專利名稱：無方向性電磁鋼板的制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及無方向性電磁鋼板的制造方法，具體而言，本發(fā)明涉及鋼板軋制方向的磁通密度優(yōu)良的無方向性電磁鋼板的制造方法。
背景技術(shù)：
近年來，在削減以電力為代表的能量這樣的全球性趨勢中，強烈要求電氣設(shè)備的高效率化、小型化。結(jié)果，為了實現(xiàn)電氣設(shè)備的小型化、高效率化，對 于廣泛作為電氣設(shè)備的鐵芯材料等使用的無方向性電磁鋼板而言，磁特性的提高、即高磁通密度化、低鐵損化也成為不可欠缺的課題。對于這樣的要求，一直以來，對于無方向性電磁鋼板而言，通過對添加的合金元素進行優(yōu)化并且使冷軋前的結(jié)晶粒徑增大或者對冷軋率進行優(yōu)化等來實現(xiàn)高磁通密度化，另一方面，通過添加電阻增大元素或者減小板厚等來實現(xiàn)低鐵損化。從提高成品率的觀點出發(fā)，混合動力汽車等的驅(qū)動電動機采用分裂鐵芯。該分裂鐵芯不像以往那樣由原材料鋼板沖裁出作為一體的鐵芯，而是使鐵芯分裂成幾個部分并以各部分的齒{于4 一7 )的長度方向為鋼板的軋制方向的方式進行沖裁后將鐵芯組裝而得至IJ。該分裂鐵芯中，由于磁通集中的齒的長度方向為電磁鋼板的軋制方向，因此，為了實現(xiàn)電動機的特性提高，電磁鋼板的軋制方向的特性變得極為重要。作為提高軋制方向的磁通密度的材料，可以列舉使高斯取向與軋制方向一致的方向性電磁鋼板。但是，實際情況是，方向性電磁鋼板經(jīng)過二次再結(jié)晶工序而制造，因此制造成本高，幾乎不用于分裂鐵芯。因此認為，對于廉價的無方向性電磁鋼板而言，如果能夠提高軋制方向的磁通密度，則能夠成為分裂鐵芯的最佳材料。作為應(yīng)對上述要求的技術(shù)，例如，專利文獻I中公開了一種無方向性電磁鋼板的制造方法，其中，對含有C :0. 002質(zhì)量％以下、Si :0. I質(zhì)量％以上且低于O. 8質(zhì)量％、Al O. 3 2. O質(zhì)量％、Mn :0. I I. 5質(zhì)量%并且Si+2Al_Mn 2%以上的鋼進行熱軋后，實施熱軋板退火，使平均結(jié)晶粒徑為300 μ m以上，以85、5%的軋制率進行一次冷軋而得到最終板厚，在70(T950°C下實施10秒 I分鐘的最終退火。另外，專利文獻2中公開了一種板厚為O. 15、. 3mm的分裂鐵芯用無方向性電磁鋼板，其具有通過對含有C :0. 005質(zhì)量％以下、Si 2^4質(zhì)量％、Al :大于I質(zhì)量％且在2質(zhì)量％以下的熱軋板實施退火后實施一次冷軋、然后實施再結(jié)晶退火而使平均結(jié)晶粒徑為4(Γ200μπι的再結(jié)晶組織，并且具有與軋制方向(L方向)呈90°的方向(C方向)的磁通密度B5tl (C)、與軋制方向(L方向)呈45°的方向(X方向)的磁通密度B5tl⑴和板厚t (mm)滿足下式的磁特性，B50 (C) /B50 (X)彡-O. 5333 X t2+0. 3907 X t+0. 945?，F(xiàn)有技術(shù)文獻專利文獻專利文獻I :日本特開2004-332042號公報
專利文獻2 :日本特開2008-127600號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問題根據(jù)專利文獻I的方法，通過控制熱軋板退火后的結(jié)晶粒徑和冷軋的軋制率，能夠得到軋制方向及其 板面內(nèi)垂直方向的磁特性優(yōu)良的電磁鋼板。但是，該方法中，為了得到300 μ m以上的冷軋前結(jié)晶粒徑，需要顯著降低鋼內(nèi)雜質(zhì)的含量，并在高溫(例示出1000^1050°C )下進行熱軋板退火等，從而在制造性、成本方面存在問題。另外，專利文獻2的方法中，需要將熱軋板退火溫度設(shè)定為高溫(大于900°C，例示出92(Tl 100°C )，并且需要大量添加Al，因此，在制造方面和成本方面存在問題。因此，本發(fā)明鑒于上述現(xiàn)有技術(shù)所存在的問題而完成，其目的在于提出能夠顯著提高鋼板軋制方向的磁通密度的無方向性電磁鋼板的有利的制造方法。用于解決問題的方法發(fā)明人為了解決上述問題而反復(fù)進行了深入的研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過以比以往的最終退火中的升溫速度更快的速度對含有適當量以上的C并且軋制到最終板厚的冷軋鋼板進行加熱，能夠顯著提高鋼板軋制方向的磁特性，從而完成了本申請發(fā)明。S卩，本發(fā)明為一種無方向性電磁鋼板的制造方法，對C :0. OfO. I質(zhì)量％、Si :4質(zhì)量％以下、Mn :0. 05^3質(zhì)量％、A1 3質(zhì)量％以下、S :0. 005質(zhì)量％以下、N :0. 005質(zhì)量％以下且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼坯進行熱軋、冷軋、最終退火，所述制造方法中，實施將加熱時的平均升溫速度設(shè)定為100°C /秒以上且將均熱溫度設(shè)定為75(Tll00°C的溫度范圍的最終退火。本發(fā)明的制造方法中使用的上述鋼坯優(yōu)選還含有分別為O. 005、. I質(zhì)量％以下的Sn和Sb中的任意一種或兩種。另外，本發(fā)明的制造方法中，優(yōu)選在上述最終退火后進行脫碳退火。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，能夠提供在鋼板軋制方向上具有優(yōu)良的磁特性的無方向性電磁鋼板。因此，通過將本發(fā)明的鋼板應(yīng)用于分裂鐵芯、變壓器用鐵芯等在軋制方向上要求優(yōu)良的磁特性的用途，大大有助于提高電動機、變壓器的效率。


圖I是表示最終退火中的升溫速度(橫軸°C /秒)給軋制方向的磁通密度B50-L (縱軸T)帶來的影響的圖。圖2是表示C含量(橫軸質(zhì)量％)給軋制方向的磁通密度B5trt (縱軸T)帶來的影響的圖。
具體實施例方式首先，對成為開發(fā)本發(fā)明的契機的實驗進行說明。為了調(diào)查最終退火加熱時的升溫速度給鋼板軋制方向的磁通密度帶來的影響，將含有C :0. 0025質(zhì)量％和O. 02質(zhì)量％并且以Si :3. 3質(zhì)量％、Mn :0. I質(zhì)量％、Al :0. 001質(zhì)量％4 0. 0019質(zhì)量％、S 0. 0010質(zhì)量％作為基本成分組成的鋼坯在1100°C下加熱30分鐘后，進行熱軋而制成板厚為2. 6mm的熱軋板,實施1000°C X 30秒的熱軋板退火后,通過一次冷軋制成最終板厚為O. 35mm的冷軋板，然后，對該冷軋板實施利用直接通電加熱爐以使升溫速度在3(T300°C /秒的范圍內(nèi)變化的方式進行加熱、且保持900°C X 10秒的最終退火，之后，在露點為30°C的氣氛中實施850°C X 30秒的脫碳 退火，從而制作無方向性電磁鋼板。從這樣得到的各無方向性電磁鋼板上切下軋制方向(L方向)180mmX軋制直角方向(C方向)30mm的試驗片，通過單板磁性試驗測定L方向的磁通密度B5trt,將其結(jié)果示于圖I中。由圖I可知，通過以100°C /秒以上的升溫速度對含有O. 02質(zhì)量％的C的冷軋板進行加熱并進行最終退火，能夠提高軋制方向的磁通密度。然后，為了調(diào)查C含量給軋制方向的磁通密度帶來的影響，將以C :0. 005、. 5質(zhì)量％的范圍含有C并且含有Si :3. 3質(zhì)量％、Mn :0. 15質(zhì)量％、Al :0. 001質(zhì)量％、N :0. 0022質(zhì)量％、S :0. 0013質(zhì)量％的鋼坯在1100°C下加熱30分鐘后，進行熱軋而制成板厚為2. 3mm的熱軋板，實施1000°c X 30秒的熱軋板退火后,通過一次冷軋制成最終板厚為O. 35mm的冷軋板，然后，對該冷軋板實施利用直接通電加熱爐以使升溫速度為20°C /秒和300°C /秒的方式進行加熱、且保持950°C XlO秒的最終退火，之后，在露點為30°C的氣氛中實施8500C X30秒的脫碳退火，從而制作無方向性電磁鋼板。與上述實驗同樣地從這樣得到的各無方向性電磁鋼板上裁取軋制方向(L方向)180mmX軋制直角方向(C方向)30mm的試驗片，并測定L方向的磁通密度B5trt,將其結(jié)果示于圖2中。由圖2可知，通過以100°C /秒以上的升溫速度對含有O. 01質(zhì)量％以上的C的冷軋板進行加熱并進行最終退火，能夠提高軋制方向的磁通密度。上述理由到目前為止仍未明確，但認為通過使C為O. 01質(zhì)量％以上而使固溶C量增加，冷軋時容易形成變形帶，退火后高斯組織發(fā)達，并且，通過進行急速加熱而使(111)取向的發(fā)達受到抑制，結(jié)果(110)取向、(100)取向朝向軋制方向的結(jié)晶組織發(fā)達，從而軋制方向的磁通密度提高。由該結(jié)果可知，為了提高軋制方向的磁通密度，需要將最終退火加熱時的升溫速度設(shè)定為100°c/秒以上，并且，從確保最終退火前的固溶C的觀點出發(fā)，需要使原材料鋼板中的C為O. 01質(zhì)量％以上。本發(fā)明在上述見解的基礎(chǔ)上進一步進行研究而完成。接下來，對限定本發(fā)明的無方向性電磁鋼板的成分組成的理由進行說明。C :0. 01 O. I 質(zhì)量 ％固溶在鋼中的C使冷軋時導(dǎo)入的位錯固定，從而容易形成變形帶。該變形帶通過最終退火時的再結(jié)晶使高斯取向{110} <001 >優(yōu)先生長，因此具有提高軋制方向的磁特性的效果。為了得到該固溶C的效果，需要使冷軋前的鋼板中的C含量為O. 01質(zhì)量％以上。另一方面，成品鋼板中的固溶C多時，會引起磁時效而使磁特性變差，因此，需要在冷軋后的退火工序中進行脫碳而使C降低至O. 005質(zhì)量％以下，鋼中C超過O. I質(zhì)量％時，在上述脫碳退火中有可能無法充分進行脫碳。因此，使C為0.01、. I質(zhì)量％的范圍。優(yōu)選為
O.015、. 05質(zhì)量％的范圍。更優(yōu)選的下限為O. 02質(zhì)量％。另外，只要是在急速加熱后，則脫碳退火可以在任意時間進行。5丨4質(zhì)量％以下Si是用于提高鋼的固有電阻、改善鐵損特性而添加的元素，為了得到這樣的效果，優(yōu)選添加I. O質(zhì)量％以上。另一方面，添加量超過4質(zhì)量％時，會使鋼硬質(zhì)化而難以進行軋制，因此使上限為4質(zhì)量％。優(yōu)選為1.0 4.0質(zhì)量％的范圍。更優(yōu)選的下限為I. 5質(zhì)量％。Mn :0.05 3 質(zhì)量 ％Mn是用于防止因S引起的熱軋中的裂紋所需的元素，為了得到這樣的效果，需要添加O. 05質(zhì)量％以上。另一方面，添加量超過3質(zhì)量％時，會導(dǎo)致原料成本升高。因此，使Mn為0.05 3質(zhì)量％的范圍。更優(yōu)選的上限為2. 5質(zhì)量％。另外，由于Mn使固有電阻升高，因此，在要實現(xiàn)進一步的低鐵損化的情況下，優(yōu)選使Mn為I. 5質(zhì)量％以上，在更重視加工性、制造性的情況下，優(yōu)選使Mn為2. O質(zhì)量％以下。六1:3質(zhì)量％以下Al與Si同樣地具有提高鋼的固有電阻、改善鐵損特性的效果，因此是根據(jù)需要添加的元素。但是，添加量超過3質(zhì)量％時，會使軋制性降低，因此使上限為3質(zhì)量％。更優(yōu)選 為2. 5質(zhì)量％以下。另外，在更重視鐵損的情況下，優(yōu)選使Al為I. O質(zhì)量％以上，在更重視加工性、制造性的情況下，優(yōu)選使Al為2. O質(zhì)量％以下。另外，Al的添加不是必需的，在不添加的情況下，通常也作為不可避免的雜質(zhì)而少量存在。S :0. 005質(zhì)量％以下、N :0. 005質(zhì)量％以下S和N是不可避免地混入到鋼中的雜質(zhì)元素，各自超過O. 005質(zhì)量％時，會使磁特性變差。因此，本發(fā)明中，S、N各自限定為O. 005質(zhì)量％以下。本發(fā)明的無方向性電磁鋼板中，在上述必需成分以外，還可以以下述的范圍含有Sn 和 Sb。Sn 0. 005 O. I 質(zhì)量 ％、Sb 0. 005 O. I 質(zhì)量 %Sn和Sb是具有如下效果的元素不僅改善最終退火后的織構(gòu)而提高軋制方向的磁通密度，而且防止鋼板表層的氧化和氮化、抑制鋼板表層的微細晶粒的生成，從而防止磁特性降低。為了表現(xiàn)出上述效果，優(yōu)選添加O. 005質(zhì)量％以上的Sn和Sb中的任意一種或兩種。但是，這些元素的含量均超過O. I質(zhì)量％時，會阻礙晶粒的生長，反而可能會導(dǎo)致磁特性變差。因此，優(yōu)選Sn和Sb各自以O(shè). 005、. I質(zhì)量％的范圍添加。另外，本發(fā)明的無方向性電磁鋼板中，上述成分以外的余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。但是，只要在不損害本發(fā)明的效果的范圍內(nèi)，則可以含有上述成分以外的元素，并且可以以雜質(zhì)的形式含有低于上述下限量的上述任選添加成分。接下來，對本發(fā)明的無方向性電磁鋼板的制造方法進行說明。本發(fā)明的無方向性電磁鋼板的制造方法優(yōu)選如下方法通過使用轉(zhuǎn)爐、電爐、真空脫氣裝置等的通常公知的精煉工藝，將具有符合本發(fā)明的上述成分組成的鋼熔煉，通過連鑄法或鑄錠-開坯軋制法制成鋼坯，通過通常公知的方法對該鋼坯進行熱軋，根據(jù)需要進行熱軋板退火，進行冷軋而制成最終板厚的冷軋板，然后，進行最終退火、脫碳退火，再根據(jù)需要包覆各種絕緣覆膜而制成成品。另外，該制造方法中，直到冷軋為止，除使原材料成分組成符合本發(fā)明的成分組成以外，沒有特別限制，可以使用通常公知的制造工藝。另外，上述熱軋板退火無需在高溫下進行，雖然在約850°C 約KKKTC下是充分的，但并不排除在該范圍以外進行熱軋板退火。以下，對冷軋以后的制造方法進行說明。冷軋
冷軋可以為一次冷軋或者隔著中間退火的兩次以上的冷軋。另外，只要是無方向性電磁鋼板的制造中通常的軋制率(約50%以上)，則通過采用上述成分組成就能確保變形帶的導(dǎo)入。最終退火對于最終退火的升溫速度，需要以100°C /秒以上從300°C加熱至800°C。這是因為，升溫速度低于100°c /秒時，對于磁特性而言不期望的(111)取向的織構(gòu)發(fā)達。優(yōu)選為200°C /秒以上。上限沒有特別限制，但約500°C /秒以下是實用的。另外，均熱溫度需要設(shè)定為75(T110(TC的范圍。下限溫度為再結(jié)晶溫度以上的溫度即可，但為了在連續(xù)退火中進行充分的再結(jié)晶，需要設(shè)定為750°C以上。另一方面 ，均熱溫度超過1100°C時，再結(jié)晶晶粒粗大化或者退火爐的負荷增大，因此不優(yōu)選。優(yōu)選為80(Tl050°C 的范圍。另外，均熱保持時間為使再結(jié)晶充分進行的時間即可，例如，可以以5秒以上作為標準。另一方面，超過120秒時，其效果飽和，因此優(yōu)選設(shè)定為120秒以下。另外，退火后的冷卻條件為通常的條件即可，沒有特別限制。另外，將上述最終退火加熱時的升溫速度設(shè)定為100°c /秒以上的方法也沒有特別限制，例如，可以優(yōu)選使用直接通電加熱法或電介質(zhì)加熱法等。脫碳退火對于進行了上述最終退火后的鋼板，接著進行脫碳退火，為了使固溶C量降低而防止磁時效，優(yōu)選使鋼中C降低至O. 0050質(zhì)量％以下。這是因為，C量超過O. 0050質(zhì)量％時，成品鋼板有可能產(chǎn)生磁時效。該脫碳退火的條件為通常公知的條件即可，例如，可以在使露點為30°C以上的氧化性氣氛下、在80(T850°C X 10^30秒的條件下進行。另外，該脫碳退火可以緊接著最終退火連續(xù)地進行，或者也可以另行在其他生產(chǎn)線中進行。然后，對于脫碳退火后的鋼板，優(yōu)選根據(jù)需要形成各種絕緣覆膜而制成成品。實施例通過通常公知的精煉工藝，將具有表I中記載的成分組成的No.廣29的鋼熔煉，并進行連鑄而制成鋼原材(鋼坯)，對該鋼坯進行1080°C X 30分鐘的加熱后，進行熱軋，制成板厚為2. 4mm的熱軋板。接著，對該熱軋板實施900°C X30秒的熱軋板退火,然后通過一次冷軋制成最終板厚為O. 35mm的冷軋板，然后，利用直接通電加熱爐以30°C /秒以上的各種升溫速度進行加熱并在表I所示的溫度下保持10秒的均熱來實施最終退火，然后，進行8500C X30秒(露點30°C)的脫碳退火，制作無方向性電磁鋼板。然后，從以上述方式得到的各無方向性電磁鋼板上切下L 180mmXC :30mm的L方向試驗片，進行單板磁性試驗，測定L方向的磁通密度B5tl(以5000A/m磁化時的磁通密度),將該測定結(jié)果一并記載于表I中。由表I的結(jié)果可知，對于將符合本發(fā)明的成分組成的鋼板在符合本發(fā)明的條件下進行最終退火而得到的鋼板而言，L方向的B5tl(B5trt)均為1.75T以上，得到了高磁通密度。
權(quán)利要求
1.一種無方向性電磁鋼板的制造方法,對C :0. 0Γ0. I質(zhì)量％、Si 4質(zhì)量％以下、Mn O. 05^3質(zhì)量％、Al 3質(zhì)量％以下、S :0. 005質(zhì)量％以下、N :0. 005質(zhì)量％以下且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼坯進行熱軋、冷軋、最終退火，所述制造方法中，實施將加熱時的平均升溫速度設(shè)定為100°c /秒以上且將均熱溫度設(shè)定為75(Tll00°C的溫度范圍的最終退火。
2.如權(quán)利要求I所述的無方向性電磁鋼板的制造方法，其中，所述鋼坯還含有各自為O. 005^0. I質(zhì)量％以下的Sn和Sb中的任意一種或兩種。
3.如權(quán)利要求I或2所述的無方向性電磁鋼板的制造方法，其中，在所述最終退火后進行脫碳退火。
全文摘要
一種無方向性電磁鋼板的制造方法，對C0.01~0.1質(zhì)量%、Si4質(zhì)量%以下、Mn0.05~3質(zhì)量%、Al3質(zhì)量%以下、S0.005質(zhì)量%以下、N0.005質(zhì)量%以下且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼坯進行熱軋、冷軋、最終退火，所述制造方法中，實施將加熱時的平均升溫速度設(shè)定為100℃/秒以上且將均熱溫度設(shè)定為750~1100℃的溫度范圍的最終退火，由此，能夠有利地制造鋼板軋制方向的磁通密度得到顯著提高的無方向性電磁鋼板。
文檔編號C22C38/06GK102959099SQ20118002941
公開日2013年3月6日 申請日期2011年8月25日 優(yōu)先權(quán)日2010年8月30日
發(fā)明者財前善彰, 尾田善彥, 河野雅昭 申請人:杰富意鋼鐵株式會社