CN102197149A - 方向性电磁钢板的制造方法 - Google Patents

Abstract

提供使用包含不含阻化剂的成分体系的板坯制造方向性电磁钢板时，在该板坯中，作为微量元素含有合计10～150ppm的选自B、Nb及VZ中的至少1种，另外使作为杂质包含的Al和N的质量比为Al/N≥1.4，优选进一步使再结晶退火中的600～800℃间的平均升温速度为15℃/ｓ以上，由此使用不含阻化剂的成分系制造具有高位稳定的磁特性的方向性电磁钢板的方法。

Description

方向性电磁钢板的制造方法

技术领域

本发明涉及适合供于变压器的铁心材料等用途的方向性电磁钢板(grain oriented electrical steel sheet)的制造方法。

背景技术

对于方向性电磁钢板，作为一般的技术已知使用被称为阻化剂(inhibitor)的析出物(precipitates)，精加工退火(final annealing)中使具有高斯(Goss)取向的粒(grain)优先地二次再结晶(secondary recrystallization)。例如，专利文献1中公开了使其含有指定量的Al及S的方法，即将AlN、MnS用作阻化剂的方法。另外，专利文献2中公开了使其含有指定量的S及Se中的至少一方的方法、即将MnS、MnSe用作阻化剂的方法。上述方法已分别在工业上被实用化。

进而，为了强化上述阻化剂的作用的目的，专利文献3中公开了利用Pb、Sb、Nb、Te的方法，另外，在专利文献4中公开了利用Zr、Ti、B、Nb、Ta、V、Cr、Mo的方法。

使用上述阻化剂的方法是对稳定地使二次再结晶粒(secondary recrystallized grain)成长(develop)有效的方法，为了使阻化剂在钢中微细分散(finely dispersed)，必须在1300℃以上的高温下进行板坯加热(slab reheating)，使阻化剂成分(inhibitor−forming element)暂时再固溶。另外、 阻化剂成分在二次再结晶后成为使磁特性(magnetic property)变差的原因，所以需要除去阻化剂的纯化退火(purification annealing)工序，该工序需要在1100℃以上的高温下，并且控制其气氛。

另一方面，在专利文献5中提出在不含有阻化剂成分的原材料中，通过二次再结晶使高斯取向晶粒(Goss oriented grain)成长的技术。该方法是宁可极力排除阻化剂成分之类的杂质而使一次再结晶时的结晶晶界(grain boundary)具有的晶界能量的晶界取向差角(misorientation)依赖性显著化(elicit)，由此不使用阻化剂即可使具有高斯取向的粒二次再结晶的技术。该效果被称为组织抑制效果(texture inhibition effect)。上述专利文献5的方法因为不需要将阻化剂纯化的工序，所以不必使最终精加工退火为高温、以及不必使阻化剂微细分散在钢中，所以也不需要高温板坯加热，因而是在制造成本或设备维护方面也具有显著优点的方法。

现有技术文献

专利文献

专利文献1 : 日本特公昭40−15644号公报

专利文献2 : 日本特公昭51−13469号公报

专利文献3 : 日本特公昭38−8214号公报

专利文献4 : 日本特开昭52−24116号公报

专利文献5 : 日本特开2000−129356号公报。

发明内容

发明要解决的课题

但是，因为不含阻化剂的成分体系的抑制粒成长的析出物少，所以在退火时的粒成长中粒径容易变大，即退火温度依赖性强。所以，稍微的工序条件变动、具体为各退火温度的不均(variation)，使得热轧板退火(hot band annealing)后或再结晶退火后的粒径也发生变动，所以制品线圈的全长全宽度内的磁特性发生变动，作为线圈整体无法得到良好的磁特性这样的问题显现。

本发明的目的在于提出有利于解决上述问题，能够实现制品磁特性的高位稳定化的方向性电磁钢板的有利制造方法。

用于解决课题的手段

发明人等为了解决上述问题，以认为对粒径控制有影响的元素为中心进行了深入研究，结果发现将Al和N之比限制在规定的范围时，通过微量添加特定的元素，能够得到良好并且稳定的磁特性。以下，对于成功实现本发明的实验进行说明。

需要说明的是，以下对于%表示，除非特别说明，表示质量%。ppm表示也同样地是以质量计的值。

(实验1a)

通过连续铸造(continuous casting process)制造具有C:0.012~0.073%、Si:3.15~3.33%、Mn:0.06~0.09%、Cr:0.02~0.06%、Sb:0.018~0.045%、Al:35~100ppm、N:14~70ppm、S:11~25ppm及Nb:20~50ppm、余量为Fe及不可避免的杂质的组成的钢板坯，在1250℃下将板坯加热后，通过热轧制成厚度2.3mm的热轧板(hot rolled steel sheet)。接着，在1050℃下实施15秒的热轧板退火后，通过冷轧精加工成0.23mm的板厚。进而，均热条件为850℃下实施60秒的再结晶退火后，涂布以MgO为主体的退火分离剂，然后进行在1200℃下保持10小时的精加工退火。最后，将兼具形成以磷酸镁和硼酸为主体的赋予张力的涂层(tension coating)的、平坦化退火(flattening annealing)在900℃下实施15秒，制作方向性电磁钢板。

基于JIS C2550的方法测定得到的样品的磁通量密度(magnetic flux density)B₈(磁化力800A/m)。得到的磁通量密度开始看不均匀，但如果通过钢板坯成分的Al和N之比进行整理，则能够得到极良好的相关。

其结果示于图1。

如图1所示，可知如果Al/N(横轴:质量比)小，则有磁通量密度B₈(纵轴:单位T)降低的倾向，特别是对于Al/N<1.4，不均也变大。

(实验1b)

通过连续铸造制造含有C:0.035~0.043%、Si:3.23~3.30%、Mn:0.06~0.09%、Sb:0.027~0.045%、Cr:0.02~0.06%、P:0.012~0.015%、Al:28~100ppm、N:17~50ppm、S:15~26ppm及Nb:25~47ppm、余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢板坯，在1250℃下将板坯加热后，通过热轧制成2.3mm厚的热轧板，然后在1050℃下进行15秒的热轧板退火后，通过冷轧精加工成0.23mm的最终板厚。然后，在50%N₂−50%H₂的湿润气氛中于均热条件:850℃,60秒下实施再结晶退火后，涂布以MgO为主体的退火分离剂，然后进行在1200℃下保持10小时的精加工退火。然后，在900℃下、15秒的条件下实施兼具形成以磷酸镁和硼酸为主体的赋予张力的涂层的平坦化退火。

在平坦化退火后，预先通过直列式铁损仪测定线圈全长的铁损(iron loss)，采集全长测定中铁损差的部位:3部位和线圈两端部:2部位共计5个部位的样品。通过JIS C 2550中记载的方法测定得到的样品的磁特性(磁通量密度B₈)，以5个部位中磁特性最差的值为该线圈的代表值。该方法因为在磁特性不均大时代表值变差，所以可以看做线圈内的不均也能够数值化。

得到的磁特性初看不均，但如果通过钢板坯成分中的Al和N之比Al/N进行整理，则能够得到好的相关。其结果示于图2。

由图2可知，如果Al/N(横轴:质量比)变小，则磁特性(纵轴:磁通量密度B₈(T))变差，特别是低于1.4时，则不均变大。

需要说明的是，图1、图2均有Al/N≥2.0时磁通量密度变得更高一些的倾向。

于是，为了探究Al/N与磁通量密度具有相关的理由，进一步进行了实验。即，上述实验1a、1b中，即使Al/N为2.0附近也在磁通量密度上确认到变化，所以作为杂质存在的Al和N形成AlN(Al/N以质量比计为27/14≈1.93)，推测可能与该化合物的行为有关。为了进一步探究该推测，进行加入了各种氮化物形成元素的实验。

(实验2a)

分别通过连续铸造制造包含C:0.045~0.062%、Si:3.20~3.31%、Mn:0.04~0.16%、Cr:0.03~0.11%、Sb:0.015~0.037%、Mo:0.03~0.05%、Al:55~97ppm、N:20~49ppm(其中Al/N:1.98~3.10)及S:17~27ppm、进一步分别含有约50ppm选自Zr、Ti、B、Nb及V中的1种的钢板坯和上述微量元素(Zr、Ti、B、Nb及V)均不含有的钢板坯。各钢板坯的组成的余量为Fe及不可避免的杂质。将上述钢板坯在1250℃下进行板坯加热后，通过热轧制成2.2mm厚度的热轧板。然后，在1100℃下实施60秒的热轧板退火后，通过冷轧精加工成0.23mm的板厚。进而，均热条件为840℃下实施80秒的再结晶退火后，涂布以MgO为主体的退火分离剂后，进行在1200℃下保持10小时的精加工退火。最后，将兼具形成以磷酸镁和硼酸为主体的赋予张力的涂层的平坦化退火在900℃下实施15秒，制作方向性电磁钢板。

基于JIS C2550的方法测定得到的样品的磁通量密度B₈。其结果示于图3。

如图3所示可知，根据添加的Zr、Ti、B、Nb及V的种类，得到的磁通量密度B₈(纵轴:单位T)显著不同。即，添加了Zr(左端)及Ti(从左开始第2位)的样品的磁通量密度低，没有发现二次再结晶。与此相对，可知添加了Nb(从左开始第3位)、B(从右开始第3位)及V(从右开始第2位)时，与没有添加时(右端)相比，可知磁通量密度变高。

(实验2b)

分别通过连续铸造制造含有C:0.045~0.062%、Si:3.20~3.31%、Mn:0.04~0.16%、Sb:0.015~0.037%、Cr:0.03~0.11%、Mo:0.03~0.05%、Al:55~97ppm、N:20~49ppm(其中Al/N:1.98~3.10)及S:17~27ppm、进一步分别添加了约50ppm选自Zr、Ti、Nb、B、V中的1种的钢板坯和均不含有上述微量元素(Zr、Ti、Nb、B及V)的钢板坯。任一钢板坯的余量均为Fe及不可避免的杂质。将各钢板坯在1250℃下进行板坯加热后，通过热轧制成2.8mm厚的热轧板，然后在1100℃下实施60秒的热轧板退火后，通过冷轧精加工成0.30mm的最终板厚。然后，在50%N₂−50%H₂的湿润气氛中于均热条件:840℃下实施80秒再结晶退火后，涂布以MgO为主体的退火分离剂，然后进行在1200℃下保持10小时的精加工退火。然后，在900℃下于15秒的条件下实施兼具形成以磷酸镁和硼酸为主体的赋予张力的涂层的平坦化退火。

平坦化退火后，通过直列式铁损仪预先测定线圈全长的铁损，通过与实验1b同样的手法从线圈内选取共计5个部位的样品，通过JIS C 2550中记载的方法测定得到的样品的磁特性，以5个部位中磁特性最差的值为该线圈的代表值。

得到的结果示于图4。

根据图4可知，添加了约50ppm的微量元素使得磁通量密度B₈(纵轴:单位T)显著不同。此处，可知磁通量密度低的添加Zr的材料(左端)及添加Ti的材料(从左开始第2位)并未发现二次再结晶。另外，可知添加了Nb(从左开始第3位)、B(从右开始第3位)、V(从右开始第2位)的情况下，与什么都没添加时 (右端)相比，磁通量密度变高。

如上所述，对于通过添加微量元素使磁特性变化的理由或者通过添加B、Nb及V中的至少任一种使磁特性提高的理由，尚未阐明，但发明人如下所述地考虑。

详细研究添加物(特别是微量添加物)或杂质中的氮化物的热力学稳定性，可知其稳定性因结合在氮上的元素而不同。本实验2a及2b中添加的元素，从其氮化物的稳定性是稳定的开始为Zr、Ti、Al、B、Nb及V。

根据图3及图4的结果，磁特性差的元素是氮化物比Al稳定的Zr、Ti，磁特性良好的元素是氮化物比Al不稳定的B、Nb及V。由此，推测如果存在Zr或Ti，则钢中的N与上述元素结合，形成ZrN或TiN使磁特性变差。另一方面，认为即使存在B、Nb或V，钢中的N也与Al形成稳定的氮化物，而不形成与B、Nb或V的氮化物。

进而，在实验1a及1b中，Al/N低时，即使在Nb的存在下磁特性也低。认为其理由是化学计量上与Al比较N过量，Nb与过量的N结合形成氮化物的缘故。

极端地说，认为Zr、Ti、B、Nb或者V的氮化物的存在使磁特性变差。推测原因可能是上述微量元素的氮化物之类的微小析出物增加导致以钢板的晶粒的晶界能量差为驱动力的组织抑制效果差。

另一方面，如上所述在不形成氮化物的条件下微量添加B、Nb或者V时，与没有添加时比较磁特性良好。其理由也不确定，但发明人进一步调查判明添加了B、Nb及V中的至少任一种的情况下，再结晶退火后的晶粒径变细，并且变得均一。推测是因为排除粒径的尺寸效果(粒径的平均值的约2倍以上的粒容易引起异常粒成长的现象)的影响，能够最大限度地发挥组织抑制效果，所以磁特性随之提高。粒径均一化效果也不利于改善作为不含阻化剂的成分体系的课题的同一样品内的磁特性不均。

基于上述结果及考察，发明人等为了探究粒径均一化效果进一步进行了实验。结果得到下述见解，即如上所述微量添加特定的元素，规定作为杂质的Al和N之比时，通过进一步控制再结晶退火时的升温速度，更有利于实现所希望的目的。

(实验3)

通过连续铸造制造含有C:0.034%、Si:3.30%、Mn:0.07%、Sb:0.030%、Sn:0.059%、Cr:0.05%、Al:56ppm、N:29ppm(Al/N:1.93)、S:15ppm及Nb:35ppm、余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢板坯。将该钢板坯在1150℃下进行板坯加热后，通过热轧制成3.0mm厚的热轧板，然后在950℃下进行30秒的热轧板退火后，通过第1次的冷轧制成1.8mm的中间板厚，在1000℃下进行40秒的中间退火后，通过第2次的冷轧精加工成0.23mm的最终板厚。然后，在50%N₂−50%H₂湿润气氛中于均热条件:850℃下实施60秒再结晶退火。此时，将600~800℃间的平均升温速度改变为各种。

测定得到的样品的再结晶粒径，由粒度分布求出平均粒径及其标准偏差。再结晶粒径的测定方法是切出与样品的轧制方向垂直的剖面，用硝酸乙醇溶液(nital)蚀刻后，用光学显微镜观察，将视野内的粒通过图像处理装置用椭圆近似法(fitting an ellipse to the grains)近似成椭圆，以其长轴的尺寸和短轴的尺寸的平均为该粒的粒径。上述样品从制作的再结晶板的宽度方向中的两端部和中央部选取，观察部位为板厚的全厚。使观察的粒的个数在两端部和中央部合计至少2000个以上地选取样品。

图5中将平均粒径标准化为1.0时的标准偏差(纵轴)用与再结晶退火的升温速度(横轴(600~800℃间的平均升温速度):单位℃/s)的关系表示。

如图5所示可知，600~800℃间的平均升温速度越快，标准偏差越小，即粒径的不均越小。

经过以上的实验、考察，发明人等得到以下结论：规定不含阻化剂的成分体系的方向性电磁钢板中作为杂质存在的Al和N之比，而且，微量添加B、Nb及V中的至少任一种，由此可得到良好的磁特性。

另外，经过进一步的实验、考察，发明人等得到以下结论：规定Al和N之比，微量添加了B、Nb及V中的任一种的体系中，通过控制再结晶退火时的升温速度，能够得到更优异的磁特性(也包括磁特性的均一性)的方向性电磁钢板。

本发明基于上述见解。

即，本发明的要旨构成如下所述。

(1)方向性电磁钢板的制造方法，所述方向性电磁钢板的制造方法包含将以质量%计含有C:0.10%以下、Si:2.0~8.0%及Mn:0.005~1.0%、使Al在100ppm以下、并且使N、S及Se分别在50ppm以下、余量由Fe及不可避免的杂质构成的板坯轧制，精加工成最终板厚，然后实施再结晶退火后，实施精加工退火的一系列工序，其特征在于，

使上述板坯中含有的Al量和N量之比以质量比计在1.4以上的同时，在上述板坯中进一步含有合计10~150ppm的选自B、Nb及V中选出的1种或2种以上。

(2) 上述(1)所述的方向性电磁钢板的制造方法，其中，将板坯轧制精加工成最终板厚的上述工序是将板坯热轧，根据需要实施热轧板退火后，实施1次或夹着中间退火的2次以上冷轧的工序。

(3) 上述(1)或(2)所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，在上述板坯中进一步含有选自Ni:0.010~1.50%、Cr:0.01~0.50%、Cu:0.01~0.50%、P:0.005~0.50%、Sn:0.005~0.50%、Sb:0.005~0.50%、Bi:0.005~0.50%及Mo:0.005~0.10%中的至少1种。

(4) 方向性电磁钢板的制造方法，所述方向性电磁钢板的制造方法包含将以质量%计含有C:0.10%以下、Si:2.0~8.0%及Mn:0.005~1.0%、并且使Al降低到100ppm以下、且使N、S及Se分别降低到50ppm以下、余量由Fe及不可避免的杂质构成的板坯轧制，精加工成最终板厚，接着实施再结晶退火后，实施精加工退火的一系列工序，其特征在于，

在该板坯中进一步在合计10~150ppm的范围含有选自B、Nb及V中的1种或2种以上，另外使作为杂质包含的Al和N之比以质量比计为Al/N≥1.4，进而使再结晶退火中的600~800℃间的平均升温速度为15℃/s以上。

(5) 上述(4)所述的方向性电磁钢板的制造方法，其中，将板坯轧制精加工成最终板厚的上述工序是将板坯热轧，根据需要实施热轧板退火后，实施1次或夹着中间退火的2次以上冷轧的工序。

(6) 上述(4)或(5)所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，在上述板坯中以质量%计进一步含有选自Ni:0.010~1.50%、Cr:0.01~0.50%、Cu:0.01~0.50%、P:0.005~0.50%、Sn:0.005~0.50%、Sb:0.005~0.50%、Bi:0.005~0.50%及Mo:0.005~0.100%中的至少1种。

(7) 上述(4)~(6)中的任一项所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，再结晶退火后的钢板的再结晶粒的粒度分布满足将平均粒径标准化为1.0时的标准偏差为0.3以下。

发明效果

根据本发明，在基本上不含阻化剂的成分体系中，能够减小线圈的长轴方向及宽度方向中的磁特性的不均，结果能够得到作为制品线圈整体具有良好的磁特性(即高位稳定的磁特性)的方向性电磁钢板。

附图说明

图1是表示钢中的Al和N之比Al/N(横轴:质量比)和磁通量密度B₈(纵轴:单位T)的关系的图。

图2是表示钢中的杂质Al和N之比Al/N(横轴:质量比)和磁通量密度B₈(纵轴:单位T)的关系的图。

图3是比较并表示钢中添加的微量元素的种类(横轴)和磁通量密度B₈(纵轴:单位T)的关系的图。

图4是表示添加到钢中的微量元素的种类(横轴)和磁通量密度B₈(纵轴:单位T)的关系的图。

图5是将平均粒径标准化为1.0时的标准偏差(纵轴)用与再结晶退火的升温速度(横轴:℃/s)的关系来表示的图。

具体实施方式

以下具体说明本发明。

首先，对于本发明中将板坯的成分组成限定在上述范围内的理由进行说明。

需要说明的是，原则上对每种元素说明限定理由，但这并不意味着各元素相互独立地影响，在以其它元素落入本申请限定的范围内的前提下发挥效果。换言之，各元素的范围限定通过其它元素的范围限定或者与制造条件的组合效果，得到作为目标的效果或更优选的效果。

如上所述，组成中的%或ppm除非特别限定，否则为质量基准。

C:0.10%以下

如果C量超过0.10%，则即使进行脱碳(decarburization)处理，也难以降低到不发生磁时效的50ppm以下。因此，C量限定至0.10%以下。特别优选范围为0.04%以下。优选C少，但通常工业上含有30ppm以上。

Si:2.0~8.0%

Si是为了提高钢的比电阻、改善铁损所必需的元素，但不足2.0%时其效果缺乏。另一方面，如果超过8.0%，则加工性变差，轧制变难。所以Si量限定为2.0~8.0%的范围。特别优选下限为2.8%。另外特别优选上限为3.5%。

Mn:0.005~1.0%

Mn是为了使热加工性良好所必需的元素，但不足0.005%时其效果欠缺。另一方面，如果超过1.0%，则制品板的磁通量密度降低。所以，Mn量限定为0.005~1.0%的范围。特别优选下限为0.02%。另外特别优选上限为0.20%。

Al:100ppm以下、并且N、S、Se:分别50ppm以下

本发明中，使Al量在100ppm以下、并且对于N、S及Se的量使其分别在50ppm以下在使钢板良好地二次再结晶方面是不可缺少的。上述成分从磁特性的观点出发优选尽可能减少，但降低这些成分导致成本增加，所以即使在上述范围内残存也没有问题。

其中，Al和Se是难以通过精加工退火等从钢中除去的(纯化的)元素，所以更优选Al为80ppm、Se为20ppm以下。需要说明的是，工业上通常分别含有20ppm以上、6ppm以上。

另外，作为轻元素的N或S在制作钢板坯前的成分调整时难以完全除去，不进行特殊处理时，通常分别在钢板中残存20ppm。

在上述杂质中，根据前述理由也必须使Al和N的质量比(Al/N)在1.4以上，特别是因为使Al/N为2.0以上时磁特性提高，所以更优选。另外，如上所述，N难以完全除去，所以为了满足Al/N≥1.4，也可以在100ppm以下的范围内微量添加Al。

Al/N的上限从效果的观点考虑是不需要的，但从上述工业的N量的下限20ppm考虑，一般为不超过5的程度。

选自B、Nb及V中的1种或2种以上:合计10~150ppm

进而，为了充分得到本发明中的磁特性提高的效果，必须添加10ppm以上B、Nb及V中的1种或2种以上。理由如已经说明的那样。添加量合计不足10ppm时，其添加效果少。优选各自的添加量为10ppm以上，能够更确切地得到本发明的效果。更优选分别为20ppm以上。但是，上述微量添加元素在最终制品中也残存在铁素体中，成为使铁损变差的原因，因此以总量计限定在150ppm以下。从抑制铁损变差的观点考虑，优选以总量计在100ppm以下，更优选以总量计在50ppm以下。

需要说明的是，最优选的元素为Nb，在将再结晶退火后的结晶粒径均一化的效果方面，比其它元素更优异。

以上对于必需元素及抑制元素进行了说明，本发明中，除此之外，作为磁特性改善元素，可以在以下的范围内适当含有选自Ni、Cr、Cu、P、Sn、Sb、Bi及Mo中的至少1种。

Ni:0.01~1.50%

Ni在改善热轧板组织使磁特性提高方面是有用的元素，但添加量不足0.01%时，其添加效果欠缺。另一方面，如果超过1.50%，则二次再结晶变得不稳定，磁特性降低。优选在0.010%以上。

Cr:0.01~0.50%、Cu:0.01~0.50%、P:0.005~0.50%

上述元素均为对铁损的改善有用的元素，如果分别不满足下限，则其添加效果欠缺。另一方面，如果超过上限，则二次再结晶粒的成长被抑制，反而导致磁特性变差。

Sn:0.005~0.50%、Sb:0.005~0.50%、Bi:0.005~0.50%、Mo:0.005~0.10%

上述元素也是对磁特性的提高有用的元素，如果分别不满足下限，则其添加效果欠缺。另一方面，如果超过上限，则二次再结晶粒的成长被抑制，反而导致磁特性变差。Mo的上限优选为0.100%以下。

接着，对于本发明的制造工序进行说明。

将调制成上述优选成分组成的钢液通过通常的造块法或连续铸造法制成板坯。另外，也可以通过直接铸造法制造厚度100mm以下的薄铸片。板坯的情况下，通过通常的方法进行加热实施热轧，也可以在铸造后不加热直接供热轧。薄铸片的情况下，可以进行热轧，也可以省略热轧直接进行以后的工序。

热轧前的板坯加热温度因为是减少了Al、N、S及Se的、不含阻化剂成分的成分体系，所以并不需要目前必需的用于使阻化剂固溶的高温退火。因此，在成本方面考虑，优选为1250℃以下的低温。

然后，根据需要实施热轧板退火。作为用于得到良好的磁特性的热轧板退火温度，优选为800~1150℃左右。如果热轧板退火温度不足800℃，则热轧中的带组织(band texture)残留，难以实现整粒的一次再结晶组织，影响二次再结晶的成长(预先存在需要热轧板退火的程度的带组织的情况)。另一方面，如果热轧板退火温度超过1150℃，则热轧板退火后的粒径过度粗大化，所以在实现整粒的一次再结晶组织方面变得极为不利。

热轧板退火后，实施1次或夹着中间退火的2次以上冷轧后，进行再结晶退火。冷轧时，使其温度上升至100~300℃进行或在冷轧中途将100~300℃的时效处理进行1次或多次在提高磁特性方面是有利的。

再结晶退火在需要脱碳的情况下使气氛为湿润气氛，但不需要脱碳的情况下，可以在干燥气氛中进行。该再结晶退火中的均热温度只要在再结晶温度以上即可，没有特别限定，如在过高温下进行退火，则结晶粒径变得粗大，二次再结晶的出现可能变得不稳定，所以优选退火温度的上限为1050℃左右。需要说明的是，在再结晶退火后，可以并用通过浸硅法使Si量增加的技术。

本发明中，在上述再结晶退火工序中极优选使600℃至800℃的平均升温速度为15℃/s以上。这是因为通过使升温速度的平均值为15℃/s以上，如图5所示，将平均粒径标准化为1.0时的标准偏差极小、即粒径的不均变得非常小，在稳定地得到优异的磁特性方面，以及价格方面变得更为有利的缘故。需要说明的是，对于该平均升温速度的上限值没有特别限定，越大越优选，但从温度控制的观点考虑，优选将升温速度调整至300℃/s以下的范围内。平均升温速度用放射温度计测定板的表面温度，可以用升温量(200℃)除以从600℃到800℃的时间而求出。

然后，重视铁损而形成镁橄榄石(forsterite)被膜时，在涂布以MgO为主体的退火分离剂后，实施精加工退火，由此能够在使二次再结晶组织成长的同时，形成镁橄榄石被膜。

另一方面，重视冲裁加工性而不形成镁橄榄石被膜时，不使用退火分离剂，或者即使使用，也使用以抑制镁橄榄石被膜形成的二氧化硅或氧化铝等为主成分的退火分离剂。涂布上述退火分离剂时，进行不引入水分的静电涂布等是有效的，另外也可以使用耐热无机材料片(二氧化硅、氧化铝、云母)。

精加工退火为了显现出二次再结晶理想的是在800℃以上进行。另外，为了完成二次再结晶，理想的是在800℃以上的温度下保持20小时以上。重视冲裁性而不形成镁橄榄石被膜时，完成二次再结晶即可，所以理想的是保持温度为850~950℃左右，也可以在保持阶段完成精加工退火。重视铁损的情况下或为了使变压器的噪音降低而形成镁橄榄石被膜的情况下，理想的是升温至1200℃左右。

需要说明的是，本发明中不必在精加工退火中除去阻化剂，因此精加工退火温度的自由度高，但即使为阻化剂以外，也依然优选通过精加工退火而除去(纯化) 杂质。因此，在本发明中，精加工退火也有纯化退火的意思。

精加工退火后，为了除去附着的未反应的退火分离剂，进行水洗或擦光、酸洗等。然后，进行平坦化退火矫正形状对降低铁损是有效的。

需要说明的是，将钢板层叠使用时，为了改善铁损的目的，在平坦化退火前或后对钢板表面实施绝缘涂层是有效的。该绝缘涂层为了减少铁损理想的是能够给钢板赋予张力的涂层。即，如果采用隔着粘合剂的张力涂层涂布方法、通过物理蒸镀法、化学蒸镀法使无机物蒸镀在钢板表面上的涂层方法，则能够得到密合性优异的涂层膜，另外铁损降低效果也提高。

实施例

(实施例1)

通过连续铸造制造包含C:0.018~0.023%、Si:3.20~3.40%、Mn:0.10~0.15%、Cr:0.03~0.05%、Al:30~140ppm及N:29~50ppm、具有表1所述的Al/N比、进一步含有表1所述的Nb量、余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢板坯。然后在1200℃下进行板坯加热，通过热轧制成板厚2.2mm厚度的热轧板。接着，在1060℃下实施40秒的热轧板退火，通过1次冷轧精加工成板厚0.23mm的厚度。进而，均热条件为850℃下实施100秒的再结晶退火后，涂布以MgO为主体的退火分离剂，然后在900℃下保持50小时使其二次再结晶后，在1200℃下保持10小时形成镁橄榄石被膜。最后，在1200℃下实施60秒的平坦化退火，然后，通过化学蒸镀法使TiN蒸镀在钢板表面上进行涂层。

此处，按以下的顺序实施本实施例中的磁特性测定样品的选取及磁特性的测定。

首先，通过设置在平坦化退火线路的退火炉出侧的直列式铁损仪，在线圈的全长上测定铁损，取得线圈长轴方向的铁损轮廓。接着，进行TiN涂覆后，从上述铁损轮廓中铁损高的部位中，在板宽度方向3个部位及线圈长轴方向的两端部2个部位(宽度方向中央)共计5个部位中选取样品，基于JIS C2550的方法测定磁特性。

上述5个部位内，以磁特性最差的样品的磁通量密度B8及W17/50为该线圈的代表值，根据该值的好坏评价是否在线圈全长范围内获得优异的磁特性。

以上的测定评价结果一并示于表1。

[表1]

表1

如表1所示，根据本发明，在不含阻化剂的成分体系中，能够得到在线圈全长范围内具有良好的磁特性的方向性电磁钢板。

(实施例2)

通过连续铸造制造含有C:0.018~0.023%、Si:3.20~3.40%、Mn:0.10~0.15%、Cr:0.03~0.05%、Al:30~140ppm及N:29~50ppm、Al/N比为表2所示的值、进而含有表2所示的量的Nb、余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢板坯，在1200℃下进行板坯加热后，通过热轧制成2.2mm厚的热轧板，然后在1060℃下实施40秒的热轧板退火后，通过冷轧精加工成0.23mm的最终板。然后，在25%N₂−75%H₂的湿润气氛中进行820℃、90秒的再结晶退火。此时，600~800℃间的平均升温速度均为36℃/s。需要说明的是，再结晶粒的粒度分布的标准偏差均为0.21左右。然后，涂布以MgO为主体的退火分离剂后，在1200℃下进行10小时的纯化退火。然后，实施1200℃、60秒的平坦化退火，此时，通过化学蒸镀法使TiN蒸镀在钢板表层作为涂层。

平坦化退火后，预先通过直列式铁损仪测定线圈全长的铁损，选取全长测定中铁损差的部位:3部位和线圈两端部:2部位共计5个部位的样品。

通过JIS C 2550中记载的方法测定得到的样品的磁特性(磁通量密度B₈、铁损W_17/50)，以5个部位中磁特性最差的值为该线圈的代表值。该方法中，磁特性的不均大时代表值变差，可以看成线圈内的不均也能够数值化。

将得到的结果一并记载在表2中。

[表2]

表2

由表2可知，通过作为微量元素添加适当量的Nb，并且将Al/N比调整至适当范围内，能够得到良好的磁特性。

(实施例3)

通过连续铸造制造包含表3所示的成分、余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢板坯。然后，在1250℃下进行板坯加热，通过热轧制成板厚2.3mm厚度的热轧板。接着，在1000℃下实施35秒的热轧板退火，通过第1次冷轧制成板厚0.82mm的钢板。然后，在1000℃下实施40秒的中间退火后，通过第2次冷轧精加工成板厚0.23mm的最终厚度。然后，在850℃下进行60秒的再结晶退火，涂布以MgO为主体的退火分离剂，在1250℃下进行10小时的精加工退火。此时在10小时的保持中使后半5小时为Ar气氛，除此之外为氢气氛。最后将兼带以磷酸镁和硼酸为主体的赋予张力的涂层形成的平坦化退火在900℃下进行15秒。

对于退火后的钢板，按与实施例1同样的顺序测定及评价得到的样品的磁特性。

其结果一并记载在表3中。

[表3]

表3

如表3所示，根据本发明，能够得到在不含阻化剂的成分体系中线圈全长具有良好的磁特性的方向性电磁钢板。

(实施例4)

通过连续铸造制造成为表4所示的成分组成的钢板坯，在1200℃的板坯加热后，通过热轧制成2.8mm厚的热轧板。然后，通过第1次冷轧制成2.0mm的中间板厚，在1000℃,40秒的中间退火后，通过第2次冷轧精加工成0.23mm的最终板厚。然后，在40%N₂−60%H₂的湿润气氛中进行830℃,60秒的再结晶退火。此时，600~800℃间的平均升温速度均为70℃/s。需要说明的是，再结晶粒的粒度分布的标准偏差均为0.19左右。然后，在涂布以MgO为主体的退火分离剂后，在1250℃下进行10小时的纯化退火。此时，在10小时的保持中使后半5小时为Ar气氛，除此之外为氢气氛。然后，将兼带形成以磷酸镁和硼酸为主体的赋予张力的涂层的平坦化退火在900℃ 15秒的条件下实施。

平坦化退火后，通过直列式铁损仪预先测定线圈全长的铁损，选取全长测定中铁损差的部位:3部位和线圈两端部:2部位共计5个部位的样品。

基于JIS C 2550中记载的方法测定得到的样品的磁特性(磁通量密度B₈、铁损W_17/50)，以5个部位中磁特性最差的值为该线圈的代表值。该方法中，磁特性不均大时代表值变差，可以认为线圈内的不均也可以数值化。

得到的结果一并记载在表4中。

[表4]

表4

由表4可知，成分组成满足本发明的适当范围的发明例均能够得到良好的磁特性。

(实施例5)

通过连续铸造制造含有C:0.082%、Si:3.30%、Mn:0.07%、Cr:0.05%、P:0.012%、Sn:0.054%、Sb:0.035%、Al:70ppm、N:32ppm(Al/N=2.19)及V:40ppm、余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢板坯，进行1200℃的板坯加热后，通过热轧制成2.7mm厚的热轧板。然后，在950℃下实施30秒的热轧板退火后，通过150℃的温轧精加工成0.30mm的最终板厚。然后，在60%N₂−40%H₂的湿润气氛中进行835℃,90秒的再结晶退火。此时，如表5所示地使600~800℃间的平均升温速度进行各种改变。然后，涂布以MgO为主体的退火分离剂后，实施1200℃,25小时的纯化退火。然后，在900℃下15秒的条件下实施兼带形成以磷酸镁和硼酸为主体的赋予张力的涂层的平坦化退火。

在平坦化退火后，预先通过直列式铁损仪测定线圈全长的铁损，选取全长测定中铁损差的部位:3部位和线圈两端部:2部位共计5个部位的样品。

通过JIS C 2550中记载的方法测定得到的样品的磁特性(磁通量密度B₈、铁损W_17/50)，以5个部位中磁特性最差的值为该线圈的代表值。该方法中，磁特性的不均大时代表值变差，所以可以看成线圈内的不均也可以数值化。

将得到的结果一并记载在表5中。

[表5]

表5

由表5可知，通过使再结晶退火工序中的600~800℃间的平均升温速度为15℃/s以上，能够得到更良好的磁特性。需要说明的是，如果平均升温速度低于15℃/s，则不均使得磁特性变差，但此时也可以通过使Al/N在1.4以上、含有规定量的微量元素来改善磁特性。

产业上的可利用性

根据本发明，在不含阻化剂的成分体系中，能够减小线圈的长轴方向及宽度方向中的磁特性不均，结果能够得到作为制品线圈整体良好的磁特性。即，能够得到在线圈全长·全宽度范围内磁特性优异的方向性电磁钢板，该方向性电磁钢板供给强磁通量密度所需的线圈的铁心等用途极为有效。

Claims (8)

1.方向性电磁钢板的制造方法，所述方向性电磁钢板的制造方法包含将以质量%计含有C:0.10%以下、Si:2.0~8.0%及Mn:0.005~1.0%、使Al在100ppm以下、并且使N、S及Se分别在50ppm以下、余量由Fe及不可避免的杂质构成的板坯轧制，精加工成最终板厚，接着实施再结晶退火后，实施精加工退火的一系列工序，其特征在于：

使上述板坯中含有的Al量和N量之比以质量比计在1.4以上的同时，在上述板坯中进一步含有合计10~150ppm的选自B、Nb及V中的1种或2种以上。

2.如权利要求1所述的方向性电磁钢板的制造方法，其中，将板坯轧制精加工成最终板厚的上述工序是将板坯热轧，根据需要实施热轧板退火后，实施1次或夹着中间退火的2次以上冷轧的工序。

3.如权利要求1或2所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，在上述板坯中以质量%计进一步含有选自Ni:0.01~1.50%、Cr:0.01~0.50%、Cu:0.01~0.50%、P:0.005~0.50%、Sn:0.005~0.50%、Sb:0.005~0.50%、Bi:0.005~0.50%及Mo:0.005~0.10%中的至少1种。

4.方向性电磁钢板的制造方法，所述方向性电磁钢板的制造方法包含将以质量%计含有C:0.10%以下、Si:2.0~8.0%及Mn:0.005~1.0%、并且使Al降低至100ppm以下、且使N、S、Se分别降低至50ppm以下、余量由Fe及不可避免的杂质构成的板坯轧制，精加工成最终板厚，接着实施再结晶退火后，实施精加工退火的一系列工序，其特征在于：

在该板坯中进一步在合计10~150ppm的范围含有选自B、Nb及V中的1种或2种以上，另外使Al和N之比以质量比计为Al/N≥1.4，进而使再结晶退火中的600~800℃间的平均升温速度为15℃/s以上。

5.如权利要求4所述的方向性电磁钢板的制造方法，其中，将板坯轧制精加工成最终板厚的上述工序是将板坯热轧，根据需要实施热轧板退火后，实施1次或夹着中间退火的2次以上冷轧的工序。

6.如权利要求4或5所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，在上述板坯中以质量%计进一步含有选自Ni:0.010~1.50%、Cr:0.01~0.50%、Cu:0.01~0.50%、P:0.005~0.50%、Sn:0.005~0.50%、Sb:0.005~0.50%、Bi:0.005~0.50%及Mo:0.005~0.100%中的至少1种。

7.如权利要求4或5所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，再结晶退火后的钢板的再结晶粒的粒度分布满足将平均粒径标准化为1.0时的标准偏差在0.3以下。

8.如权利要求6所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，再结晶退火后的钢板的再结晶粒的粒度分布满足将平均粒径标准化为1.0时的标准偏差在0.3以下。

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