JP2001047194A - 極めて鉄損の低い高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 Bi添加鋼について、被膜特性を劣化させるこ
となしに、磁気特性改善効果を最大限発揮させ、鉄損お
よび磁束密度が極めて優れた方向性電磁鋼板を安定して
得る。 【解決手段】 Bi：0.005 〜0.050 wt％を含有する方向
性電磁鋼板を製造するに際し、連続鋳造時におけるタン
ディシュ内溶鋼温度を液相線温度よりも少なくとも10℃
以上高くして鋳造する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、変圧器や発電機の
鉄心に利用して好適な磁束密度が高くかつ鉄損が極めて
低い方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】Siを含有し、かつ製品の結晶方位が｛１
１０｝＜００１＞方位に配向した方向性電磁鋼板は、優
れた軟磁気特性を示すことから商用周波数域での各種鉄
心材料として広く用いられている。電磁鋼板に要求され
る特性としては、50Hzの周波数で 1.7Ｔに磁化させた時
の損失であるＷ_17/50 (W/kg)で表わされる鉄損値が低い
ことが重要である。発電機や変圧器の鉄心の鉄損はＷ
_17/50 の値が低い材料を用いることで大幅に低減できる
ことから、鉄損の低い材料の開発が年々強く求められて
きている。

【０００３】一般に材料の鉄損を低減するには、渦電流
損の低下に有効であるSiの含有量を増加し電気抵抗を高
める方法、鋼板の板厚を薄くする方法、製品の結晶粒径
を小さくする方法、さらに結晶方位の集積度を高めて磁
束密度を向上させる方法等が知られている。このうち、
Si含有量を増加させる方法は、Siを過度に含有させると
圧延性や加工性を劣化させることから限界があり、また
これ以上鋼板の板厚を薄くする方法や結晶粒径を小さく
する方法は、極端な製造コストの増大をもたらすため、
好ましくない。

【０００４】残る磁束密度を向上させる方法について
は、これまでよく研究されていて、その特徽は２次再結
晶を支配するインヒビターと呼ばれる析出物の種類の選
定と、それに伴う形態制御技術に尽きるといっても過言
ではない。インヒビターの制御は、主に熱延工程におけ
る均一微細分散によるところが大きいが、他の工程でも
常にその形態制御を第一とする条件が選択されるのが実
情である。例えば特公昭57−44737 号公報には、連続鋳
造スラブを製造する段階で、電磁撹拌の使用により生じ
るスラブ内のインヒビター成分の不均一がもたらす弊害
を無害化する方法が開示されている。このように熱延工
程にいたる以前の工程であっても、インヒビターの均一
性を得るためにきめ細かな操業がなされ、効果を上げて
いる。

【０００５】ところで、これまで代表的なインヒビター
としては、MnＳ, MnSe, AlＮ等が実用化されている。中
でもAlＮを主インヒビターとする場合には、冷延工程で
圧下率を80％以上と高くすることによって｛１１０｝＜
００１＞方位の２次再結晶に好適な集合組織を得ること
ができ、その結果、高い磁束密度が工業的に実現されて
いる。最近では、さらなるインヒビター機能の強化を目
的として、例えば特公昭60−48886 号公報には鋼中にCu
やSnを添加する方法が、また特開平２−115319号公報に
はSbやMoを添加する方法がそれぞれ開示されている。さ
らに特公昭62−45285号公報には、素材のＳまたはSeを
低減してインヒビターの制御に不可欠とされたスラブの
高温加熱を省略し、途中工程で窒化処理する方法が開示
されている。これらの方法により、方向性電磁鋼板の磁
気特性は大きく改善されてきたが、世界的な環境保護気
運が高まる中でトランス製造メーカーの改善要求もます
ます強まりつつある。

【０００６】一方、特開昭51−41624 号公報に開示され
ているように、インヒビターの機能強化に極めて効果の
高い元素としてBiが古くから知られている。しかしなが
ら、このBiには、上記の効果は優れるものの、(1) ２次
再結晶が不安定で磁気特性が安定しない、(2) 方向性電
磁鋼板に固有のフォルステライト被膜が生成しないとい
う欠陥がある。例えば、特開平８−232019号公報には、
脱炭焼鈍後の酸素量を制御すると共に、焼鈍分離剤中へ
特定の化合物を添加することによって被膜を改善する技
術が開示されているが、未解決な部分が多いため、Bi添
加の方向性電磁鋼板の製造は未だ工業的には実施されて
いないのが現状である。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の現状
に鑑み開発されたもので、上述したような公知のインヒ
ビター、とりわけAlとＮおよびBiを含有する方向性電磁
鋼板を製造する場合における２次再結晶の不安定性を解
消して、極めて高い磁束密度ひいては極めて低い鉄損を
得ると共に、Bi添加材において本質的に内在する被膜特
性不良を効果的に解消した、極めて鉄損の低い高磁束密
度方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提案することを目
的とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
した２次再結晶の不安定性を解消すべく、インヒビター
であるBiの２次再結晶に及ぼす影響を綿密に検討した結
果、連続鋳造スラブ段階におけるBiの均一分散性が極め
て重要であることを新たに知見した。本発明は、上記の
知見に立脚するものである。

【０００９】すなわち、本発明の要旨構成は次のとおり
である。 １．Ｃ：0.03〜0.10wt％、Si：2.5 〜4.5 wt％およびB
i：0.005 〜0.050 wt％を含有し、かつその他公知のイ
ンヒビター元素を含有する溶鋼を、連続鋳造によってス
ラブとしたのち、熱間圧延、冷間圧延および熱処理の組
合せによって方向性電磁鋼板を製造するに際し、連続鋳
造時におけるタンディシュ内溶鋼温度を液相線温度より
も少なくとも10℃以上高くして鋳造を行う、ことを特徴
とする極めて鉄損の低い高磁束密度方向性電磁鋼板の製
造方法。

【００１０】２．Ｃ：0.03〜0.10wt％、Si：2.5 〜4.5
wt％、Mn：0.05〜1.5 wt％およびBi：0.005 〜0.050 wt
％を含有し、かつ主インヒビター元素としてＳおよび／
またはSe：0.010 〜0.040 wt％、sol.Al：0.015 〜0.05
0 wt％およびＮ：0.005 〜0.015 wt％を含有し、さらに
インヒビター補強元素としてCu：0.05〜0.5 wt％、Sn：
0.05〜0.5 wt％、Sb：0.005 〜0.10wt％Mo：0.005 〜0.
10wt％およびＢ：0.001 〜0.01wt％のうちから選ばれる
１種または２種以上を含有する溶鋼を、連続鋳造により
スラブとし、ついでこの鋼スラブを、1350℃以上に加熱
したのち、熱間圧延によって熱延板とし、必要に応じて
熱延板焼鈍を施し、酸洗後、１回または中間焼鈍を含む
２回以上の冷間圧延を施して最終板厚としたのち、１次
再結晶を兼ねた脱炭焼鈍を施し、ついで MgOを主成分と
する焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上焼鈍により２
次再結晶および純化処理を施す、一連の工程によって方
向性電磁鋼板を製造するに際し、連続鋳造時におけるタ
ンディシュ内溶鋼温度を液相線温度よりも少なくとも10
℃以上高くして鋳造を行う、ことを特徴とする極めて鉄
損の低い高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１１】３．Ｃ：0.03〜0.10wt％、Si：2.5 〜4.5
wt％、Mn：0.05〜1.5 wt％およびBi：0.005 〜0.050 wt
％含有し、かつ主インヒビター元素としてＳおよび／ま
たはSe：0.010 wt％未満、sol.Al：0.015 〜0.050 wt％
およびＮ：0.005 〜0.015 wt％を含有し、さらにインヒ
ビター補強元素としてCu：0.05〜0.5 wt％、Sn：0.05〜
0.5 wt％、Sb：0.005 〜0.10wt％Mo：0.005 〜0.10wt％
およびＢ：0.001 〜0.01wt％のうちから選ばれる１種ま
たは２種以上を含有する溶鋼を、連続鋳造によりスラブ
とし、ついでこの鋼スラブを、1250℃以下に加熱したの
ち、熱間圧延によって熱延板とし、必要に応じて熱延板
焼鈍を施し、酸洗後、１回または中間焼鈍を含む２回以
上の冷間圧延を施して最終板厚としたのち、１次再結晶
を兼ねた脱炭焼鈍を施し、ついで MgOを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布してから、最終仕上焼鈍により２次再結
晶および純化処理を施し、さらに熱間圧延終了後から２
次再結晶開始までのいずれかの段階で窒化処理を施す、
一連の工程によって方向性電磁鋼板の製造するに際し、
連続鋳造時におけるタンディシュ内溶鋼温度を液相線温
度よりも少なくとも10℃以上高くして鋳造を行う、こと
を特徴とする極めて鉄損の低い高磁束密度方向性電磁鋼
板の製造方法。

【００１２】４．上記１，２または３において、良好な
フォルステライト被膜を生成するために、鋼中にさらに Cr：0.05〜0.50wt％ を含有させることを特徴とする極めて鉄損の低い高磁束
密度方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１３】

【発明の実施の形態】以下、本発明を由来するに至った
実験結果について述べる。実験１ この実験は、２次再結晶に及ぼすBiの影響を明らかにす
る目的で行ったものである。Ｃ：0.07wt％（以下単に％
と略記する）, Si：3.35％, Mn：0.07％, Se：0.025
％, Sb：0.045 ％, Al：0.025 ％およびＮ：0.0085％を
含有する溶鋼をベースとし、このベース鋼にBiを種々の
範囲で添加した鋼を、連続鋳造によりスラブとしたの
ち、1400℃に加熱し、ついで熱間圧延によって 2.2mm厚
の熱延板としたのち、1000℃で１分間の熱延板焼鈍、急
冷処理を経て、酸洗し、ついで 1.6mm厚までタンデム圧
延機で冷間圧延したのち、1100℃で１分間の中間焼鈍、
急冷処理を経て、 200℃の温間圧延を含む冷間圧延をロ
ール径：80mmのリバース圧延機によって行い、0.22mm厚
に仕上げた。その後、 840℃で２分間の脱炭焼鈍を施し
たのち、MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布してか
ら、窒素雰囲気中で 850℃まで10℃/hの速度で昇温し、
ついで窒素：25％、水素：75％の雰囲気中にて1200℃ま
で30℃/hの昇温速度で加熱する仕上焼鈍を行った。かく
して得られた製品板の磁気特性を比較したところ、磁束
密度に及ぼすBi添加量の明瞭な影響は見られなかった。

【００１４】そこで、各工程の処理条件について種々調
査を行ったところ、磁束密度に対して、連続鋳造時にお
けるタンディシュ内の溶鋼温度の影響が極めて強いこと
が判明した。図１に、タンディシュ内の溶鋼温度と鋼の
液相線温度との差ΔＴ（℃）が磁束密度に及ぼす影響
を、Bi含有量との関係で示す。なお、液相線温度ＴＬ
（℃）は、次式 ＴＬ＝1538−｛55(%C)＋80(%C)² + 13(%Si) + 4.8(%Mn)
＋1.5(%Cr)＋3.1(%Ni)｝ を用いて算出した。

【００１５】図１から明らかなように、ΔＴが10℃以上
となると、0.005 ≦Bi≦0.050 ％の範囲で極めて高い磁
束密度が得られることが判明した。これに対し、Bi含有
量が 0.050％を超えると磁束密度は逆に従来材よりも劣
化し、また 0.005％未満ではΔＴが低い方が良好な結果
が得られたが、その値は従来材程度にすぎなかった。

【００１６】上記の結果に基づき、Biの存在形態を、ス
ラブおよび熱延板について調査したところ、鋼中のBi相
のサイズがBiの含有量が少ないほど小さく、多いほど大
きくなる傾向にあることが判明した。さらに驚くべき
は、ΔＴが小さくなるにつれBi相のサイズは大きくな
り、かつ均一分散性が損なわれていくことが判明した。

【００１７】この理由は定かではないが、Biは母相に対
しほとんど溶解しないため、タンディシュ内を溶鋼が移
動する際に凝集が進行すると予想され、その際、凝集速
度がBiの濃度に比例し、溶鋼温度に反比例する傾向を示
すためではないかと考えられる。いずれにしろ、Biがイ
ンヒビター機能を効果的に発揮する 0.005％以上の領域
では、ΔＴを10℃以上とすることによってBiの均一分散
が図れ、磁気特性が向上することが明らかとなった。こ
の結果、従来のBi添加による２次再結晶の不安定性が解
消され、磁気特性の安定化が可能となった。

【００１８】実験２ 次に、Bi添加材のもう一つの欠陥である、フォルステラ
イト被膜の生成不良を如何に改善するかについて鋭意研
究を行ったところ、鋼中へのCr添加が極めて有効である
ことが判明した。以下、Crの添加量を変更してBiと複合
添加した場合の実験結果について説明する。Ｃ：0.06
％, Si：3.30％, Mn：0.08％, Se：0.021 ％, Sb：0.02
5 ％, Bi：0.025 ％, Al：0.025 ％およびＮ：0.0085％
を含有する溶鋼をベースとし、このベース鋼にCrを0.0
2, 0.05, 0.10, 0.2, 0.5％添加したラボ鋼塊を作製し
た。ついで、この鋼塊を50mm厚のシートバーに鍛造し、
1420℃に加熱後、熱間圧延により2.2mm 厚の熱延板とし
た。ついで 950℃, ２分間の熱延板焼鈍を施し、酸洗
後、1.5mm 厚まで冷間圧延した。引き続き1050℃, １分
間の中間焼鈍後、250 ℃の温間圧延を含む冷間圧延によ
り0.22mm厚の冷延板としたのち、840 ℃で２分間の脱炭
焼鈍を施し、ついで MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗
布してから、窒素雰囲気で 850℃まで10℃/hで昇温し、
ついで窒素：25％、水素：75％の雰囲気中にて1200℃ま
で30℃/hの昇温速度で加熱する仕上焼鈍を行った。かく
して得られた製品板の磁気特性と被膜特性について調べ
た結果を、表１に示す。なお、被膜特性は、50％のコロ
イダルシリカを含有するリン酸マグネシウムをコート剤
として塗布し、850 ℃で焼付けたのち、丸棒に巻付ける
屈曲試験における、被膜の剥離限界直径で評価した。

【００１９】

【表１】

【００２０】同表から明らかなように、0.05〜0.50％の
Crの添加は、Biの磁束密度向上効果を失わせることはな
く、しかもCr：0.05％以上の添加により、Biの被膜生成
抑制効果が打ち消されて良好な被膜が形成されることが
判明した。なお、良好な被膜の生成は、鋼板への張力付
与効果をもたらすため鉄損の改善にも大きく貢献する。

【００２１】上記したようなCrの効果については、必ず
しも明確に解明されたわけではないが、Crを添加した鋼
材では、脱炭焼鈍板の表層に生成するSiO₂の形態に変化
が生じていることが確認された。

【００２２】次に、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法
において、意図した効果を得るために必要な構成要件と
その好適範囲および作用について詳述する。まず、素材
の成分組成範囲について述べる。 Ｃ；Ｃ量が0.10％を超えるとγ変態量が過剰となり、熱
間圧延中に析出するMnSe、MnＳなどのインヒビターの分
布の均一性が阻害され、また脱炭焼鈍の負荷も増大し脱
炭不良を発生し易くなる。一方、0.03％未満では組織改
善効果が得られず、２次再結晶が不完全となり同じく磁
気特性が劣化する。従ってＣ量は0.03〜0.10％の範囲に
限定した。

【００２３】Si；Siは、電気抵抗を増加させ鉄損を低減
するのに有用な元素であり、このためには 2.5％以上を
含有させる必要がある。しかしながら、 4.5％を超える
と加工性が劣化し、製造や製品の加工が極めて困難にな
るので、Si量は 2.5〜4.5 ％の範囲に限定した。

【００２４】Mn；Mnも、同じく電気抵抗を高め、また製
造時の熱間加工性を向上させる有用元素である。この目
的のためには少なくとも0.05％の含有が必要であるが、
1.5 ％を超えた場合にはγ変態を誘起して磁気特性の劣
化を招くので、Mn量は0.05〜1.5％の範囲に限定した。

【００２５】Se, Ｓ；インヒビター成分として、Se, Ｓ
を単独もしくは複合して含有させることが好ましく、こ
れらは鋼中にMn化合物またはCu化合物として析出する。
通常の高温スラブ加熱の場合、正常粒の成長抑制効果を
維持するには、単独添加または併用いずれの場合におい
ても 0.010％以上が必要であるが、 0.040％を超えると
高温のスラブ加熱でも完全に固溶させることができず粗
大な析出物となるためかえって有害である。従って、高
温スラブ加熱の場合におけるＳおよび／またはSeの含有
量は 0.010〜0.040 ％の範囲とする。この時、Mn／（Se
＋Ｓ）が 2.5より小さいと熱間圧延中に粒界割れや耳荒
れが著しく増加するため、Mn／（Se＋Ｓ）≧2.5とする
ことが実用上好ましい。一方、高温のスラブ加熱を省略
する場合には、Se, Ｓは少ないほど固溶温度が低下する
ため好適に作用する。従って、この場合における含有量
は 0.010％以下とする。

【００２６】Al, Ｎ；最終冷延圧下率が80％以上の場
合、２次再結晶温度が非常に高くなるため、鋼中には上
記の元素の他に高温で安定なインヒビター成分の含有が
必要で、インヒビター成分としてAlおよびＮを含有させ
ることが不可欠である。このうちAlは 0.015〜0.050 ％
含有させる必要がある。というのは、Al含有量が 0.015
％未満の場合には、析出するAlＮの量が不足し良好な２
次再結晶を得ることができず、一方 0.050％を超える場
合には、インヒビターとして機能するサイズに均一に分
散させることが困難となるからである。また、Ｎは 0.0
05％以上の含有が必要である。しかしながら、0.015 ％
を超えて含有すると鋼中でガス化し、フクレなどの欠陥
をもたらすので、Ｎは 0.005〜0.015 ％の範囲で含有さ
せることとする。

【００２７】Bi；本発明の特徴の一つであるBiの添加、
さらにはCrとの複合添加について、Biが0.005 ％未満で
は期待するほどの効果が得られず、一方 0.050％を超え
ると均一分散が困難となるので、Biは 0.005〜0.050 ％
の範囲で含有させるものとした。なお、Bi添加材は、フ
ォルステライト被膜の抑制という欠陥が不可避であった
ため、現在までのところ実用化には至っていない。フォ
ルステライト被膜は焼鈍分離剤中のMgO と脱炭焼鈍板の
表層に形成されたSiO₂との固相・固相反応により生成さ
れるが、その反応過程はそれぞれの形態も極めて強く影
響することが知られている。Biは、酸化反応を強く抑制
し、脱炭焼鈍板に形成されるSiO₂の形態を大きく変えて
しまうため、従来技術の延長では被膜の生成が困難であ
ったものと予想される。

【００２８】Cr；今回、Crを複合添加することで初めて
被膜生成が可能となった。その理由は、CrがBiの酸化抑
制効果を打ち消し、脱炭焼鈍板のSiO₂形態を良好に改善
する効果を持つためか、あるいはフォルステライト生成
反応を促進するか、さらには両方の効果を有すためと考
えられる。その効果は、0.05％未満では十分でなく、一
方0.50％を超えても効果は飽和に達しコスト高となるた
め、Cr量は0.05〜0.50％の範囲に限定した。

【００２９】Cu, Sn, Sb, Mo, Ｂ；Cu, Sn, Sb, Moおよ
びＢはいずれも、公知のインヒビターとして抑制力を強
化する補助的な働きを有するので、鋼中に随時添加する
ことが好ましい。このための好適な含有量は、Cu, Snに
ついては0.05〜0.5 ％、Sb, Moについては 0.005〜0.10
％、Ｂについては 0.001〜0.01％である。

【００３０】その他の添加元素については、例えばNi,
Co等の添加は、鋼板の表面性状を改善する効果があるの
で適宜含有させることは有利である。

【００３１】上記の好適成分組成に調整された溶鋼か
ら、連続鋳造によってスラブを製造するが、この時タン
ディシュ内の溶鋼温度と液相線温度との差ΔＴを10℃以
上とすることが特に重要である。というのは、ΔＴが10
℃未満では、Biの均一分散が得られないため、良好な方
位への２次再結晶が安定せず、全体としてバラツキが生
じる原因となり、その結果、Biの添加効果が得られない
からである。この理由は、Biは溶鋼に固溶しにくいため
単体の相として分散した状態で存在し、また溶鋼よりも
比重が大きいためタンディシュ内の溶鋼温度が低いほど
顕著に凝集・沈降が生じ易いことが予想され、連続鋳造
による溶鋼の急冷凝固以前にすでにBiの不均一が生じる
ためと考えられる。

【００３２】とはいえ、ΔＴがあまりに高すぎると、既
に公知のようにスラブの結晶組織が粗大で不均一なもの
となり、一部に２次再結晶しない部分が線状に生じ易く
なるため、ΔＴはさほど高くしない方が好ましいが、Bi
自体の効果が強く作用するので通常の材料のように制限
する必要はない。ただし、ΔＴが高すぎると耐火物の溶
損によるコスト上昇、あるいは連続鋳造でのブレークア
ウトの危険性が増大するためΔＴは80℃以下程度とする
のが望ましい。

【００３３】熱延工程については、通常スラブ加熱後、
熱間圧延により熱延コイルとされるが、この時インヒビ
ターとしてMnＳやMnSeを含有し、高温でのスラブ加熱が
必要な場合には、スラブ加熱温度を1350℃以上とする必
要がある。というのは、スラブ加熱温度が1350℃に満た
ないとインヒビターの固溶が十分ではなく、Mn（Se＋
Ｓ）, AlＮの微細均一な分散析出状態が得られないから
である。一方、SeやＳのような溶体化に高温を必要とす
る成分を制限し、高温でのスラブ加熱を省略する場合に
は、スラブ加熱温度は、加熱後粒成長が生じない1250℃
以下とすることが、熱延組織の均質化ひいては磁気特性
の向上に重要な条件となる。なお、熱間圧延に際して
は、スラブ加熱前後において組織均一化のための厚み低
減処理や幅圧下処理など公知の技術を随時加えることは
可能である。

【００３４】冷延工程については、熱延板焼鈍後、１回
の冷間圧延により最終板厚とするいわゆる冷延１回法、
および必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、第１回目
の冷間圧延、中間焼鈍後、複数回の冷間圧延を施すいわ
ゆる冷延２回法のいずれも採用することができる。冷間
圧延の圧下率については、従来公知なように冷延２回法
の第１回目の圧延は15〜60％の圧下率とする。圧下率が
15％未満の場合には圧延再結晶の機構が作用せず結晶組
織の均一化が得られず、一方60％を超えると集合組織の
集積化が起こり第２回目の圧延の効果が得られなくなる
からである。また、最終圧延における圧下率は80〜90％
とすることが望ましい。圧下率が90％を超えた場合には
２次再結晶が困難となり、一方80％未満では良好な２次
再結晶粒の方位が得られず製品の磁束密度が劣化するか
らである。

【００３５】熱延板焼鈍あるいは中間焼鈍については、
焼鈍温度が過度に低い場合には、圧延後の再結晶組織に
おいて２次再結晶の核となる（１１０）粒の頻度が不足
し、良好な方位の２次再結晶組織が得られなくなる。
（１１０）粒の強度を得るためには熱延板焼鈍後の結晶
組織を一定サイズ以上に粗大化する必要があり、このた
めには 900℃以上の温度まで加熱することが好適であ
る。焼鈍温度の上限については、微細に析出したMn（Se
＋Ｓ）、AlＮを再固溶あるいはオストワルド成長させな
いことが重要なため、1200℃以下とするのが望ましい。
また、かかる焼鈍の冷却過程については特に限定される
ことはないが、焼鈍後の鋼中の固溶Ｃを増加させる点か
ら急冷処理を行ったり、鋼中の微細カーバイドを析出さ
せるための急冷低温保持処理を行ったりすることは、製
品の磁気特性を向上させる上で有効である。また、焼鈍
の雰囲気の酸化性を高めて鋼板表層部を脱炭する公知の
手段も有効である。

【００３６】さらに、最終冷間圧延を公知のように 100
〜350 ℃での温間圧延としたり、また 100〜350 ℃で10
〜60分間のパス間時効処理を施すことは、１次再結晶の
集合組織を改善する上で有用なので、本発明でも採用す
ることはより好ましい結果を得る。また、最終冷間圧延
後、公知のように磁区細分化のために鋼板表面に線状の
溝を設ける処理を行うことも有利である。

【００３７】上記のようにして最終板厚とした鋼板は、
公知の手法による脱炭・１次再結晶焼鈍を施したのち、
MgO を主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布してか
ら、最終仕上げ焼鈍に供されるが、その時Ti化合物を添
加したり、CaやＢを焼鈍分離剤中に含有させることは、
磁気特性をさらに向上させる効果があり好ましい結果を
得ることができる。

【００３８】最終仕上焼鈍においては、昇温途中少なく
とも 900℃以上からはH₂を含有する雰囲気中で昇温する
ことが望ましい。すなわち、H₂雰囲気は最終仕上焼鈍中
に形成される被膜中の酸化物や窒化物の形成に重要な働
きをなしており、 900℃以上の焼鈍の中期から後期にお
いて特に還元性を強めておくことが有効である。最終仕
上焼鈍後は、未反応の分離剤を除去したのち、鋼板表面
に絶縁コーティングを塗布して製品とするが、必要に応
じてコーティング塗布前に鋼板表面を鏡面化しても良い
し、また絶縁コーティングとして張力コーティングを用
いても良い。さらに、コーティングの塗布焼き付け処理
を平坦化処理と兼ねても良い。また、２次再結晶後の鋼
板に、鉄損低減効果を得るため、公知の磁区細分化処理
すなわちプラズマジェットやレーザー照射を線状領域に
施したり、突起ロールにより線状の凹み領域を設けたり
する処理を施すこともできる。

【００３９】

【実施例】実施例１ Ｃ：0.08％, Si：3.40％, Mn：0.070 ％, Se：0.018
％, Sb：0.040 ％, Al：0.025 ％, Ｎ：0.0092％, Bi：
0.025 ％, Cr：0.22％, Cu：0.11％およびMo：0.015 ％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる
溶鋼を、連続鋳造によりスラブとする際、タンディシュ
内溶鋼温度と液相線温度との差ΔＴを種々に変更して、
鋳造作業を行った。ついで、得られた連鋳スラブを、誘
導加熱式の炉で1400℃に加熱したのち、熱間圧延により
2.6mm厚の熱延板としたのち、550℃でコイルに巻き取
った。ついで、1150℃まで昇温し、均熱時間：90秒間の
熱延板焼鈍後、25℃/sで急冷し、酸洗後、冷間圧延と 2
00℃の温間圧延の組合せにより0.35mm厚の冷延板に１回
の圧延で仕上げた。ついで、脱脂処理後、 850℃で４分
間の脱炭焼鈍を施したのち、MgO にSrSO₄を２％、TiO₂
を５％添加した焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布してから、
最終仕上焼鈍として、 850℃までN₂中で30℃/hの速度で
昇温し、 850℃から1050℃まで25％N₂と75％H₂の混合雰
囲気中で12.5℃/hの速度で昇温し、ついでH₂中で25℃/h
の速度で1200℃まで昇温し、1200℃に８時間保持したの
ち、 600℃までH₂中で降温し、600 ℃からはAr雰囲気中
で降温する処理を行った。その後、未反応の焼鈍分離剤
を除去したのち、50％コロイダルシリカを含有するリン
酸マグネシウムを張力コーティングとして塗布したの
ち、 850℃で焼き付けて製品とした。かくして得られた
製品板の磁気特性および被膜特性について調べた結果を
表２に示す。

【００４０】

【表２】

【００４１】同表に示したとおり、本発明に従い、Biと
Crを複合含有し、かつΔＴを10℃以上とした場合には、
良好な磁気特性と被膜特性の両者が併せて得られてい
る。

【００４２】実施例２ Ｃ：0.06％, Si：3.25％, Mn：0.065 ％, Se：0.018
％, Sb：0.022 ％, Al：0.025 ％, Ｎ：0.0075％および
Bi：0.028 ％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成になる溶鋼を、連続鋳造によりスラブとする際、
タンディシュ内溶鋼温度と液相線温度との差ΔＴを種々
に変更して、鋳造作業を行った。ついで、得られた鋼ス
ラブを、誘導加熱式の炉で1380℃に加熱したのち、熱間
圧延により2.6 mm厚の熱延板としたのち、500 ℃でコイ
ルに巻き取った。ついで、1150℃まで昇温し、均熱時
間：90秒間の熱延板焼鈍後、25℃/sで急冷し、酸洗後、
冷間圧延と 200℃の温間圧延の組合せにより0.30mm厚の
冷延板に１回の圧延で仕上げた。ついで、脱脂処理後、
850℃で３分間の脱炭焼鈍を施したのち、MgO を主成分
とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布してから、最終仕上
焼鈍として、 850℃までN₂中で30℃/hの速度で昇温し、
850℃から1050℃まで25％N₂と75％H₂の混合雰囲気中で
12.5℃/hの速度で昇温し、ついでH₂中で25℃/hの速度で
1200℃まで昇温し、1200℃に８時間保持したのち、 600
℃までH₂中で降温し、 600℃からはAr雰囲気中で降温す
る処理を行った。この例のように、Biを含有する一方、
Crを含有しない鋼については、フォルステライト被膜の
生成が不十分なので、最終仕上焼鈍後は未反応の焼鈍分
離剤を除去したのち、塩酸酸洗し、ついで重クロム酸マ
グネシウムとエマルジョン樹脂を主成分とする半有機コ
ートを 300℃で焼き付け、加工性の良い磁気シールド材
用途とした。かくして得られた製品板の磁束密度および
透磁率について調べた結果を表３に示す。

【００４３】

【表３】

【００４４】同表に示したとおり、本発明に従い、Biを
適量含有させると共に、ΔＴを10℃以上とした場合に
は、良好な磁束密度と透磁率の両者をを併せて得ること
ができた。

【００４５】実施例３ Ｃ：0.075 ％, Si：3.30％, Mn：0.070 ％, Ｓ：0.005
％, Cu：0.20％, Sn：0.20％, Al：0.028 ％, Ｎ：0.00
80％, Bi：0.035 ％およびCr：0.15％を含有し、残部は
Feおよび不可避的不純物の組成になる溶鋼を、連続鋳造
によりスラブとする際、タンディシュ内溶鋼温度と液相
線温度との差ΔＴを種々に変更して、鋳造作業を行っ
た。ついで、得られた鋼スラブを、1150℃に加熱したの
ち、熱間圧延により 2.4mm厚の熱延板としたのち、600
℃でコイルに巻き取った。ついで、950 ℃まで昇温し、
均熱時間：90秒間の熱延板焼鈍後、25℃/sで急冷し、酸
洗後、１回目の冷間圧延で 1.8mmの中間板厚に仕上げ
た。ついで、1050℃, 60秒間の中間焼鈍を施し、30℃/s
で急冷したのち、 250℃の温間圧延で0.27mm厚の最終板
厚に仕上げた。ついで、脱脂処理後、 830℃で３分間の
脱炭焼鈍を施したのち、窒化処理によりＮ含有量を0.02
10％まで富化した。その後、 0.2％のCaと0.05％のＢを
含有するマグネシアに Sr(OH)₂を 1.5％、TiO₂を８％添
加した焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布してから、最終仕上
焼鈍として、 900℃までN₂中で30℃/hの速度で昇温し、
900 ℃から1050℃まで25％N₂と75％H₂の混合雰囲気中で
12.5℃/hの速度で昇温し、ついでH₂中で25℃/hの速度で
1200℃まで昇温し、1200℃に８時間保持した後、600℃
までH₂中で降温し、 600℃からはN₂雰囲気中で降温する
処理を行った。その後、未反応の焼鈍分離剤を除去した
のち、50％コロイダルシリカを含有するリン酸アルミニ
ウムを張力コーティングとして塗布したのち、 850℃で
焼き付けたのち、磁区細分化処理としてプラズマジェッ
トを 7.5mmピッチで照射して製品とした。かくして得ら
れた製品板の磁気特性について調べた結果を表４に示
す。

【００４６】

【表４】

【００４７】同表から明らかなように、本発明に従い得
られたものはいずれも、良好な磁気特性を呈している。

【００４８】実施例４ 表５に示す成分組成になる溶鋼を、連続鋳造によりスラ
ブとする際、タンディシュ内溶鋼温度と液相線温度との
差ΔＴを20℃とした。ついで、得られたスラブを、1430
℃に加熱したのち、熱間圧延により 2.2mm厚の熱延板と
したのち、550℃でコイルに巻き取った。ついで、1000
℃まで昇温し、均熱時間：60秒間の熱延板焼鈍後、20℃
/sで急冷し、酸洗後、１回目の冷間圧延で 1.6mmの中間
板厚に仕上げた。ついで、1100℃まで昇温し、60秒間の
中間焼鈍後、40℃/sで急冷したのち、圧延途中に 300℃
の時効処理を含む２回目の冷間圧延で 200℃の温間圧延
を行うことにより0.23mm厚の最終板厚に仕上げた。つい
で、脱脂処理後、磁区細分化処理として50μm の幅で探
さ：20μm の溝をコイル幅方向から10°の角度の線状に
コイル長手方向の繰り返し３mmのピッチで設けたのち、
840℃で２分間の脱炭焼鈍を施した。その後、MgO に S
rSO₄を２％、TiO₂を８％添加した焼鈍分離剤を鋼板表面
に塗布してから、最終仕上焼鈍として、 850℃までN₂中
で30℃/hの速度で昇温し、 850℃から1050℃まで25％N₂
と75％H₂の混合雰囲気中で12.5℃/hの速度で昇温し、つ
いでH₂中で25℃/hの速度で1200℃まで昇温し、1200℃に
８時間保持した後、 600℃までH₂中で降温し、 600℃か
らはN₂雰囲気中で降温する処理を行った。その後、未反
応の焼鈍分離剤を除去したのち、60％コロイダルシリカ
を含有するリン酸マグネシウムを張力コーティングとし
て塗布したのち、 840℃で焼き付けて製品とした。かく
して得られた製品板の磁気特性および被膜特性について
調べた結果を表６に示す。

【００４９】

【表５】

【００５０】

【表６】

【００５１】表６に示したとおり、本発明に従い、適量
のBiを含有させ、かつΔＴを10℃以上とした場合には、
優れた磁気特性と被膜特性の両者が併せて得られてい
る。

【００５２】実施例５ 表７に示した成分組成になる溶鋼を、連続鋳造によりス
ラブとする際、タンディシュ内溶鋼温度と液相線温度と
の差ΔＴを15℃とした。なお、その際、電磁撹拌を交番
方向に付加した。ついで、得られたスラブを、1400℃に
加熱したのち、熱間圧延により 2.0mm厚の熱延板とした
のち、650 ℃でコイルに巻き取った。ついで、1000℃ま
で昇温し、均熱時間：60秒間の熱延板焼鈍後、20℃/sで
急冷し、酸洗後、１回目の冷間圧延で 0.6mmの中間板厚
に仕上げたのち、1000℃まで昇温し、60秒間の中間焼鈍
後、30℃/sで急冷した後、２回目の冷間圧延により0.23
mm厚の最終板厚に仕上げた。ついで、脱脂処理後、磁区
細分化処理として50μm の幅で探さ：20μm の溝をコイ
ル幅方向から10°の角度の線状にコイル長手方向の繰り
返し３mmのピッチで設けたのち、 820℃で２分間の脱炭
焼鈍を施した。その後、MgO に SrSO₄を２％、TiO₂を
1.5％添加した焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布してから、
最終仕上焼鈍として、 850℃までN₂中で30℃/hの速度で
昇温し、 850℃に50時間保持後、H₂雰囲気中で12.5℃/h
の速度で1200℃まで昇温し、1200℃で８時間保持した
後、 600℃までH₂中で降温し、 600℃からはN₂雰囲気中
で降温する処理を行った。その後、未反応の焼鈍分離剤
を除去したのち、60％コロイダルシリカを含有するリン
酸アルミニウムを張力コーティングとして塗布したの
ち、 800℃で焼き付けて製品とした。かくして得られた
製品板の磁気特性および被膜特性について調べた結果を
表８に示す。

【００５３】

【表７】

【００５４】

【表８】

【００５５】表８に示したとおり、本発明に従い得られ
たものはいずれも、優れた磁気特性と被膜特性の両者を
兼ね備えている。

【００５６】

【発明の効果】かくして、本発明によれば、Biの磁気特
性改善効果を、被膜特性の劣化なしに最大限発揮させる
ことができ、その結果、極めて優れた鉄損特性を有する
高磁束密度方向性電磁鋼板の製造が可能になる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 タンディシュ内の溶鋼温度と鋼の液相線温度
との差ΔＴ（℃）が磁束密度に及ぼす影響を、Bi含有量
との関係で示したグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） // Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０３ Ｃ２２Ｃ 38/02 38/02 38/60 38/60 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｂ (72)発明者 千田 邦浩 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎社鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 中西 匡 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎社鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 小松原 道郎 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K033 AA02 CA01 CA02 CA03 CA04 CA06 EA02 FA01 FA12 HA01 HA03 JA04 LA01 5E041 AA02 AA19 BC01 CA02 HB05 HB07 HB11 HB14 NN18

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ：0.03〜0.10wt％、 Si：2.5 〜4.5 wt％およびBi：0.005 〜0.050 wt％を含
   有し、かつその他公知のインヒビター元素を含有する溶
   鋼を、連続鋳造によってスラブとしたのち、熱間圧延、
   冷間圧延および熱処理の組合せによって方向性電磁鋼板
   を製造するに際し、 連続鋳造時におけるタンディシュ内溶鋼温度を液相線温
   度よりも少なくとも10℃以上高くして鋳造を行う、こと
   を特徴とする極めて鉄損の低い高磁束密度方向性電磁鋼
   板の製造方法。
2. 【請求項２】Ｃ：0.03〜0.10wt％、 Si：2.5 〜4.5 wt％、 Mn：0.05〜1.5 wt％およびBi：0.005 〜0.050 wt％を含
   有し、かつ主インヒビター元素としてＳおよび／または
   Se：0.010 〜0.040 wt％、 sol.Al：0.015 〜0.050 wt％およびＮ：0.005 〜0.015
   wt％を含有し、さらにインヒビター補強元素としてCu：
   0.05〜0.5 wt％、 Sn：0.05〜0.5 wt％、 Sb：0.005 〜0.10wt％Mo：0.005 〜0.10wt％およびＢ：
   0.001 〜0.01wt％のうちから選ばれる１種または２種以
   上を含有する溶鋼を、連続鋳造によりスラブとし、つい
   でこの鋼スラブを、1350℃以上に加熱したのち、熱間圧
   延によって熱延板とし、必要に応じて熱延板焼鈍を施
   し、酸洗後、１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間
   圧延を施して最終板厚としたのち、１次再結晶を兼ねた
   脱炭焼鈍を施し、ついで MgOを主成分とする焼鈍分離剤
   を塗布してから、最終仕上焼鈍により２次再結晶および
   純化処理を施す、一連の工程によって方向性電磁鋼板を
   製造するに際し、 連続鋳造時におけるタンディシュ内溶鋼温度を液相線温
   度よりも少なくとも10℃以上高くして鋳造を行う、こと
   を特徴とする極めて鉄損の低い高磁束密度方向性電磁鋼
   板の製造方法。
3. 【請求項３】Ｃ：0.03〜0.10wt％、 Si：2.5 〜4.5 wt％、 Mn：0.05〜1.5 wt％およびBi：0.005 〜0.050 wt％含有
   し、かつ主インヒビター元素としてＳおよび／またはS
   e：0.010 wt％未満、 sol.Al：0.015 〜0.050 wt％およびＮ：0.005 〜0.015
   wt％を含有し、さらにインヒビター補強元素としてCu：
   0.05〜0.5 wt％、 Sn：0.05〜0.5 wt％、 Sb：0.005 〜0.10wt％ Mo：0.005 〜0.10wt％およびＢ：0.001 〜0.01wt％のう
   ちから選ばれる１種または２種以上を含有する溶鋼を、
   連続鋳造によりスラブとし、ついでこの鋼スラブを、12
   50℃以下に加熱したのち、熱間圧延によって熱延板と
   し、必要に応じて熱延板焼鈍を施し、酸洗後、１回また
   は中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚
   としたのち、１次再結晶を兼ねた脱炭焼鈍を施し、つい
   で MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、最終
   仕上焼鈍により２次再結晶および純化処理を施し、さら
   に熱間圧延終了後から２次再結晶開始までのいずれかの
   段階で窒化処理を施す、一連の工程によって方向性電磁
   鋼板の製造するに際し、 連続鋳造時におけるタンディシュ内溶鋼温度を液相線温
   度よりも少なくとも10℃以上高くして鋳造を行う、こと
   を特徴とする極めて鉄損の低い高磁束密度方向性電磁鋼
   板の製造方法。
4. 【請求項４】 請求項１，２または３において、良好な
   フォルステライト被膜を生成するために、鋼中にさらに Cr：0.05〜0.50wt％ を含有させることを特徴とする極めて鉄損の低い高磁束
   密度方向性電磁鋼板の製造方法。