱最終温度Ｔ_最終は、連続焼鈍の均熱温度からある程度（例えば、３０～８０℃以内）離れているべきであり、そうすることでエネルギー媒体の消費を最大限節約できるとともに、鋼板の再結晶効果を十分に発揮させることができ均熱段階における結晶粒の回復と成長に適切な条件を提供する。

【0068】

上記式において、ｋの範囲は０．５～２．０／秒であるが、これは鋼中のＳｉの含有量に主に依存し、Ｓｉの含有量が高くなればｋ値は大きくなり、より高い急速加熱最終温度Ｔ_最終となる。第１加熱速度ｖ_１が大きくなれば、再結晶の核生成速度も大きくなり（核生成の量をより多くして）、急速加熱最終温度Ｔ_最終もより高くなり得る。ただし、第１加熱速度ｖ_１はｋの値に影響しない。ここで、電磁誘導を使用する急速加熱と燃料ガスや電気加熱を使用する従来の加熱の間の移行に注意を払う必要があり、切換えのための時間間隔はｔ_切換と定義され、これは１～５秒となるように制限し得る。時間間隔が長いと冷却速度が大きくなり、応力が鋼板の内部に形成されやすく、対応するその後の加熱速度と均熱温度に短時間に達することができず、これが最終的に完成鋼板の電磁性能を悪化させる。燃料ガスまたは電気加熱を採用した後の均熱段階において鋼板の加熱効果と安定した処理を保証するためには、第２加熱速度ｖ_２は≦３０℃／秒となるように制御されるべきであり、これにより再結晶構造が、短いかつ限られた時間内に、均一で粗い結晶粒のサイズに急成長できる。このようにして、連続焼鈍段階全体の時間を有利に短縮でき、かつ、均熱温度及び均熱時間を対応して低減することができ、これが、最終電磁性能を保証するという前提のもと、連続焼鈍段階におけるエネルギー媒体の消費を効果的に低減する。

【0069】

図２は、異なる装填温度と磁束密度Ｂ_５０の間の関係を示す図である。

【0070】

図２に示す通り、本願の解決法が採用する連続焼鈍法は急速加熱焼鈍であり、ここで、温度制御操作を鋳造工程の後に鋼板に対して行って、熱間圧延加熱炉に入る前の鋼板の表面温度（即ち、図２においてｘ軸が示す連続鋳造ビレットの装填温度）が≦６００℃、好ましくは≦３００℃に制御されるようにする。これは、熱間圧延加熱炉に入る前の鋳造ビレットの低い表面温度を利用して、鋳造ビレットの加熱処理におけるＭｎＳの成長をさらに促進するためである。図２から分かるとおり、鋳造ビレットの装填温度が上昇すると磁束密度Ｂ_５０が急速に減少し、装填温度Ｔ_装填６００℃以上では磁束密度Ｂ_５０は全体的に比較的低いレベルに留まる。

【0071】

図３は、Ｍｎ、Ｃｕ及びＳの質量割合と磁束密度Ｂ_５０の関係を示す図である。

【0072】

図３に示す通り、適切な量のＣｕを製錬過程で鋼に添加して、Ｍｎ及びＳと共に粗い硫化物複合介在物を発生させ、これにより、Ｓの有害性を軽減する。同時に、Ｃｕは、結晶粒界分離元素としての役割を果たして、連続焼鈍過程の結晶粒界分離を増加させることができ、連続焼鈍過程の鋼板表面の酸化や黄ばみ等の望ましくない状況を効果的に回避する。さらにまた、図３に示す通り、（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］／２）／［Ｓ］が増加すると、磁束密度Ｂ_５０が最初増加してその後急激に減少するが、（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］／２）／［Ｓ］が６０～１４０の範囲にあるときは、磁束密度Ｂ_５０は最適の性能を有する。

【0073】

また、鋼中の成分Ｍｎ、Ｃｕ及びＳは、溶融鋼の凝固の初期段階でＭｎＳ介在物の早期析出を確実にするように、適切な割合に従っていなければならない。このようにして、その後のＭｎＳ介在物の十分な成長のための温度や継続時間等の適切な条件を提供することができるが、０．５μｍ以上のＭｎＳ介在物は、明らかに、完成した材料の電磁性能を弱める効果を有する。同時に、連続鋳造のビレットの連続温度低下によって、添加したＣｕが、Ｃｕ_２Ｓ介在物を先に析出させるＳの化合物として継続して機能でき、これは一方で、介在物を十分に成長させる点で有益であり、また他方で、ＭｎＳ介在物と結合してより大きいサイズの複合体を形成する点でも有益である。ただし、サイズが同等の場合は量が増えるにつれて結晶化のピン止め効果が増加して結晶粒サイズの成長と鉄損の減少に有害となるので、析出物の量を厳格に制御する必要がある。

【0074】

そのため、好ましくは、化学元素は、６０≦（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］／２）／［Ｓ］≦１４０をさらに満足してもよい。

【0075】

図４は、実施例Ａ１３に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）画像である。図５は、比較例Ａ４に従う従来の鋼板の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）画像である。

【0076】

図４と図５を比較することにより、実施例Ａ１３に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板における有害な介在物の種類とサイズ分布は、比較例Ａ４に従う従来の鋼板におけるものとは全く異なっていることが分かる。図４に示す実施例Ａ１３に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板においては、硫化物介在物は、主に単一ＭｎＳ及び／またはＣｕ_ｘＳ被覆ＭｎＳの複合介在物であり、これに加えて単一Ｃｕ_ｘＳを有する。硫化物介在物は、球体または球状の形状であり、０．２～１．０μｍ以内のサイズの硫化物介在物の割合は、≧７５％であり、単一Ｃｕ_ｘＳの量は、≦３．０×１０^７／ｍｍ^３である。ここで、介在物の分析試験方法は、統計のため、非水性溶液電解抽出法と走査電子顕微鏡観察を採用して行った。各サンプルの電解質の量は０．１ｇであり、ろ過膜の孔サイズは２０ｎｍであり、観察視野の面積は０．４０ｍｍ^２以上であった。

【0077】

本発明に従う高い清浄度のＣｕ含有無方向性電磁鋼板は、高い清浄度と優れた磁気性能を特徴とし、その鉄損及び磁束密度は、それぞれＰ_{１５／５０}≦４．１Ｗ／ｋｇ及びＢ_５０≧１．７２Ｔに達し得る。

【0078】

さらに、本発明に従う連続焼鈍法は、連続焼鈍ユニットの生産効率を効果的に向上させることができ、エネルギー媒体の消費も最大限に削減することができる。しかも、連続焼鈍法は生産において安定であり、処理プロセスの切換えが特に行い易い。

【0079】

また、本発明に従う製造方法も、上記の有利な効果及び有益な効果を有する。

【0080】

本発明の保護範囲の先行技術の部分について、本明細書に記載する例に限定されないことが留意されるべきである。先行技術文献、先行して公表された文献、先行する出願等を含むがこれに限定されない、本発明の解決法に矛盾しないあらゆる先行技術が全て本発明の保護範囲に含まれ得る。

【0081】

また、本願開示における技術的特徴の組合せは、請求項に記載の組合せまたは具体的な実施例に記載の組合せに限定されない。本明細書に記載の全ての技術的特徴は、互いに矛盾を生じない限り、自由に組み合わせることができ、またどのようにも組み合わせられるものである。

【0082】

上記の実施例は、本発明の単なる具体的な例示であることが留意されるべきである。明らかに、本発明はそのような具体例に限定されるべきではない。本願開示から直接に派生するまたは当業者が容易に相当し得る変更または改良した類似のものも本発明の保護範囲内であることが意図されている。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】

【国際調査報告】