JP7312255B2

JP7312255B2 - 方向性電磁鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP7312255B2
Application number: JP2021531053A
Authority: JP
Inventors: コ，ヒョン－ソク; ソ，ジン－ウク
Original assignee: ポスコカンパニーリミテッド
Priority date: 2018-11-30
Filing date: 2019-11-26
Publication date: 2023-07-20
Anticipated expiration: 2039-11-26
Also published as: WO2020111738A3; CN113166882A; KR102177044B1; JP2022513169A; WO2020111738A2; JP2023089089A; KR20200066060A

Description

本発明は方向性電磁鋼板およびその製造方法に係り、より詳しくは複数の冷間圧延および脱炭焼鈍工程を含むことによって、磁性を向上させた方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。

方向性電磁鋼板は、鋼板の結晶方位が｛１１０｝＜００１＞である、別名ゴス（Ｇｏｓｓ）方位を有する結晶粒からなる圧延方向の磁気的特性に優れた軟磁性材料である。
このような方向性電磁鋼板は、スラブ加熱後に熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延を通じて最終厚さに圧延された後、１次再結晶焼鈍と２次再結晶形成のために高温焼鈍を経て製造される。
通常、方向性電磁鋼板の２次再結晶焼鈍工程は、低い昇温率および高温での長時間純化焼鈍が必要であるため、エネルギー消耗が激しい工程といえる。このような極限の工程を経ながら２次再結晶を形成して優れた磁気的特性を有する方向性電磁鋼板を製造するため、次のような工程上の困難が発生する。

第一に、コイル状態での熱処理によるコイルの外巻部と内巻部との温度偏差が発生して各部分で同一の熱処理パターンを適用することができないため、外巻部と内巻部との磁性偏差が発生する。第二に、脱炭焼鈍後にＭｇＯを表面にコーティングし、高温焼鈍中にベースコーティング（Ｂａｓｅｃｏａｔｉｎｇ）を形成する過程で多様な表面欠陥が発生するため、実収率を低下させる。第三に、脱炭焼鈍が終わった脱炭板をコイル形態で巻いた後に高温焼鈍後、再び平坦化焼鈍を経て絶縁コーティングをするため、生産工程が３段階に分けられることによって実収率が低下するという問題点が発生する。
このような工程上の制約を克服するために、脱炭焼鈍および冷間圧下率を調節して２次再結晶現象を利用せずに、正常結晶成長を利用する技術が提案されている。しかし、連続焼鈍では水分の短い熱処理時間によって最終結晶粒の結晶粒成長に限界があり、最適の粒径を有する結晶粒として成長することができず、鉄損改善に限界が存在する。

本発明が目的とするところは、複数の冷間圧延および脱炭焼鈍工程を含むことによって、磁性を向上させた方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することである。

本発明による方向性電磁鋼板の製造方法は、スラブを加熱する段階、スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階、熱延鋼板を熱延板焼鈍する段階、熱延板焼鈍された熱延鋼板を１次冷間圧延する段階、１次冷間圧延された鋼板を脱炭焼鈍する段階、脱炭焼鈍が完了した鋼板を２次冷間圧延する段階、２次冷間圧延が完了した鋼板を連続焼鈍する段階、および連続焼鈍された鋼板をバッチ焼鈍する段階を含むことを特徴とする。

前記スラブは、重量％で、Ｓｉ：１．０％～４．０％、Ｃ：０．１％～０．４％を含み、残部がＦｅおよび不可避な不純物からなり、
Ｍｎ：０．１重量％以下およびＳ：０．００５重量％以下をさらに含むことをとくちょうとする。

前記スラブを熱延板焼鈍する段階で、脱炭過程を含み、
熱延板焼鈍する段階は、８５０℃～１０００℃の温度および露点温度５０℃～７０℃で焼鈍し、
１次冷間圧延された鋼板を脱炭焼鈍する段階は、８５０℃～１０００℃の温度および露点温度５０℃～７０℃で焼鈍することを特徴とする。

１次冷間圧延された鋼板を脱炭焼鈍する段階は、オーステナイト単相領域またはフェライトおよびオーステナイトの複合相が存在する領域で焼鈍し、
１次冷間圧延された鋼板を脱炭焼鈍する段階の後、結晶粒の平均直径は１５０～２５０μｍとなり、
１次冷間圧延された鋼板を脱炭焼鈍する段階および前記脱炭焼鈍が完了した鋼板を２次冷間圧延する段階は、２回以上繰り返されることを特徴とする。

連続焼鈍する段階は、８５０℃～１０００℃の温度および露点温度５０℃～７０℃で
１～５分間焼鈍し、
バッチ焼鈍する段階は、１０００℃～１２００℃の温度および露点温度－２０℃以下で
１～８時間焼鈍し、
バッチ焼鈍する段階の後、｛１１０｝＜００１＞から１５゜以下の角度をなす結晶粒の体積分率が４０％以上であり、
全体結晶粒中の直径が１０００μｍ～５０００μｍである結晶粒の面積分率が２０～７０％であることを特徴とする。

本発明による方向性電磁鋼板は、全体結晶粒中の直径が１０００μｍ～５０００μｍである結晶粒の面積分率が２０～７０％であることを特徴とする。

電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：１．０％～４．０％、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く。）を含み、残部がＦｅおよび不可避な不純物からなり、
Ｍｎ：０．１重量％以下およびＳ：０．００５重量％以下をさらに含み、
｛１１０｝＜００１＞から１５゜以下の角度をなす結晶粒の体積分率が４０％以上であり、
外接円の直径（Ｄ１）と内接円の直径（Ｄ２）との比（Ｄ２／Ｄ１）が０．５以上であるゴス結晶粒が全体ゴス結晶粒中の９５面積％以上であることを特徴とする。

本発明による方向性電磁鋼板は、正常結晶成長を利用しながら、直径が大きいゴス結晶粒を安定的に形成させることによって磁気的特性に優れており、
また、結晶粒成長抑制剤としてＡｌＮおよびＭｎＳを使用しないため、１３００℃以上の高温でスラブを加熱する必要がない。
また、析出物であるＮ、Ｓを除去することが不要となり、純化焼鈍時間が相対的に短くなり得るため、生産性が向上することができ、
また、幅方向に亀裂した磁気的特性を有する方向性電磁鋼板を提供することができる。

発明材２で製造した方向性電磁鋼板の表面を走査電子顕微鏡で観察した写真である。比較材２で製造した方向性電磁鋼板の表面を走査電子顕微鏡で観察した写真である。

第１、第２および第３などの用語は、多様な部分、成分、領域、層および／またはセクションを説明するために使用されるが、これらに限定されない。これら用語は、ある部分、成分、領域、層またはセクションを他の部分、成分、領域、層またはセクションと区別するためだけに使用される。したがって、以下で叙述する第１部分、成分、領域、層またはセクションは、本発明の範囲を逸脱しない範囲内で第２部分、成分、領域、層またはセクションと言及され得る。
ここで使用される専門用語は、単に特定の実施例を言及するためのものであり、本発明を限定することを意図しない。ここで使用される単数の形態は、文言がこれと明確に反対の意味を示さない限り、複数の形態も含む。明細書で使用される「含む」の意味は、特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素および／または成分を具体化し、他の特性、領域、整数、段階、動作、要素および／または成分の存在や付加を除外させるものではない。
ある部分が他の部分の「上に」あると言及する場合、これは他の部分の「直上に」にあるか、またはその間にまた他の部分が介され得る。対照的に、ある部分が他の部分の「直上に」あると言及する場合、その間にまた他の部分が介されない。
異なって定義しなかったが、ここで使用される技術用語および科学用語を含む全ての用語は、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者が一般的に理解する意味と同一の意味を有する。通常使用される辞書に定義された用語は、関連技術文献と現在開示された内容に符合する意味を有すると追加解釈され、定義されない限り、理想的または非常に公式的な意味に解釈されない。
また、特に言及しない限り、％は重量％を意味し、１ｐｐｍは０．０００１重量％である。
本発明の一実施形態で追加元素をさらに含むことの意味は、追加元素の追加量の分、残部である鉄（Ｆｅ）を代替して含むことを意味する。

以下、本発明の実施形態について本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に実施することができるように詳細に説明する。しかし、本発明は多様な異なる形態に実現することができ、ここで説明する実施形態に限定されない。
本発明による方向性電磁鋼板の製造方法は、スラブを加熱する段階、スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階、熱延鋼板を熱延板焼鈍する段階、熱延板焼鈍された熱延鋼板を１次冷間圧延する段階、１次冷間圧延された鋼板を脱炭焼鈍する段階、脱炭焼鈍が完了した鋼板を２次冷間圧延する段階、２次冷間圧延が完了した鋼板を連続焼鈍する段階、および連続焼鈍された鋼板をバッチ焼鈍する段階を含む。

以下、各段階別に具体的に説明する。
まず、スラブを加熱する。
スラブは、重量％で、Ｓｉ：１．０％～４．０％、Ｃ：０．１％～０．４％を含み、残部がＦｅおよび不可避な不純物からなる。
組成を限定した理由は、下記のとおりである。
シリコン（Ｓｉ）は、電磁鋼板の磁気異方性を低め、比抵抗を増加させて鉄損を改善する。Ｓｉ含有量が１．０重量％未満である場合には鉄損が劣位になり、４．０重量％超過である場合、脆性が増加する。したがって、スラブおよび最終焼鈍段階の後に方向性電磁鋼板でのＳｉの含有量は、１．０～４．０重量％であり得る。より具体的にＳｉの含有量は１．５～３．５重量％である。

炭素（Ｃ）は、中間脱炭焼鈍および最終脱炭焼鈍中に表層部のＧｏｓｓ結晶粒が中心部に拡散するために中心部のＣが表層部に抜け出る過程が必要であるため、スラブ中のＣの含有量は０．１～０．４重量％である。より具体的にスラブ中のＣの含有量は０．１５～０．３重量％である。また、脱炭が完了した最終焼鈍段階の後に最終方向性電磁鋼板での炭素量は０．００５０重量％以下であり、より具体的に０．００２重量％以下である。
スラブは、Ｍｎ：０．１重量％以下およびＳ：０．００５重量％以下をさらに含む。

ＭｎおよびＳは、ＭｎＳ析出物を形成して脱炭過程中に中心部に拡散するＧｏｓｓ結晶粒の成長を妨害する。したがって、Ｍｎ、Ｓは添加されないことが好ましい。しかし、製鋼工程中に不可避に混入される量を考慮してスラブおよび最終焼鈍段階の後に方向性電磁鋼板でのＭｎ、Ｓは、Ｍｎ：０．１重量％以下、Ｓ：０．００５重量％以下にそれぞれ制御する。
残部は、Ｆｅおよび不可避な不純物からなる。不可避な不純物については、製鋼段階および方向性電磁鋼板の製造工程過程で混入される不純物であり、これは当該分野で広く知られているため、具体的な説明は省略する。具体的に、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａのような成分は、鋼中で酸素と反応して酸化物を形成するようになり、強力抑制することが必要であるため、それぞれの成分別に０．００５重量％以下で管理することができる。本発明の一実施形態で前述した合金成分以外に元素の追加を排除するのではなく、本発明の技術思想を害しない範囲内で多様に含まれる。追加元素をさらに含む場合、残部であるＦｅを代替して含む。

より具体的に、スラブは、重量％で、Ｓｉ：１．０％～４．０％、Ｃ：０．１％～０．４％含み、残部はＦｅおよび不可避な不純物からなる。
スラブ加熱温度は、通常の加熱温度より高い１１００℃～１３５０℃である。スラブ加熱時に温度が高い場合、熱延組織が粗大化して磁性に悪影響を与えるようになる問題点がある。しかし、本発明による方向性電磁鋼板の製造方法は、スラブの炭素含有量が比較的に多いため、スラブ再加熱温度が高くても熱延組織が粗大化せず、通常の場合より高い温度で再加熱することによって、熱間圧延時にはさらに有利である。

次に、スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する。
熱間圧延は、最終冷間圧延段階で適正な圧延率を適用して最終の製品厚さに製造できるように熱間圧延によって厚さ１．５～４．０ｍｍの熱延板として製造する。
熱延温度や冷却温度は、特に制限されないが、磁性が優れた一例として熱延終了温度を９５０℃以下にし、冷却を水によって急冷して６００℃以下で巻き取る。
次に、熱延鋼板を熱延板焼鈍する。この時、熱延板焼鈍は、脱炭過程を含む。具体的に熱延板焼鈍は、８５０℃～１０００℃の温度および露点温度５０℃～７０℃で焼鈍する。前述した焼鈍後、１０００～１２００℃の温度および露点温度０℃以下で追加焼鈍する。熱延板焼鈍を実施した後、酸洗する。

次に、１次冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する。
通常の方向性電磁鋼板の製造工程において冷間圧延は、９０％に近い高圧下率で１回実施することが効果的であるされている。これが１次再結晶粒中のＧｏｓｓ結晶粒だけが粒子成長するのに有利な環境を作るためである。しかし、本発明による方向性電磁鋼板の製造方法は、Ｇｏｓｓ方位結晶粒の異常な粒子成長を利用せず、脱炭焼鈍および冷間圧延によって発生した表層部のＧｏｓｓ結晶粒を内部拡散させるものであるため、表層部でＧｏｓｓ方位結晶粒を多数分布するように形成することが有利である。
したがって、冷間圧延時に圧下率５０％～７０％で冷間圧延を実施する場合、Ｇｏｓｓ集合組織が表層部で多数形成される。より具体的に５５％～６５％である。
次に、冷延鋼板を脱炭焼鈍する。この時、脱炭焼鈍する段階は、オーステナイト単相領域またはフェライトおよびオーステナイトの複合相が存在する領域で実施する。具体的に８５０℃～１０００℃温度および露点温度５０℃～７０℃で焼鈍する。また、雰囲気は、水素および窒素の混合ガス雰囲気である。また、脱炭焼鈍時に脱炭量は、０．０３００重量％～０．０６００重量％でありる。前述した焼鈍後、１０００～１２００℃の温度および露点温度０℃以下で追加焼鈍する。
このような脱炭焼鈍過程で電磁鋼板の表面の結晶粒の大きさは、粗大に成長するが、電磁鋼板の内部の結晶粒は微細な組織として残る。このような脱炭焼鈍後、結晶粒の平均直径は１５０μｍ～２５０μｍである。この時、結晶粒は表面フェライト結晶粒である。また結晶粒の直径とは、結晶粒と同一の面積を有する仮想の円を想定して、その円の直径を意味する。

次に、脱炭焼鈍が完了した鋼板を２次冷間圧延する。２次冷間圧延は、１次冷間圧延と同一であるため、具体的な説明は省略する。
前述した冷延鋼板を脱炭焼鈍する段階および脱炭焼鈍が完了した鋼板を２次冷間圧延する段階は、２回以上繰り返して実施することができる。２回以上繰り返して実施することによって、Ｇｏｓｓ集合組織が表層部で多数形成される。
次に、２次冷間圧延が完了した鋼板を連続焼鈍する。
連続焼鈍する段階は、８５０℃～１０００℃の温度および露点温度５０℃～７０℃で焼鈍する。連続焼鈍前の冷延板は、脱炭焼鈍が行われて炭素量がスラブの炭素重量に対して４０％～６０％残っている状態である。したがって、連続焼鈍する段階では、炭素が抜け出ながら表層部に形成された結晶粒が内部に拡散する。連続焼鈍する段階では、鋼板中の炭素量を０．００５重量％以下になるように脱炭を実施することができる。

連続焼鈍する段階では、１～５分間焼鈍する。連続焼鈍する段階の目的は、鋼中の炭素（Ｃａｒｂｏｎ）を脱炭後、結晶粒を一定の大きさ以上に成長させることにある。その理由は、脱炭およびその直後の結晶粒成長の過程を通じて持続的にＧｏｓｓ結晶粒の分率が増えるためである。これはＧｏｓｓ結晶粒が周辺のＮｏｎ－Ｇｏｓｓ結晶粒を蚕食しながら成長するためである。しかし、連続焼鈍の生産性を考慮して焼鈍時間が数分内に制限されるため、結晶成長が制約的であるといえる。本発明では、追加的なバッチ焼鈍を通じて結晶成長を誘発して鉄損減少に効果があることを主張する。この時、Ｇｏｓｓ分率の増加は起こらないが、結晶粒の大きさの増加による効果によって鉄損の減少が起こる。
連続焼鈍する段階の後、焼鈍分離剤を塗布する。焼鈍分離剤は、当該技術分野に広く知られているため、具体的な説明は省略する。例えば、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を使用することができる。

次に、連続焼鈍された鋼板をバッチ焼鈍する。バッチ（ｂａｔｃｈ）焼鈍とは、鋼板をコイル状で巻き取って焼鈍することを意味する。
バッチ焼鈍する段階では、連続焼鈍段階で拡散したゴス方位を有する集合組織が成長する。本発明による方向性電磁鋼板の製造方法では、ゴス集合組織は従来の異常な粒子成長によって結晶粒が成長した場合とは異なり、結晶粒の直径が５ｍｍ以下である。具体的に１０００ｕｍ～５０００ｕｍの直径を有する結晶粒分率が増加する。したがって、従来の異常な結晶成長によって製造される方向性電磁鋼板に比べて結晶粒の大きさが小さいゴス結晶粒が多数個存在するが、その結晶粒の大きさは鉄損を最大限に下げることができるように適切な大きさで調節される。より具体的に全体結晶粒中の直径が１０００μｍ～５０００μｍである結晶粒の面積分率が２０～７０％である。この時、結晶粒の面積分率は、鋼板の圧延面（ＮＤ面）と平行な面で測定したものである。より具体的に全体結晶粒中の直径が１０００μｍ～５０００μｍである結晶粒の面積分率が２０～６０％である。さらに具体的に全体結晶粒中の直径が１０００μｍ～５０００μｍである結晶粒の面積分率が２０～５０％である。
バッチ焼鈍する段階は、１０００℃～１２００℃温度および露点温度－２０℃以下で焼鈍することができる。
またバッチ焼鈍は、１～８時間焼鈍する。より具体的に２～５時間焼鈍する。
また、本発明による方向性電磁鋼板の製造方法では、ゴス分率が高いため、磁性が向上する。具体的に｛１１０｝＜００１＞から１５゜以下の角度をなす結晶粒の体積分率が４０％以上であり、より具体的に４０％～７５％、さらに具体的に４５～６０％である。

本発明による方向性電磁鋼板は、全体結晶粒中の直径が１０００μｍ～５０００μｍである結晶粒の面積分率が２０～７０％である。
結晶粒の面積分布については、方向性電磁鋼板の製造方法と関連して詳細に説明したため、重複する説明は省略する。
電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：１．０％～４．０％、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く。）を含み、残部はＦｅおよび不可避な不純物からなる。
電磁鋼板は、Ｍｎ：０．１重量％以下およびＳ：０．００５重量％以下をさらに含む。
Ｃを除き、スラブの成分限定内容と同一であるため、重複する説明は省略する。
｛１１０｝＜００１＞から１５゜以下の角度をなす結晶粒の体積分率が４０％以上である。
外接円の直径（Ｄ１）と内接円の直径（Ｄ２）との比（Ｄ２／Ｄ１）が０．５以上であるゴス結晶粒が全体ゴス結晶粒中の９５面積％以上である。本発明特有の製造工程によって前述した形態の結晶粒が形成される。

本発明による方向性電磁鋼板は、ゴス分率が高いため、磁性が向上する。具体的に鉄損（Ｗ_{１７／５０}）が１．３Ｗ／ｋｇ以下であり、より具体的に鉄損（Ｗ_{１７／５０}）が１～１．３Ｗ／ｋｇであり、さらに具体的に１．１～１．２５Ｗ／ｋｇである。鉄損Ｗ_{１７／５０}は１．７Ｔｅｓｌａおよび５０Ｈｚ条件で誘導される鉄損の大きさ（Ｗ／ｋｇ）である。
以下、本発明の具体的な実施例を記載する。しかし、下記の実施例は、本発明の具体的な一実施例に過ぎず、本発明が下記の実施例に限定されるのではない。

実施例１
重量％で、Ｓｉ：２．３２％、Ｃ：０．１９５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避な不純物からなるスラブを１２５０℃の温度で加熱した後に熱間圧延し、次いで、焼鈍温度９５０℃、露点温度６０℃で熱延板焼鈍した。その後、鋼板を冷却した後に酸洗を施し、６５％の圧下率で冷間圧延して厚さ０．８ｍｍの冷延板を製作した。
冷間圧延された板は、再び９５０℃の温度で水素および窒素の湿潤混合ガス雰囲気（露点温度６０℃）で８０秒間脱炭焼鈍を経て再び６５％の圧下率で冷間圧延して厚さ０．２８ｍｍの冷延板を製作した。
その後、最終焼鈍時には９５０℃の温度で水素および窒素の湿潤混合ガス雰囲気（露点温度６０℃）で２分間脱炭焼鈍を実施した後、表１のように、連続的に１１００℃の水素および窒素の混合ガス雰囲気（露点温度６０℃）で熱処理を実施し、またはコイル状態で１２００℃の水素および窒素の混合ガス雰囲気で下記表１の時間の間に熱処理を実施した。
表１は、実施例による高温焼鈍後の方向性電磁鋼板の結晶粒のＧｏｓｓ分率、１ｍｍ以上５ｍｍ以下である結晶粒の面積分率および鉄損を示す表である。Ｇｏｓｓ分率は、｛１１０｝＜００１＞から１５゜以下の角度をなす結晶粒の体積分率を測定した。最終的に得られた鋼板を表面洗浄後、単板磁気（Ｓｉｎｇｌｅｓｈｅｅｔ）測定法を利用して１．７Ｔｅｓｌａ、５０Ｈｚ条件で鉄損を測定した。

表１に示すように、バッチ焼鈍を適切な時間の間に行った発明材１～発明材４は、直径が１～５ｍｍである結晶粒の面積分率が高いことを確認できる。ゴス分率が比較材に比べて比較的低くても鉄損がむしろ優れていることを確認できる。
図１および図２では、発明材２および比較材２で製造した方向性電磁鋼板の表面を走査電子顕微鏡で観察した写真を示す。
図１および図２で確認できるように、発明材２で製造した方向性電磁鋼板の結晶粒が比較的大きく形成されたことを確認できる。

本発明は、前記実施形態および／または実施例に限定されるのではなく、互いに異なる多様な形態に製造可能であり、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者は、本発明の技術的な思想や必須の特徴を変更することなく他の具体的な形態に実施可能であることを理解できるはずである。したがって、以上で記述した実施形態および／または実施例は、全ての面で例示的なものであり、限定的なものではないと理解しなければならない。

Claims

重量％で、Ｓｉ：１．０％～４．０％、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く。）、Ｍｎ：０．１重量％以下（０％を除く。）、Ｓ：０．００５重量％以下（０％を除く。）を含み、残部がＦｅおよび不可避な不純物からなり、
全体結晶粒中の直径が１０００μｍ～５０００μｍである結晶粒の面積分率が２０～７０％であり、
｛１１０｝＜００１＞から１５゜以下の角度をなす結晶粒の体積分率が４０％以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板。
外接円の直径（Ｄ１）と内接円の直径（Ｄ２）との比（Ｄ２／Ｄ１）が０．５以上であるゴス結晶粒が全体ゴス結晶粒中の９５面積％以上であることを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板。