JP2007254829A - 磁気特性が優れた高Ｓｉ含有方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】本発明は、主にトランス等の鉄芯として使用される充分析出窒化型の高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】熱間圧延板焼鈍条件を有効酸可溶性Ａｌ（ＡｌＮＲ）で規定される熱間圧延鋼帯の焼鈍条件を下記上限、下限の温度での一段化することにより整粒性を改善して、磁束密度を高位に確保して高Ｓｉの特徴を発揮させた充分析出窒化型の高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
Ｔmax.（℃）＝１５／２２×ＡｌＮＲ＋１０００：（＜１１２０℃）
Ｔmin.（℃）＝１５／２２×ＡｌＮＲ＋９００：（≧９２５℃）
ここで、ＡｌＮＲ（ppm）＝酸可溶性Ａｌ−２７／１４（Ｎ−１４／４８Ｔｉ）
【選択図】なし
【解決手段】熱間圧延板焼鈍条件を有効酸可溶性Ａｌ（ＡｌＮＲ）で規定される熱間圧延鋼帯の焼鈍条件を下記上限、下限の温度での一段化することにより整粒性を改善して、磁束密度を高位に確保して高Ｓｉの特徴を発揮させた充分析出窒化型の高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
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ここで、ＡｌＮＲ（ppm）＝酸可溶性Ａｌ−２７／１４（Ｎ−１４／４８Ｔｉ）
【選択図】なし
Description
本発明は、主にトランス等の鉄芯として使用される方向性電磁鋼板を製造する方法に関するものである。
方向性電磁鋼板の磁気特性は、鉄損、磁束密度及び磁歪である。鉄損は磁束密度が高い（Ｇｏｓｓ方位集積度が先鋭だ）と磁区制御技術（特許文献１、特許文献２、特許文献３等）により改善される。磁歪もまた、磁束密度が高いと小さく（良好に）なる。磁束密度が高いと変圧器の励磁電流を小さくできるのでサイズが小さく出来る。すなわち、製造する上で方向性電磁鋼板の最も基本な注目すべき磁気特性は、磁束密度であり、その向上がこの分野での大きな技術開発項目である。本発明の目的は、良好なグラス皮膜を形成させて、高Ｓｉ含有の方向性電磁鋼板の磁束密度を従来より更に向上させることである。
ところで、方向性電磁鋼板の製造方法は、二次再結晶を制御するために（一次再結晶）粒成長抑制剤（インヒビター）の造り込みにより完全固溶型と充分析出型に分類され、ＡｌＮを二次再結晶の主なインヒビターとする場合は、冶金的には熱間圧延でのスラブ加熱の考え方に加えてインヒビターの補強のための後工程窒化の有無により分類される。それを表１に示す。即ち、１）完全固溶非窒化型、２）充分析出窒化型、３）完全固溶窒化型、４）不完全固溶窒化型である。
本発明は、表１の２）の充分析出窒化型において最終冷間圧延前の熱間圧延鋼帯焼鈍は、二段サイクルと一段サイクルが提案されている。前者には、特許文献１１、特許文献１２、特許文献１３等である。また、後者には、特許文献１４がある。前者はニ段サイクルであるので本発明とは異なる。後者は、Ｎ含有量と冷却速度の関係を示している。本発明は、Ａｌ、Ｎ、ＴｉのいわゆるフリーなＡｌと熱間圧延鋼帯焼鈍温度の関係を規定したものでありこれら特許文献に記載された発明とは全く異なるものである。
従来から、方向性電磁鋼板において、Ｓｉ含有量を増やすとγ相率確保のためにＣ量を増やすことが通常行われてきた。これは、主に一次再結晶集合組織を劣化させないためで、Ｃを増やすことなくγ相率を確保しないと、一次再結晶集合組織が劣化し、二次再結晶のＧｏｓｓ方位集積度が低下する。低温スラブ加熱と窒化を必須とする製造法でもＳｉ含有量を増やすとＣ含有量をも増やすことは行われていた。２）の製造方法は、スラブ加熱温度が低いためインヒビター物質は充分に析出しており、いわゆる一次インヒビターは完全固溶型に比べるとかなり弱く、脱炭焼鈍後の一次再結晶組織の粒径は完全固溶系より大きいし、その脱炭焼鈍温度依存性も大きい。
一方、大量脱炭を強制的にさせると粒組織が極端な形になることは公知である。例えば、炭素鋼では、非特許文献１に、Ｓｉ含有鋼では、非特許文献２に記載されている。これは、表層から脱炭されるのでその方向に粒成長する現象であり柱状晶的様相を示す。この原因は、粒成長を抑制しているのが、脱炭焼鈍温度では変化しない所謂インヒビター（粒成長抑制物質）でなく、炭素含有の変態相であるため、それが脱炭で消滅するとき脱炭が一方向に起こりその方向に原子の再配列が生じるためである。
２）の技術については、特にＳｉ含有量を増やして炭素含有量を増やすと上述したことが顕著である。図１に、Ｓｉ％：３．５０％、Ｃ：０．０７０％の材料を、熱間圧延板焼鈍を従来の二段サイクルで行い、８５５℃で９０秒の脱炭・一次再結晶焼鈍を行ったもので、組織は柱状晶的様相を示す。また、一次再結晶粒径の整粒性が極めて劣る結果が得られている。２）の充分固溶窒化型では、Ｃ含有量が極端に多くない場合も確率論的に程度の差異はあってもこの現象は多かれ少なかれ生じ、整粒性が劣ると推定される。磁束密度は、２）の製造技術の場合は、１）の完全固溶非窒化型と比べて劣るが、その理由の一つに一次インヒビター強度が弱いため、多かれ少なかれこの柱状晶的粒成長が生じ、結果として一次再結晶組織の整粒性が劣るためと推定している。
そこで、本発明者らは、鋭意検討を重ね、２）の充分析出窒化型の製造法においてスラブ加熱温度を変更せずに、一次インヒビター強度を強化させる方法を見出し、柱状晶的粒成長を抑制し、一次再結晶組織の整粒性を確保し、Ｇｏｓｓ方位集積度を向上せしめることに成功した。特に、Ｓｉ含有量が多い場合は、γ相率確保のためにＣ含有量を増やす必要があるので極めて有効である。
本発明は、ＡｌＮを二次再結晶の主なインヒビターとし、スラブ加熱温度が低い充分析出窒化型２）の高Ｓｉ含有の方向性電磁鋼板の製造において、熱間圧延鋼帯焼鈍条件を一段として一次再結晶粒径の整粒性を確保し、高磁束密度の方向性電磁鋼板を得る製造方法を提案するものである。本発明は以下の構成からなる。
（１）質量％で、Ｃ：０．０５０〜０．０８０％、Ｓｉ：３．２〜４．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０２６〜０．０３５％、Ｎ：０．００６０〜０．００９５％、ＳとＳｅをＳeq（S当量）＝Ｓ＋０．４０５Ｓｅとして Seq＝０．００５〜０．０１３％、Ｍｎ：０．０６〜０．１５％、Ｔｉ≦０．００５％、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋳片を１２００℃以下の温度で加熱し、熱間圧延を施して熱間圧延鋼帯とし、この熱延鋼帯を焼鈍し、最終冷間圧延の圧延率を８５％〜９２％として冷間圧延し、次いで、一次再結晶・脱炭焼鈍温度を８１０℃〜８８０℃として一次再結晶・脱炭焼鈍し、一次再結晶粒の円相当の平均粒径（直径）を２０μｍ以上２６μｍ以下とし、ストリップ走行状態下で水素、窒素及びアンモニアの混合ガス中の全窒素含有量を０．０１５〜０．０２７質量％とする窒化処理を施し、その後ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して最終仕上げ焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造において、冷間圧延前の熱間圧延鋼帯焼鈍条件を、９２５℃以上１１２０℃未満の間の下記Ｔmax.℃およびＴmin.℃の式で規定される特定の温度域で、９０秒以上３００秒以下で焼鈍し、磁束密度（Ｂ８（Ｔ））が１．８８Ｔ超となることを特徴とする磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。ここで温度の上限下限は次の式で与えられる。
Ｔmax.（上限値）（℃）＝１５／２２×ＡｌＮＲ＋１０００
Ｔmin.（下限値）（℃）＝１５／２２×ＡｌＮＲ＋９００
ここで、ＡｌＮＲ（ppm）＝酸可溶性Ａｌ−２７／１４（Ｎ−１４／４８Ｔｉ）
Ｔmax.（上限値）（℃）＝１５／２２×ＡｌＮＲ＋１０００
Ｔmin.（下限値）（℃）＝１５／２２×ＡｌＮＲ＋９００
ここで、ＡｌＮＲ（ppm）＝酸可溶性Ａｌ−２７／１４（Ｎ−１４／４８Ｔｉ）
（２）熱間圧延鋼帯焼鈍後の冷却をＴmax.とＴmin.の間の温度域から９００℃まで空冷し、その後９００℃から５５０℃以下までの冷却速度を１５℃／秒以上１００℃／秒以下とすることを特徴とする（１）記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（３）前記鋳片の成分として、更に、質量％で、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐの少なくとも１種を０．０２〜０．３０含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（４）更に、質量％で、Ｃｕを０．０５〜０．３０％含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（５）更に、質量％で、Ｃｒを０．０２〜０．３０含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれか記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（６）脱炭焼鈍板圧延方向断面の粒径に関して結晶粒の平均値とその標準偏差の比が０．５５以下である整粒性が優れたことを特徴とする（１）〜（５）のいずれか記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
本発明において、充分析出窒化型の方向性電磁鋼板の製造において、熱間圧延板焼鈍条件を成分との関係で規定される温度で一段化することにより、一次インヒビター強度を強化し、一次再結晶粒径の整粒性を確保（標準偏差を極力小さく）してＧｏｓｓ方位集積度を向上させることが可能になった。
まず、本発明における鋳片の成分範囲の限定理由について述べる。なお、鋳片の成分は質量％である。
Ｃは、Ｓｉ含有量と対応しておりγ相率確保のためには０．０５０％以上必要である。これより少ないと、整粒性は良好になるものの一次再結晶集合組織が適切でなくなる。０．０８％を超えると本発明の方法を用いても柱状晶的粒成長となり整粒性は極めて悪化する。
Ｓｉは、３．２％より少ないと鉄損の低減が充分でなく、３．２％より低いとγ相率確保のためのＣ含有量を増やす必要がなく柱状晶的組織形成は極めて少なく、平均粒径とその標準偏差の比は０．５５より大きくならないので除く。４．０％を超えると冷延が極めて困難となり工業生産に適していない。
酸可溶性ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、インヒビターとして機能する。このＡｌＮは、窒化前に形成されるものと窒化後高温焼鈍時に形成されるものがある。窒化前のものは、一次インヒビターと言いこれには、ＡｌＮの他に上述のＭｎＳ,ＭｎＳｅ,Ｃｕ-Ｓ等がある。一次インヒビター強度により一次再結晶粒径は決定される。二次インヒビターは窒化窒素により主に確保される。このために可溶性Ａｌが０．０２６％未満では、二次インヒビター効果が小さくＧｏｓｓ集合組織の先鋭性が低下する。まら、０．０３５％を超えると二次再結晶不良になるし、グラス皮膜形成が劣化する。
Ｎは、０．００６０％未満では一次インヒビター強度が確保されず二次再結晶が不安定になる。０．００９５％を超えると一次インヒビター強度が強すぎてＧｏｓｓ方位集積度が劣化するし、膨れと呼ばれる窒素が起因の欠陥が生じる。
ＳおよびＳｅは、Ｍｎと結合するので基本的に少ない方が望ましいが、あまり少ないと一次インヒビター強度が極端に弱くなる。Ｓ当量（Ｓ＋０．４０５Ｓｅ）で０．００５％が下限である。また、０．０１３％を超えると熱延時のスラブ加熱でのインヒビター物質の析出挙動の不均一性を増長させいわゆるスキッドマークが生じるので工業生産では避けなければならない。
Ｍｎは、０．０６％より少ない熱延鋼帯では割れが発生しやすく、歩留まりが低下し二次再結晶が安定しない。一方、０．１５％を超えるとグラス皮膜が良好に形成されず実工業生産では安定生産に問題が生じる。
Ｔｉについて、０．００５％を超えて含有すると、ＮはＴｉＮとなって実質的に低Ｎ含有鋼となり、インヒビター強度が確保されず二次再結晶不良が生じる。
また、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐは一次再結晶集合組織の改善に有効である。これらの元素の含有量が０．０２％より少ないと改善効果が少なく、また、０．３０％を超えると安定したフォルステライト皮膜（一次皮膜、グラス皮膜）形成が困難となる。さらに、Ｓｎ，Ｓｂ、Ｐは粒界偏析元素であり二次再結晶を安定化ならしめる効果があることは周知である。
Ｃｕは、ＳとＣｕ-Ｓを形成する。これは、固溶温度が低いので一次インヒビターとして有用であり、その強化に効果的である。このため、０．０５〜０．３０％の範囲で添加することが望ましい。０．３％を超えると上記効果が飽和するとともに、熱延時に「カッパーヘゲ」なる表面疵の原因になる。
また、Ｃｒはフォルステライト皮膜（一次皮膜、グラス皮膜）形成に有効で、０．０２〜０．３０％含むことが望まれる。０．０３％未満では酸素が確保されにくく、０．３０％を超えると皮膜が形成されない。
その他、Ｎｉ、Ｍｏ，Ｃｄについては、添加することを妨げない。また電気炉溶製の場合は必然的に混入するものでもある。Ｎｉは一次、二次インヒビターとしての析出物の均一分散に著しい効果があるので、Ｎｉを添加すると磁気特性は更に良好且つ安定する。０．０２％より少ないと効果が無く、０．３％を超えると、脱炭焼鈍後の酸素の富化し難くくになりフォルステライト皮膜形成が困難になる。Ｍｏ、Ｃｄは硫化物もしくはセレン化物を形成しインヒビターの強化に資する。０．００８％未満では効果が無く、０．３％を超えると析出物が粗大化してインヒビターの機能を得られず、磁気特性が安定しない。
次に、本発明におけるその他製造工程条件の限定理由について述べる。
熱間圧延での鋳片（スラブ）の再加熱条件については、１２００℃を超えるとインヒビター物質が局所的に固溶し不均一分不となるため、二次再結晶性が変動してスキッドマークが生じ工業生産できない。温度が低い方は特に規定しないが、実際の熱間圧延では１０５０℃が限界である。
熱間圧延での鋳片（スラブ）の再加熱条件については、１２００℃を超えるとインヒビター物質が局所的に固溶し不均一分不となるため、二次再結晶性が変動してスキッドマークが生じ工業生産できない。温度が低い方は特に規定しないが、実際の熱間圧延では１０５０℃が限界である。
冷間圧延率は、８５％未満ではＧｏｓｓ方位集積度が劣り、９２％を超えるとＧｏｓｓ核が極端に減り二次再結晶が困難になる。
脱炭焼鈍完了後の一次再結晶粒の平均粒径が、２０μｍ未満であるとＧｏｓｓ方位集積度が大きく劣化し、２６μｍを超えると二次再結晶が不安定になる。
窒化後の総窒素含有量は、０．０１５％未満であると二次再結晶が不安定になり、０．０２７％を超えると二次再結晶が過安定となりＧｏｓｓ方位集積度が劣化する。
本発明において最も重要な熱間圧延鋼帯の焼鈍条件について述べる。まず、本発明では、高磁束密度方向性電磁鋼板の製造を規定するものであるので最終冷間圧延前の熱処理は不可欠である。この処理で一次インヒビターの強度を制御して脱炭焼鈍時の柱状晶的組織の形成を防止するのである。このため、熱間圧延の焼鈍温度の上下限は、
ＡｌＮＲ（ppm）（有効酸可溶性Ａｌ＝酸可溶性Ａｌ−２７／１４（Ｎ−１４／４８Ｔｉ）により、
Ｔmax.（上限値）（℃）＝１５／２２×ＡｌＲ＋１０００：（１１２０℃未満）
Ｔmin.（下限値）（℃）＝１５／２２×ＡｌＲ＋９００：（９２５℃以上）、
で規定する。この上限値より高いと一次再結晶粒径は２０μｍより小さくなり、Ｇｏｓｓ方位集積度は劣化する。また、下限値より低いと、一次再結晶粒径は２６μｍを超えニ次再結晶が不安定になる。焼鈍時間は、９０秒より短いと析出処理が充分でなく、また組織が均一されないので二次再結晶が不安定になる。３００秒を超えることは冶金的には問題はないが、生産性が低下するので避けることが望ましい。
ＡｌＮＲ（ppm）（有効酸可溶性Ａｌ＝酸可溶性Ａｌ−２７／１４（Ｎ−１４／４８Ｔｉ）により、
Ｔmax.（上限値）（℃）＝１５／２２×ＡｌＲ＋１０００：（１１２０℃未満）
Ｔmin.（下限値）（℃）＝１５／２２×ＡｌＲ＋９００：（９２５℃以上）、
で規定する。この上限値より高いと一次再結晶粒径は２０μｍより小さくなり、Ｇｏｓｓ方位集積度は劣化する。また、下限値より低いと、一次再結晶粒径は２６μｍを超えニ次再結晶が不安定になる。焼鈍時間は、９０秒より短いと析出処理が充分でなく、また組織が均一されないので二次再結晶が不安定になる。３００秒を超えることは冶金的には問題はないが、生産性が低下するので避けることが望ましい。
この場合は、所謂一段サイクルである。従来の二段サイクルでは、７５０〜９００℃程度の保定がありここで析出させているので一次再結晶粒の整粒性は向上するものの、一次再結晶粒の成長性が良く一次再結晶焼鈍温度が８１０℃以下で２６μｍを容易に越える。更に一次再結晶焼鈍温度を下げることは粒径の観点からは可能であるが、良好なグラス皮膜形成と脱炭のためには温度下げることは避けねばならず、８１０℃〜８８０℃とすべきである。また、他の対策として、酸可溶性Ａｌ含有量を下げることが可能であり、一次再結晶粒の成長性は低下し２６μｍ以下が得られ、二次再結晶性は改善されるものの磁気特性、特に磁束密度（Ｂ８（Ｔ））が１．８８Ｔ以下となるので本発明には含まれない。本発明では、二段サイクルの保定を取らずに、一次インヒビター強度を確保して一次再結晶・脱炭焼鈍温度を８１０℃〜８８０℃として整粒性を確保する技術である。
次に脱炭焼鈍板の整粒性について述べる。まず評価方法について述べる。この整粒性は、円相当の平均粒径を測定してその標準偏差を求める。測定方法は、圧延方向の断面とし、測定粒数は４００粒以上が望ましい。この根拠は、４００粒数未満ならば統計的誤差大きくなり信頼性が低下するためである。また、平均粒径が大きくなると当然、その標準偏差も大きくなるので、標準偏差を平均値で除した値を用いて整粒性を評価する普遍的なパラメーター（整粒性評価値）とする。この値が小さいほど整粒性が良好なのである。また、実際にはこの場合の粒径二次元的評価であり、実際の粒は３次元的に存在するのであるので、実際の平均粒径より小さくなる。
本発明者らは、この整粒性評価値が大きくなると磁気特性、特に磁束密度が低下することを見出した。これは、大きな粒は必ずしもＧｏｓｓ方位粒ではないものの、この粒が優先的に二次再結晶する確率が大きくなりＧｏｓｓ方位集積度が低下して磁束密度が低くなるためと考えられる。また極端な場合は、二次再結晶が均一には起こらず不良が生じる。この値が０．５５を超えると磁束密度が低下しはじめ、０．６０以上では二次再結晶が不良になることを見出した。この様に、０．５５以下に確保するためには、本発明の所謂、一段均熱により一次インヒビターを強化することが効果的であることを見出した。
焼鈍後の焼鈍温度（≧９２５℃）から９００℃までの冷却は、析出量を確保するためには空冷が望ましい。９００℃から５５０℃までの冷却は、１５℃／秒より遅いと炭化物が析出し一次再結晶集合組織が劣り、１００℃／秒を超えると一次インヒビター物質が微細に析出するため一次インヒビター強度が強くなり過ぎ、その二次インヒビター効果が弱まり二次再結晶が不安定になる。下限温度の５５０℃は、これ以下の温度では、インヒビターの析出及び変態相の形態が変わらず効果がないためで工業生産での生産性・設備制約で規定される。
既に述べたように、本発明は、２）の充分析出窒化型であり、脱炭焼鈍後二次再結晶開始前に鋼板に窒化処理を施すことは本発明では必須である。その方法は、高温焼鈍時の焼鈍分離剤に窒化物（ＣｒＮ，ＭｎＮ等）を混合させる方法と、脱炭焼鈍後にストリップを走行させた状態下でアンモニアを含んだ雰囲気で窒化させる方法がある。どちらの方法を採用しても良いが、後者の方が工業生産で現実的であり本発明では後者に限定する。この窒化時の温度は、一次再結晶粒をさらに成長させないために脱炭・一次再結晶焼鈍温度より低いことが求められる。
鋳片（スラブ）を得るための鋳造は、従来の連続鋳造でよい。さらに鋳片の加熱を容易にするために分塊法を適用することは構わない。具体的には、公知の連続鋳造法により初期の厚みが１５０ｍｍから３００ｍｍの範囲、好ましくは２００ｍｍから２５０ｍｍの範囲の鋳片を製造する。この代わりに、鋳片は初期の厚みが約３０ｍｍから７０ｍｍの範囲のいわゆる薄鋳片であってもよい。これらの場合は、熱延鋼帯を製造する際、中間厚みに粗加工をする必要がないとの利点がある。また、鋼帯鋳造により鋳片又は鋼帯を事前に製造しておけば、一層薄い初期厚みの鋳片または鋼帯を用いて本発明方法により方向性電磁鋼板を製造することもできるが、均一析出状態を得るためには操業を精密に制御することが強く望まれる。
最終冷間圧延は常温で実施してもよいが、少なくとも１パスを１００〜３００℃の温度範囲に１分以上保つリバース圧延機での圧延では一次再結晶集合組織が改善され磁気特性が極めて良好になる。
脱炭燒鈍における室温から６５０〜８５０℃までの加熱速度を１００℃／ｓｅｃ以上とすると、一次再結晶集合組織が改善され磁気特性が良好になる。加熱速度を確保するためには種々な方法が考えられる。即ち、抵抗加熱、誘導加熱、直接エネルギー付与加熱等がある。加熱速度を早くすると一次再結晶集合組織においてＧｏｓｓ方位が多くなり二次再結晶粒径が小さくなることは特許文献１５等で公知でありこの方法の適用を妨げない。
その他の工程条件は、方向性電磁鋼板の製造において公知・既知である条件を適用する。即ち、湿気水素窒素混合ガス条件の８１０℃から８８０℃間で板厚により異なる時間で一次再結晶・脱炭焼鈍し、その後アンモニア含有雰囲気で連続的に窒化し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、箱型の炉で二次再結晶焼鈍を施す。その後、連続炉にて平坦化熱処理を行い、表面に絶縁皮膜を塗布して製造される。
＜実施例１＞
表２に示す通常の方法で溶製した２５０ｍｍ厚の鋳片を１１４５℃〜１１５５℃で再加熱後２．６ｍｍ厚の熱間圧延鋼帯とした。この鋼帯を次の条件で熱処理した。表２に示す条件で熱間圧延板焼鈍後酸洗し、２４０℃３回の時効処理を含んでリバース冷間圧延で０．２８５ｍｍ厚とした。なお、熱延圧延板焼鈍後の９００℃から５５０℃までの冷却は２０℃/秒〜３０℃/秒とした。その後、１５０秒の湿水素雰囲気で脱炭・一次再結晶焼鈍を行った。この材料を窒化後総窒素含有量が約０．０２１％Ｎとなるように窒化して、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を表面に塗布し二次再結晶焼鈍を施した。その条件は、Ｎ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％の雰囲気として１０〜２０℃／時間で１２００℃まで昇温した。その後、１２００℃の温度で２０時間以上、Ｈ2 ：１００％で純化処理を行った。その後、通常用いられる絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行った。表２に示す様に本発明を適用すれば磁気特性が優れる。
表２に示す通常の方法で溶製した２５０ｍｍ厚の鋳片を１１４５℃〜１１５５℃で再加熱後２．６ｍｍ厚の熱間圧延鋼帯とした。この鋼帯を次の条件で熱処理した。表２に示す条件で熱間圧延板焼鈍後酸洗し、２４０℃３回の時効処理を含んでリバース冷間圧延で０．２８５ｍｍ厚とした。なお、熱延圧延板焼鈍後の９００℃から５５０℃までの冷却は２０℃/秒〜３０℃/秒とした。その後、１５０秒の湿水素雰囲気で脱炭・一次再結晶焼鈍を行った。この材料を窒化後総窒素含有量が約０．０２１％Ｎとなるように窒化して、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を表面に塗布し二次再結晶焼鈍を施した。その条件は、Ｎ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％の雰囲気として１０〜２０℃／時間で１２００℃まで昇温した。その後、１２００℃の温度で２０時間以上、Ｈ2 ：１００％で純化処理を行った。その後、通常用いられる絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行った。表２に示す様に本発明を適用すれば磁気特性が優れる。
また、二段焼鈍で一次再結晶粒径が所定の範囲に入り磁束密度が良好なものがあるが、一次再結晶焼鈍温度が低くグラス皮膜形成が悪かった。
表３に示す通常の方法で溶製した２５０ｍｍ厚の鋳片を１１４５℃〜１１５０℃で再加熱後２．０ｍｍ厚の熱間圧延鋼帯とした。この鋼帯を次の条件で熱処理した。表３に示す条件で熱間圧延板焼鈍後に酸洗し、２４０℃で３回の時効処理を含んでリバース冷間圧延で０．２２ｍｍ厚とした。なお、熱延圧延板焼鈍後の９００℃から５５０℃までの冷却は２０℃/秒〜３０℃/秒とした。その後１１０秒の湿水素雰囲気で脱炭・一次再結晶焼鈍を行った。
この材料を窒化後総窒素含有量が約０．０２１％Ｎとなるように窒化して、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を表面に塗布し二次再結晶焼鈍を施した。その条件は、Ｎ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％の雰囲気として１０〜２０℃／時間で１２００℃まで昇温した。その後、１２００℃の温度で２０時間以上、Ｈ2 ：１００％で純化処理を行った。その後、通常用いられる絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行った。表３に示す様に本発明を適用すれば磁気特性が優れる。
また、二段焼鈍で一次再結晶粒径が所定の範囲に入り磁束密度が良好なものがあるが、一次再結晶焼鈍温度が低くグラス皮膜形成が悪かった。
＜実施例３＞
表４に示す通常の方法で溶製した２５０ｍｍ厚の鋳片を１１４０℃〜１１５０℃で再加熱後２．２ｍｍ厚の熱間圧延鋼帯とした。この鋼帯を次の条件で熱処理した。表４に示す条件で熱間圧延板焼鈍後酸洗し、２００℃で３回の時効処理を含んで冷間圧延で０．２８５ｍｍ厚とした。なお、熱延圧延板焼鈍後の９００℃から５５０℃までの冷却は２０℃/秒〜３０℃/秒とした。その後、１５０秒の湿水素雰囲気で脱炭・一次再結晶焼鈍を行った。この材料を約０．０２２％Ｎとなるように窒化して、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を表面に塗布し二次再結晶焼鈍を施した。その条件は、Ｎ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％の雰囲気として１０〜２０℃／時間で１２００℃まで昇温した。その後、１２００℃の温度で２０時間以上、Ｈ2 ：１００％で純化処理を行った。その後、通常用いられる絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行った。磁気特性を表４に示す。
表４に示す通常の方法で溶製した２５０ｍｍ厚の鋳片を１１４０℃〜１１５０℃で再加熱後２．２ｍｍ厚の熱間圧延鋼帯とした。この鋼帯を次の条件で熱処理した。表４に示す条件で熱間圧延板焼鈍後酸洗し、２００℃で３回の時効処理を含んで冷間圧延で０．２８５ｍｍ厚とした。なお、熱延圧延板焼鈍後の９００℃から５５０℃までの冷却は２０℃/秒〜３０℃/秒とした。その後、１５０秒の湿水素雰囲気で脱炭・一次再結晶焼鈍を行った。この材料を約０．０２２％Ｎとなるように窒化して、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を表面に塗布し二次再結晶焼鈍を施した。その条件は、Ｎ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％の雰囲気として１０〜２０℃／時間で１２００℃まで昇温した。その後、１２００℃の温度で２０時間以上、Ｈ2 ：１００％で純化処理を行った。その後、通常用いられる絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行った。磁気特性を表４に示す。
また、二段焼鈍で一次再結晶粒径が所定の範囲に入り磁束密度が良好なものがあるが、一次再結晶焼鈍温度が低く脱炭不良（Ｃ含有量が０．００４０％以上）が生じると共にグラス皮膜形成が悪かった。
＜実施例４＞
実施例３で得られた熱間圧延材について、一段サイクルで１０４０℃で１６０秒間の焼鈍後の９００℃〜５５０℃までの冷却速度を、ｉ）大気中冷により１０℃/秒，ii）ブロアーによる冷却により２０℃／秒、iii）１００℃沸騰水中への焼入れで３０℃／秒、iv）０℃氷水中への焼入れで１１０℃/秒の条件で冷却した。その後、酸洗し、２００℃で３回の時効処理を含んで冷間圧延で０．２８５ｍｍ厚とした。その後、８４０℃と８５０℃で１５０秒の湿水素雰囲気で脱炭・一次再結晶焼鈍を行った。この材料を約０．０２１％Ｎとなるように窒化して、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を表面に塗布し二次再結晶焼鈍を施した。その条件は、Ｎ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％の雰囲気として１０〜２０℃／時間で１２００℃まで昇温した。その後、１２００℃の温度で２０時間以上、Ｈ2 ：１００％で純化処理を行った。その後、通常用いられる絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行った。得られた磁気特性を表５に示す。
実施例３で得られた熱間圧延材について、一段サイクルで１０４０℃で１６０秒間の焼鈍後の９００℃〜５５０℃までの冷却速度を、ｉ）大気中冷により１０℃/秒，ii）ブロアーによる冷却により２０℃／秒、iii）１００℃沸騰水中への焼入れで３０℃／秒、iv）０℃氷水中への焼入れで１１０℃/秒の条件で冷却した。その後、酸洗し、２００℃で３回の時効処理を含んで冷間圧延で０．２８５ｍｍ厚とした。その後、８４０℃と８５０℃で１５０秒の湿水素雰囲気で脱炭・一次再結晶焼鈍を行った。この材料を約０．０２１％Ｎとなるように窒化して、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を表面に塗布し二次再結晶焼鈍を施した。その条件は、Ｎ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％の雰囲気として１０〜２０℃／時間で１２００℃まで昇温した。その後、１２００℃の温度で２０時間以上、Ｈ2 ：１００％で純化処理を行った。その後、通常用いられる絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行った。得られた磁気特性を表５に示す。
熱間圧延板焼鈍後の冷却条件を１０℃／秒の緩和冷却（表５の１，５）二次再結晶は良好なるも、磁気特性があまり優れない。また、１００℃／秒を超える急冷（表５の４，５）二次再結晶が不安定なったりしている。本発明の範囲（表５の２，３，６，７）では良好な磁気特性が得られている。
＜実施例５＞
Ｃ：０．０６５％、Ｓｉ：３．４７％、Ｍｎ：０．９９％、Ｐ：０．０２５％、Ｓ：０．００６７％、Ｃｒ：０．１５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２９５％、Ｎ：０．００８３％、Ｓｎ：０．０６％、Ｔｉ：０．００１７％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を鋳造し２５０ｍｍ厚の鋳片を得、この鋳片を１１４５℃〜１１５０℃で再加熱後２．０ｍｍ厚の熱間圧延鋼帯とした。この鋼帯を、ｉ）二段サイクル：前段１１２０℃の後段９００℃で７５０℃から水冷、一段サイクル、ii）９７０℃、iii）１０５０℃、iv）１１２０℃でそれぞれ１８０秒の焼鈍後９００℃から水冷の熱間圧延鋼帯焼鈍を行い、酸洗後、３回の２３０℃保定の時効処理を含む冷間圧延で０．２２ｍｍ厚とした。なお、熱間圧延鋼板焼鈍時の冷却速度は、ｉ）２５℃/秒、ii）、iii）、iv）は３０℃〜３５℃/秒であった。その後、８１０℃から８７０℃の範囲で１５℃の間隔で、１１０秒の湿水素雰囲気で脱炭・一次再結晶焼鈍を行った。この材料を窒化後総窒素含有量が約０．０２１％Ｎとなるように窒化して、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を表面に塗布し二次再結晶焼鈍を施した。その条件は、Ｎ2 ：２５％、Ｈ2 ：７５％の雰囲気として１０〜２０℃／時間で１２００℃まで昇温した。その後、１２００℃の温度で２０時間以上、Ｈ2 ：１００％で純化処理を行った。その後、通常用いられる絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行った。この場合のＴmax.：１０９９℃、Ｔmin.：９９９℃である。この場合の脱炭焼鈍後の平均粒径及び整粒性評価値並びに二次再結晶後の磁束密度を調査した結果を図２に示す。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．０５０〜０．０８０％、Ｓｉ：３．２〜４．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０２６〜０．０３５％、Ｎ：０．００６０〜０．００９５％、ＳとＳｅをＳeq（S当量）＝Ｓ＋０．４０５Ｓｅとして Seq＝０．００５〜０．０１３％、Ｍｎ：０．０６〜０．１５％、Ｔｉ≦０．００５％、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋳片を１２００℃以下の温度で加熱し、熱間圧延を施して熱間圧延鋼帯とし、この熱延鋼帯を焼鈍し、最終冷間圧延の圧延率を８５％〜９２％として冷間圧延し、次いで、一次再結晶・脱炭焼鈍温度を８１０℃〜８８０℃として一次再結晶・脱炭焼鈍し、一次再結晶粒の円相当の平均粒径（直径）を２０μｍ以上２６μｍ以下とし、ストリップ走行状態下で水素、窒素及びアンモニアの混合ガス中で全窒素含有量を０．０１５〜０．０２７質量％とする窒化処理を施し、その後ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して最終仕上げ焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造において、冷間圧延前の熱間圧延鋼帯焼鈍条件を、９２５℃以上１１２０℃未満の間の下記Ｔmax.℃およびＴmin.℃の式で規定される特定の温度域で、９０秒以上３００秒以下で焼鈍し、磁束密度（Ｂ８（Ｔ））が１．８８Ｔ超とすることを特徴とする磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
ここで温度の上限、下限は次の式で与えられる。
Ｔmax.（上限値）（℃）＝１５／２２×ＡｌＮＲ＋１０００
Ｔmin.（下限値）（℃）＝１５／２２×ＡｌＮＲ＋９００
ここで、ＡｌＮＲ（ppm）＝酸可溶性Ａｌ−２７／１４（Ｎ−１４／４８Ｔｉ） - 熱間圧延鋼帯焼鈍後の冷却をＴmax.とＴmin.の間の温度域から９００℃まで空冷し、その後９００℃から５５０℃以下までの冷却速度を１５℃／秒以上１００℃／秒以下とすることを特徴とする請求項１記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記鋳片の成分として、更に、質量％で、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐの少なくとも１種を０．０２〜０．３０含有することを特徴とする請求項１または２に記載の磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
- 更に、質量％で、Ｃｕを０．０５〜０．３０％含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
- 更に、質量％で、Ｃｒを０．０２〜０．３０含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
- 脱炭焼鈍板圧延方向断面の粒径に関して結晶粒の平均値とその標準偏差の比が０．５５以下である整粒性が優れたことを特徴とする請求項１〜５のいずれか記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
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