CN104220607A - 取向性电磁钢板的制造方法 - Google Patents

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Abstract

根据本发明，可以提供一种奥氏体－铁素体相变利用型取向性电磁钢板的制造方法，使用根据以下的(1)式算出的Tα，在第一道次实施(Tα－100)℃以上、轧制率：30％以上的粗热轧，进而，使用根据以下的(2)式算出的Tγmax，在任意一个道次，在(Tγmax±50)℃的温度范围实施轧制率：40％以上的精热轧，由此显示出优良的磁特性。Tα[℃]＝1383.98－73.29[％Si]+2426.33[％C]+271.68[％Ni]……(1)Tγmax[℃]＝1276.47－59.24[％Si]+919.22[％C]+149.03[％Ni]……(2)其中，[％A]表示A元素的钢中含量(质量％)。

Description

取向性电磁钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及制造钢的晶粒以密勒指数表示时在板面上{110}面集聚、而且在轧制方向上＜001＞取向集聚的所谓取向性电磁钢板的方法。
背景技术
对于取向性电磁钢板而言，已知通过实施二次再结晶退火使其晶粒向{110}＜001＞取向(以下称为高斯取向)集聚而显示出优良的磁特性(例如，参照专利文献1)。作为取向性电磁钢板的磁特性的指标，主要使用磁场强度：800A/m下的磁通密度B8、在励磁频率：50Hz的交流磁场中磁化至1.7T时的每1kg钢板的铁损W17/50。
另外，在制造取向性电磁钢板时，作为一般的技术，利用通过使用称为抑制剂的析出物，在最终退火中附加晶界活动度之差，仅使高斯取向优先生长的技术。
例如，专利文献1中公开了一种利用AlN、MnS的方法，另外，在专利文献2中公开了一种利用MnS、MnSe的方法，这些方法在工业上都被实用化。
但是，对于这些使用抑制剂的方法而言，抑制剂的均匀微细分散是理想状态，为了实现这种理想状态，必须在1300℃以上的高温下加热热轧前的钢坯。随着这种高温钢坯加热，引起钢坯结晶组织过度的粗大化。这时，由于钢坯组织的取向易在热轧稳定取向即{100}＜011＞取向生长，因此，如上所述的钢坯组织的粗大化的结果大大阻碍了二次再结晶的晶粒生长，成为使磁特性大幅劣化的原因。
在此，以减少上述粗大钢坯组织为目的，例如，在专利文献3中公开了一种通过使粗轧的第一道次在1280℃以上的温度范围进行大压下量轧制，由此促进自α晶界的晶核产生而得到均匀的再结晶组织的技术。
另外，专利文献4中公开了如下技术：以热轧板表层的再结晶为目的，为了增加热轧板表层的剪切变形量，使用表面粗糙度为4～8μmRa的轧辊，在1050～1150℃的温度范围进行轧制率为40～60％的热轧。
另外，专利文献5中公开了如下技术：对于含有0.01～0.06重量％的C的硅钢坯，通过在精热轧的第一道次实施40％以上的大压下量轧制，后半程每一道次实施30％以下的小压下量轧制，使热轧板表层存在的高斯取向晶粒增加，通过使用所谓的结构记忆机制，在初次再结晶退火后也使高斯取向晶粒在表层增加，仅使尖锐的二次再结晶晶粒生长。
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：日本特开平3－10020号公报
专利文献4：日本特开平2－101121号公报
专利文献5：日本特开昭61－34117号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，在专利文献3中存在如下问题，即，在粗热轧中虽然规定在1280℃以上的大压下量轧制，但作为原本的技术构思是在α单相区的大压下量轧制，根据成分，在1280℃以上也成为(α+γ)双相区，不能得到充分均匀再结晶组织。
另外，在专利文献4中，通过精热轧控制，热轧板表层的剪切变形增加，但原本难以再结晶的是难以导入剪切变形的板厚中心层，在促进在该部位的再结晶的方面遗留有问题。
另外，在专利文献4和5中，推测主要着眼点是在高γ相百分率的温度范围进行大压下量轧制，但由于最大γ相百分率温度范围因原料成分不同而大幅变化，因此，由于某些成分而使大压下量轧制在偏离最大γ相百分率温度范围的温度范围内进行，因此存在磁性改善效果不充分的问题。
用于解决问题的方法
在此，发明人等为了解决上述课题进行了深入研究。结果发现了取向性电磁钢板中作为公知成分的Si、C、Ni添加量与α单相相出温度(Tα)及最大γ相百分率温度(Tγmax)的关系，并且发现重要的是，对于热轧的粗轧工序的第一道次，在根据α单相相出温度求得的(Tα－100)℃以上的温度下实施大压下量轧制，并且对于热轧的精热轧工序的任意一个道次，在根据最大γ相百分率温度求得的(Tγmax±50)℃的温度范围进行大压下量轧制。
即，发明人同时发现，通过实施上述热轧，热轧板中的铁素体晶粒微细化，而且γ相微细、均匀地相出，由此热轧板组织微细化；以及随着该热轧板组织的微细化，可以良好地控制初次再结晶板的织构。
本发明是基于上述见解而完成的，其目的在于提供奥氏体(γ)－铁素体(α)相变利用型的取向性电磁钢板的制造方法，其在热轧中，通过在粗轧工序的第一道次及精轧工序的任意至少一个道次中，在基于原料成分的规定的温度范围进行大压下量轧制，在二次再结晶后表现出优良的磁特性。
另外，本发明在上述技术的基础上，通过在初次再结晶退火的升温过程中控制规定温度范围的升温速度、实施磁畴细化处理，能够进一步提高取向性电磁钢板的磁特性。
即，本发明的主旨构成如下。
1.一种取向性电磁钢板的制造方法，包括如下一系列工序：对以质量％计含有Si：3.0％以上且4.0％以下、C：0.020％以上且0.10％以下、Ni：0.005％以上且1.50％以下、Mn：0.005％以上且0.3％以下、酸可溶性Al：0.01％以上且0.05％以下及N：0.002％以上且0.012％以下、还含有合计为0.05％以下的选自S及Se中的1种或2种、余量由Fe及不可避的杂质构成的钢坯，进行钢坯加热后，进行热轧，接着在实施或不实施热轧板退火的情况下实施一次或隔着中间退火的两次以上的冷轧，由此制成最终板厚，然后，实施初次再结晶退火，进而实施二次再结晶退火，其中，在所述热轧的粗轧工序中，将根据下述(1)式算出的α单相相出温度设为Tα时，在第一道次在(Tα－100)℃以上的温度下进行轧制率为30％以上的粗轧，
而且，在该热轧的精轧工序中，将根据下述(2)式算出的最大γ相百分率温度设为Tγmax时，至少在一个道次在(Tγmax±50)℃的温度范围进行轧制率为40％以上的精轧。
Tα[℃]＝1383.98－73.29[％Si]+2426.33[％C]+271.68[％Ni]……(1)
Tγmax[℃]＝1276.47－59.24[％Si]+919.22[％C]+149.03[％Ni]……(2)
其中，[％A]表示A元素的钢中含量(质量％)。
2.如上述1所述的取向性电磁钢板的制造方法，其中，所述钢坯以质量％计，还含有选自Sn：0.005％以上且0.50％以下、Sb：0.005％以上且0.50％以下、Cu：0.005％以上且1.5％以下及P：0.005％以上且0.50％以下中的1种或2种以上。
3.如上述1或2所述的取向性电磁钢板的制造方法，其中，将所述初次再结晶退火中的500℃～700℃之间的升温速度设定为50℃/s以上。
4.如上述1～3中任一项所述的取向性电磁钢板的制造方法，其中，在所述冷轧后的任一阶段，对钢板实施磁畴细化处理。
5.如上述1～3中任一项所述的取向性电磁钢板的制造方法，其中，对所述二次再结晶后的钢板实施利用电子束照射的磁畴细化处理。
6.如上述1～3中任一项所述的取向性电磁钢板的制造方法，其中，对所述二次再结晶后的钢板实施利用连续激光照射的磁畴细化处理。
7.如上述1～6中任一项所述的取向性电磁钢板的制造方法，其中，在(Tγmax±50)℃的温度范围，实施至少一个道次的应变速度为6.0s－1以上的精热轧。
发明效果
根据本发明的取向性电磁钢板的制造方法，能够控制初次再结晶板的织构，使其在成品板中向高斯取向高度集聚，因此，能够制造在二次再结晶退火后具有比以往更优良的磁特性的取向性电磁钢板。特别是，即使本发明的取向性电磁钢板是一般难以制造的板厚为0.23mm的薄钢板，也可以实现二次再结晶退火后的铁损W17/50为0.85W/kg以下的优良的铁损特性。
附图说明
图1是表示粗热轧及精热轧第一道次温度及轧制率给最终退火板磁特性带来的影响的图(原料No.3)；
图2是表示粗热轧及精热轧第一道次温度及轧制率给最终退火板磁特性带来的影响的图(原料No.15)；
图3是表示粗热轧及精热轧第一道次温度及轧制率给最终退火板磁特性带来的影响的图(原料No.20)。
具体实施方式
下面，对本发明具体地进行说明。需要说明的是，在没有特别说明的情况下，涉及钢板成分的“％”是指质量％。
Si：3.0％以上且4.0％以下
Si是对增大钢的电阻、降低构成铁损的一部分的涡流损耗极其有效的元素。在钢板中添加了Si的情况下，直至含量为11％，电阻一直会增加，但是在含量超过4.0％时，加工性显著降低。另一方面，含量低于3.0％时，电阻过于减小而无法得到良好的铁损特性。因此，Si设定为3.0％以上且4.0％以下的范围。
C：0.020％以上且0.10％以下
C是通过在热轧及热轧板退火的均热时利用奥氏体-铁素体相变而改善热轧组织所需的元素，但如果C含量超过0.10％，不仅脱碳处理的负荷增大，而且脱碳本身不完全，成为在成品板中产生磁时效的原因。另一方面，如果C含量低于0.020％，则热轧组织的改善效果减小，难以得到期望的初次再结晶织构。因此，C设定为0.020％以上且0.10％以下的范围。
Ni：0.005％以上且1.50％以下
Ni是奥氏体生成元素，因此是对通过利用奥氏体相变来改善热轧板组织，从而提高磁特性有用的元素。但是，含量低于0.005％时，磁特性的提高效果小，另一方面，含量高于1.50％时，加工性降低，因此，除了通板性变差以外，二次再结晶也变得不稳定，从而使磁特性劣化。因此，Ni设定为0.005～1.5％的范围。
Mn：0.005％以上且0.3％以下
由于在二次再结晶退火的升温过程中，MnS及MnSe在抑制正常晶粒生长方面起到抑制剂作用，因此，在取向性电磁钢板中Mn是重要的元素。在此，Mn含量如果低于0.005％，则抑制剂的绝对量不足，因此，正常晶粒生长的抑制力不足。另一方面，如果Mn含量超过0.3％，则在加热热轧前的钢坯的过程中，不仅为了使Mn完全固溶而需要高温的钢坯加热，而且因抑制剂会粗大析出，正常晶粒生长的抑制力不足。因此，Mn设定为0.005％以上且0.3％以下的范围。
酸可溶性Al：0.01％以上且0.05％以下
在二次再结晶退火的升温过程中，AlN在抑制正常晶粒生长的方面起到抑制剂的作用，因此，在取向性电磁钢板中酸可溶性Al是重要的元素。在此，如果酸可溶性Al的含量低于0.01％，则抑制剂的绝对量不足，因此，正常晶粒生长的抑制力不足。另一方面，如果酸可溶性Al的含量超过0.05％，则会使AlN粗大析出，因此，正常晶粒生长的抑制力依然不足。因此，酸可溶性Al设定为0.01％以上且0.05％以下的范围。
N：0.002％以上且0.012％以下
对于N而言，与Al结合形成抑制剂，但其含量低于0.002％时，抑制剂的绝对量不足，正常晶粒生长的抑制力不足。另一方面，如果含量超过0.012％，则冷轧时产生称为泡的空孔，钢板的外观劣化。因此，N设定为0.002％以上且0.012％以下的范围。
选自S及Se中的1种或2种的合计：0.05％以下
对于S及Se而言，与Mn结合形成抑制剂，但如果含量超过0.05％，则在二次再结晶退火中脱S、脱Se不完全，因此引起铁损劣化。因此，将选自S及Se中的1种或2种以合计量计设定为0.05％以下。另外，这些元素其下限没有特别限制，但为了发挥其添加效果，优选含有约0.01％以上。
以上，对本发明的基本成分进行了说明，但在本发明中，除此以外，根据需要可以适当含有以下所示的元素。
Sn：0.005％以上且0.50％以下、Sb：0.005％以上且0.50％以下、Cu：0.005％以上且1.5％以下及P：0.005％以上且0.50％以下
Sn、Sb、Cu及P虽然是对提高磁特性有用的元素，但是如果各自的含量低于上述范围的下限值，则磁特性的改善效果不足，另一方面，如果各自的含量超过上述范围的上限值，则二次再结晶变得不稳定，磁特性劣化。因此，可以在Sn：0.005％以上且0.50％以下、Sb：0.005％以上且0.50％以下、Cu：0.005％以上且1.5％以下及P：0.005％以上且0.50％以下的范围分别含有。
对具有上述组成的钢坯进行钢坯加热，进行热轧。
在此，本发明的大的特征在于，在上述热轧的粗轧工序(在本发明中也简称为粗热轧)及精轧工序(在本发明中也称为精热轧)中，在将根据Si、C、Ni添加量求得的α单相相出温度设为Tα时，以及将最大γ相百分率温度设为Tγmax时，对于粗热轧的第一道次，将表面温度设定为(Tα－100)℃以上而实施大压下量轧制，且对于精热轧的工序中至少一个道次，将表面温度设定为(Tγmax±50)℃的温度范围而进行大压下量轧制。
在此，对完成本发明的实验进行说明。对于表1所示的钢组成钢坯，使用热加工模拟试验机(加工フォーマスター試験機)，测定升温过程中的热膨胀率，根据其斜率变化求得Tα。也就是说，α相(bcc结构)与γ相(fcc结构)相比，晶格的填充率低，因此，根据急剧的热膨胀率的变化可以确认α单相的相出。
表1
另外，对于Tγmax，首先，使用热力学计算软件(Thermo－Calc)，估算该成分为最大γ相百分率的温度。接着，使用再现热循环试验机，对于估算温度±30℃的范围，以每5℃各进行30分钟均热处理之后，通过实施急冷而将组织冻结。对于此时的钢板组织，通过使用了光学显微镜的组织观察，实测约130μm×100μm的范围的珠光体百分率，将5个视野的平均值作为γ相百分率。
之后，将试验温度和γ相百分率的实测结果的关系作图，通过对该图进行曲线拟合，求得γ相百分率的极大值，将取极大值的温度设为Tγmax。
将按以上步骤求得出Tγmax的结果一起示于表1。基于该表的结果，通过多元回归计算，求得Si、C、Ni添加量和Tα及Tγmax的关系，则为以下的2式，即成为(1)式及(2)式。
Tα[℃]＝1383.98－73.29[％Si]+2426.33[％C]+271.68[％Ni]……(1)
Tγmax[℃]＝1276.47－59.24[％Si]+919.22[％C]+149.03[％Ni]……(2)
其中，[％A]表示A元素的钢中含量(质量％)。
接着，对于表1中No.3、15及20所示的钢组成钢坯，进行变更热轧条件的实验。在此，对于Tα及Tγmax，使用由上述(1)式及(2)式求出的值。对于No.3原料，Tα＝1321℃、Tγmax＝1177℃，对于No.15原料，Tα＝1323℃、Tγmax＝1144℃，对于No.20原料，Tα＝1266℃、Tγmax＝1116℃。
对于表1所示的各钢坯，加热至1400℃的温度后，在各种条件下进行粗热轧－第一道次温度和轧制率及精热轧－第一道次温度和轧制率，热轧至板厚为2.6mm厚度，在1050℃下实施40s的热轧板退火。之后，进行初次冷轧，直至板厚为1.7mm厚，在1100℃下进行60s的中间退火。进而，冷轧至板厚为0.23mm厚，在800℃下实施120s的兼作脱碳退火的初次再结晶退火。之后，在钢板表面涂敷以MgO为主成分的退火分离剂，在1150℃下进行50h的兼作纯化退火的二次再结晶退火，得到在各个条件下的试验片。
图1～3表示表1中的No.3、15及20原料的磁特性。从图1～3可知，通过在(Tα－100)℃以上的温度下实施第一道次的轧制率≥30％的粗热轧，且在(Tγmax±50)℃的温度范围实施第一道次的轧制率≥40％的精热轧，表现出良好的磁特性。
需要说明的是，在本发明中，粗热轧的第一道次的温度的上限没有特别规定，考虑到高温钢坯加热后的空冷，优选为1350℃左右，另外，轧制率的上限从咬入角的观点来看，优选为60％左右。另外，粗热轧在总道次为约2～7道次进行，但第二道次以后的温度及轧制率没有特别限定，温度可以为约(Tα－150)℃以上，轧制率可以为约20％以上。
另一方面，从咬入角的观点来看，精热轧的轧制率的上限优选80％左右。另外，精热轧以总道次为约4～7道次进行，由发明人进一步研究的结果可知，即使是第二道次以后，只要在(Tγmax±50)℃的温度范围进行轧制率≥40％的精热轧，在任意时刻的道次进行该条件的精热轧均能够得到本发明的效果。因此，本发明中，在精热轧工序中，至少使一个道次在(Tγmax±50)℃的温度范围进行轧制率为40％以上的精轧即可。
通过满足上述的条件而实施粗热轧及精热轧，表现出如上所述的织构改善效果，在成品板中能够表现出良好的磁特性。另外，通过在(Tγmax±50)℃的温度范围实施一个道次的应变速度为6.0s－1以上的精热轧，作为本发明的特征的精热轧中的γ相的微细相出变显著，初次再结晶板织构的改善效果及二次再结晶板的磁特性改善效果变显著。
另外，本发明中，如果需要，可以通过热轧板退火来进行热轧板组织的改善。这时的热轧板退火优选在均热温度：800℃以上且1200℃以下、均热时间：2s以上且300s以下的条件下进行。
热轧板退火的均热温度低于800℃时，热轧板组织的改善不完全，残留未再结晶部，因此，有可能无法得到希望的组织。另一方面，均热温度超过1200℃时，AlN、MnSe及MnS的溶解进行，在二次再结晶过程中抑制剂的抑制力不足，不进行二次再结晶，结果有可能引起磁特性劣化。因此，优选将热轧板退火的均热温度设定为800℃以上且1200℃以下。
另外，如果均热时间不足2s，则由于高温保持时间短，残留未再结晶部，有可能无法得到希望的组织。另一方面，如果均热时间超过300s，则AlN、MnSe及MnS的溶解进行，在二次再结晶过程中抑制剂的抑制力不足，不进行二次再结晶，有可能引起磁特性劣化。
因此，优选将热轧板退火的均热时间设定为2s以上且300s以下。
热轧板退火后或不进行热轧板退火，将钢板通过一次或隔着中间退火的两次以上的冷轧而轧制至最终精加工厚度，由此，可以得到本发明的取向性电磁钢板。
在本发明中，中间退火的条件只要按照现有公知的条件即可，但优选使均热温度：800℃以上且1200℃以下、均热时间：2s以上且300s以下，在中间退火后的冷却过程中，将在800～400℃区间的冷却速度设定为10℃/s以上且200℃/s以下的急冷处理。
在此，上述的均热温度低于800℃时，由于残留未再结晶组织，在初次再结晶板组织中难以得到整粒组织(整粒組織)，不能进行希望的二次再结晶晶粒生长，有可能引起磁特性劣化。另一方面，均热温度超过1200℃时，AlN、MnSe及MnS的溶解进行，在二次再结晶过程中抑制剂的抑制力不足，不进行二次再结晶，结果有可能引起磁特性劣化。
因此，优选将最终冷轧前的中间退火的均热温度设定为800℃以上且1200℃以下。
另外，如果将均热时间设定为不足2s，则由于高温保持时间短，残留未再结晶部，所以难以得到希望的组织。另一方面，如果将均热时间设定为超过300s，则AlN、MnSe及MnS的溶解进行，在二次再结晶过程中抑制剂的抑制力不足，不进行二次再结晶，因此，有可能引起磁特性劣化。
因此，优选最终冷轧前的中间退火的均热时间为2s以上且300s以下。
另外，在最终冷轧前的中间退火后的冷却过程中，如果将800～400℃区间的冷却速度设定为低于10℃/s，则碳化物的粗大化容易进行，从之后的冷轧到初次再结晶退火的织构的改善效果弱，磁特性易劣化。另一方面，如果在800～400℃区间的冷却速度设定为超过200℃/s，则易生成硬质的马氏体相，不能在初次再结晶板组织中得到希望的组织，有可能引起磁特性劣化。
因此，最终冷轧前的中间退火后的冷却过程中的800～400℃区间的冷却速度，优选设定为10℃/s以上且200℃/s以下。
在本发明中，通过将最终冷轧的轧制率设定为80％以上且92％以下，可以得到更加良好的初次再结晶板的织构。
对最终冷轧中轧制到最终板厚的钢板，优选以均热温度：700℃以上且1000℃以下实施初次再结晶退火。另外，对于初次再结晶退火而言，例如只要在湿氢气氛中进行则也可以兼进行钢板的脱碳。
在此，初次再结晶退火的均热温度低于700℃时，未再结晶部残留，有可能无法得到希望的组织。另一方面，均热温度高于1000℃时，有可能会产生高斯取向晶粒的二次再结晶。
因此，优选初次再结晶退火为700℃以上且1000℃以下。
通过实施满足上述条件的通常的初次再结晶退火，实现上述的织构改善效果。但是，通过实施直至达到初次再结晶退火的均热温度的500℃～700℃之间的升温速度为50℃/s以上的初次再结晶退火，能够进一步提高初次再结晶板的织构的S取向({1241}＜014＞)强度比率及高斯取向比率，因此，可提高二次再结晶后的磁通密度，并减小粒径，改善铁损特性。
在此，就初次再结晶退火的温度范围而言，由于初次再结晶退火的目的是在相当于冷轧后的组织的恢复的温度范围进行快速加热，使其再结晶，因此，重要的是相当于组织的恢复的500℃～700℃下的升温速度，优选对该范围进行规定。具体地说，该温度范围的升温速度低于50℃/s时，不能充分抑制在该温度下的组织的恢复，因此，优选升温速度为50℃/s以上。另外，对上述升温速度的上限没有限制，但从设备方面考虑，优选为300℃/s。
另外，初次再结晶退火一般多兼作脱碳退火，只要在适当的氧化性气氛(例如)中实施即可。另外，关于要求高升温速度的上述500℃～700℃之间，考虑到由于设备等的限制而难以导入氧化性气氛的情况，但从脱碳的观点来看，重要的是主要在800℃附近的氧化性气氛，因此，关于500℃～700℃之间，即使是的范围也没有问题。
这些退火困难的情况下，也可以另外设置脱碳退火工序。
在本发明中，在初次再结晶退火后至二次再结晶退火开始之间也可实施使钢中含有150～250ppm的范围的N的氮化处理。因此，可以应用在初次再结晶退火后，在NH3气氛中进行热处理，或者使退火分离剂中含有氮化物，或将二次再结晶退火气氛设定为氮化气氛的公知的技术。
之后，可以根据需要在钢板表面涂敷以MgO为主成分的退火分离剂，接着进行二次再结晶退火。对于该二次再结晶退火的退火条件，也没有特别限制，只要以现有公知的退火条件进行即可。另外，如果将此时的退火气氛设定为氢气氛，则也可以兼进行纯化退火。之后，经过绝缘被膜涂敷工序及平坦化退火工序而得到希望的取向性电磁钢板。此时的绝缘被膜涂敷工序及平坦化退火工序的制造条件也没有特别规定，根据常规方法即可。
满足上述的条件而制造的取向性电磁钢板在二次再结晶后具有非常高的磁通密度，并且具有低的铁损特性。
但是，所谓具有高的磁通密度，表示在二次再结晶过程中仅高斯取向附近的取向优先生长。即，由于越靠近高斯取向，二次再结晶晶粒的生长速度越快是公知的，因此，所谓进行高磁通密度化，表示二次再结晶粒径潜在性地粗大化，从磁滞损耗降低的观点来看是有利的，但从涡流损耗降低的观点来看却是不利的。为了有利地解决与如上所述的铁损降低这种最终目标相反的现象，在本发明中可以实施磁畴细化处理。
通过实施磁畴细化处理，能够改善由二次再结晶粒径的粗大化导致的涡流损耗的增大，合并磁滞损耗的降低，能够得到比前述的取向性电磁钢板的实施方式中更为良好的铁损特性。另外，在本发明中可以应用现有公知的所有耐热型或非耐热型的磁畴细化处理方法，但特别是如果对二次再结晶后的钢板表面实施使用电子束或连续激光的磁畴细化处理，则能够使磁畴细化效果渗透至钢板板厚内部，因此，与蚀刻法等其它磁畴细化处理相比，可以得到更低的铁损特性。
实施例
(实施例1)
将表2所示的钢组成钢坯在1420℃的温度下加热后，在1280℃下以轧制率40％进行粗热轧第一道次，在1180℃下以轧制率50％进行精热轧第一道次，热轧至板厚：2.6mm。之后，在1050℃下实施40s的热轧板退火。之后，进行冷轧，直至板厚：1.6mm，在1080℃下实施80s的中间退火后，冷轧至板厚：0.23mm，在820℃下实施120s的兼作脱碳的初次再结晶退火。之后，在钢板表面涂敷以MgO为主成分的退火分离剂后，在1150℃下进行50h的兼作纯化的二次再结晶退火。
将根据以下的(1)、(2)式算出的Tα、Tγmax、及最终退火板磁测定的结果一起示于表2。
Tα[℃]＝1383.98－73.29[％Si]+2426.33[％C]+271.68[％Ni]……(1)
Tγmax[℃]＝1276.47－59.24[％Si]+919.22[％C]+149.03[％Ni]……(2)
其中，[％A]表示A元素的钢中含量(质量％)。
表2
从表2来看，对于粗热轧的第一道次在(Tα－100)℃以上的温度范围实施了大压下量轧制、且对于精热轧的第一道次在(Tγmax±50)℃的温度范围实施了大压下量轧制的原料而言，可以得到优良的磁特性。另一方面，对于No.1、No.4的原料，无法得到优良的磁特性的原因，推定是因为相对于由成分算出的最大γ相百分率温度范围，精热轧第一道次温度为高温侧，因此铁素体晶粒的再结晶晶粒微细化及γ相的均匀相出不充分。
从以上的结果可知，基于钢坯成分，使用上述(1)、(2)式算出Tα、Tγmax，对于粗热轧第一道次，通过在(Tα－100)℃以上的温度范围实施30％以上的大压下量轧制，且对于精热轧第一道次，在(Tγmax±50)℃的温度范围实施40％以上的大压下量轧制，由此得到磁特性优良的取向性电磁钢板。
(实施例2)
在1420℃的温度下加热表3所示的钢组成钢坯后，在1280℃下、以轧制率40％进行粗热轧第一道次，在1180℃下、以轧制率50％进行精热轧第一道次，热轧至板厚：2.6mm。之后，在1050℃下实施40s的热轧板退火。之后，进行冷轧，直至板厚：1.8mm，在1080℃下实施80s的中间退火后，冷轧至板厚：0.27mm，在820℃下实施120s的兼作脱碳的初次再结晶退火。之后，在钢板表面涂敷以MgO为主成分的退火分离剂后，在1150℃下进行50h的兼作纯化的二次再结晶退火。
将根据上述(1)、(2)式算出的Tα、Tγmax、及最终退火板磁测定的结果一起示于表3。
表3
从表3来看，对于粗热轧的第一道次在(Tα－100)℃以上的温度范围实施了大压下量轧制、且对于精热轧的第一道次在(Tγmax±50)℃的温度范围实施了大压下量轧制的原料而言，得到优良的磁特性。
从以上的结果可知，基于钢坯成分，根据上述(1)、(2)式算出Tα、Tγmax，对于粗热轧第一道次，在(Tα－100)℃以上的温度范围实施30％以上的大压下量轧制，且对于精热轧第一道次，在(Tγmax±50)℃的温度范围实施40％以上的大压下量轧制，由此得到磁特性优良的取向性电磁钢板。
(实施例3)
上述的实施例1及2是以初次再结晶退火中的500℃～700℃之间的升温速度为20℃/s进行的结果。在此，使用以实施例1的No.2(发明例)的条件冷轧至板厚：0.23mm的厚度的试样，将初次再结晶退火的500℃～700℃期之间的升温速度设定为表4所示的值，另外，进行改变磁畴细化处理方法的试验。
在此，就蚀刻槽而言，对于冷轧至板厚：0.23mm的厚度的钢板的单面，在轧制直角方向上形成宽：150μm、深：15μm、轧制方向间隔：5mm的槽。另一方面，对于最终退火后的钢板的单面，以加速电压：100kV、照射间隔：5mm、电子束电流：3mA的条件，沿轧制直角方向连续照射电子束。对于最终退火后的钢板的单面，以光束直径：0.3mm、功率：200W、扫描速度：100m/s、照射间隔：5mm的条件在轧制直角方向连续照射激光。
将磁特性的测定结果一起示于表4。
表4
如表4所示，可知随着初次再结晶退火中的500℃～700℃之间的升温速度增加，显示良好的铁损特性。另外，可知对于全部的升温速度，通过实施磁畴细化处理，显示出非常良好的铁损特性。
(实施例4)
实施例1、2及3是在精热轧的第一道次中，在(Tγmax±50)℃的温度范围将应变速度设定为8.0s－1进行实验的结果。在此，对于实施例1的No.3(发明例)的原料，进行仅变更精热轧的任一道次的应变速度的实验。
使用如表5所示的轧制率及轧制速度，通过在相当于(Tγmax±50)℃内的1150℃下进行至少一个道次的精热轧，调节应变速度，之后热轧至2.0mm。接着，在1100℃下实施60s的热轧板退火。进而，冷轧至0.23mm，在820℃下实施120s的兼作脱碳的初次再结晶退火。之后，在钢板表面涂敷以MgO为主成分的退火分离剂，在1150℃下进行50h的兼作纯化的二次再结晶退火。将最终退火板磁测定的结果一起示于表5。
表5
如表5所示可知，在(Tγmax±50)℃的温度范围，通过实施将至少一个道次的应变速度设定为6.0s－1以上的精热轧，显示出良好的铁损特性。

Claims (7)

1.一种取向性电磁钢板的制造方法，包括如下一系列工序：对以质量％计含有Si：3.0％以上且4.0％以下、C：0.020％以上且0.10％以下、Ni：0.005％以上且1.50％以下、Mn：0.005％以上且0.3％以下、酸可溶性Al：0.01％以上且0.05％以下及N：0.002％以上且0.012％以下、还含有合计为0.05％以下的选自S及Se中的1种或2种、余量由Fe及不可避的杂质构成的钢坯进行钢坯加热后，进行热轧，接着在实施或不实施热轧板退火的情况下实施一次或隔着中间退火的两次以上的冷轧，由此制成最终板厚，然后，实施初次再结晶退火，进而实施二次再结晶退火，其中，
在所述热轧的粗轧工序中，将根据下述(1)式算出的α单相相出温度设为Tα时，在第一道次在(Tα－100)℃以上的温度下进行轧制率为30％以上的粗轧，
而且，在该热轧的精轧工序中，将根据下述(2)式算出的最大γ相百分率温度设为Tγmax时，至少在一个道次在(Tγmax±50)℃的温度范围进行轧制率为40％以上的精轧，
Tα[℃]＝1383.98－73.29[％Si]+2426.33[％C]+271.68[％Ni]……(1)
Tγmax[℃]＝1276.47－59.24[％Si]+919.22[％C]+149.03[％Ni]……(2)
其中，[％A]表示A元素的钢中质量％含量。
2.根据权利要求1所述的取向性电磁钢板的制造方法，其中，
所述钢坯以质量％计，还含有选自Sn：0.005％以上且0.50％以下、Sb：0.005％以上且0.50％以下、Cu：0.005％以上且1.5％以下及P：0.005％以上且0.50％以下中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的取向性电磁钢板的制造方法，其中，将所述初次再结晶退火中的500℃～700℃之间的升温速度设定为50℃/s以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的取向性电磁钢板的制造方法，其中，在所述冷轧后的任一阶段，对钢板实施磁畴细化处理。
5.根据权利要求1～3中任一项所述的取向性电磁钢板的制造方法，其中，对所述二次再结晶后的钢板实施利用电子束照射的磁畴细化处理。
6.根据权利要求1～3中任一项所述的取向性电磁钢板的制造方法，其中，对所述二次再结晶后的钢板实施利用连续激光照射的磁畴细化处理。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的取向性电磁钢板的制造方法，其中，在(Tγmax±50)℃的温度范围，实施至少一个道次的应变速度为6.0s－1以上的精热轧。
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