JP2016505706A - 方向性ケイ素鋼及びその製造方法 - Google Patents

方向性ケイ素鋼及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】方向性ケイ素鋼及びその製造方法の提供。【解決手段】本発明は、磁気特性に優れる方向性ケイ素鋼及びその製造方法に関する。本発明によれば、方向性ケイ素鋼の最終製品においてＤ＜５ｍｍの微細結晶粒の面積比率を３％以下に制御し、且つ、方向性ケイ素鋼の最終製品において磁束密度１．７Ｔでの透磁率と磁束密度１．５Ｔでの透磁率との比（μ１７／μ１５）を０．５０以上に制御することによって、磁気特性に優れる方向性ケイ素鋼が得られる。また、本発明によれば、適切な成分を含有する方向性ケイ素鋼スラブを使用し、且つ、最適な冷間圧延工程を実施することによって、スラブ加熱温度及び製造コストを効果的に低減しつつ、方向性ケイ素鋼の最終製品における結晶粒の粒径及び比率、並びに、特定の磁束密度範囲での透磁率をより良好に制御でき、Ｇｏｓｓ集合組織方位が良好な二次再結晶を確保でき、最終的に、磁気特性に優れる方向性ケイ素鋼製品を安定して得ることができる。【選択図】なし

Description

本発明は、方向性ケイ素鋼及びその製造方法に関する。特に、磁気特性に優れる方向性ケイ素鋼及びその製造方法に関する。
方向性ケイ素鋼は、大型変圧器等の送変電製品で広く用いられており、電力産業の発展に欠かせない原材料の一つとなっている。近年、磁気特性に優れる方向性ケイ素鋼を得ることに力が注がれている。方向性ケイ素鋼の磁気特性を表す主な技術的指標としては、磁束密度及び鉄損が挙げられる。鉄損は、変圧器等の送変電製品を使用した際に鉄心で生じる損失に直接関係している。ケイ素鋼製品の発展の歴史は、実際には継続的な鉄損低減の歴史であると言える。磁気誘導、すなわち磁気誘導強度（磁束密度としても知られる）は、強磁性材料の磁場中の磁化強度を反映し、単位磁場強度あたりの磁束密度の値の変化は透磁率で表される。ユーザーの使用条件において、ケイ素鋼製品の特性は外部磁場の強度条件と密接に関係しているため、透磁率、特に変圧器等の製品の動作点付近の透磁率は、特定の磁場強度での磁気特性を表すのにより適している。調査した結果、方向性ケイ素鋼の関連する先行文献において、透磁率等の磁気特性に直接関連している研究はごくわずかであり、方向性ケイ素鋼材料の組成が透磁率等の主要特性に与える影響を研究したものは更に少なかった。
特許文献１及び特許文献２にはそれぞれ、冷延時効圧延法を用いることによって、方向性ケイ素鋼の最終製品において円相当直径Ｄが２ｍｍ以下の微細結晶粒の数を増加させて、方向性ケイ素鋼の最終製品の鉄損を低減できることが記載されている。しかしながら、上記特許文献によれば、方向性ケイ素鋼の最終製品の二次再結晶が完全である場合に限り、微細結晶粒の数を適切に増加させることで鉄損の低下が促進される。また、この微細結晶粒とは具体的に、Ｇｏｓｓ集合組織の方位、すなわち（１１０）［００１］方位との差角が比較的小さい小粒径の結晶粒と解されるべきであり、そうでなければ、磁気特性を改善する効果を得るのは困難である。このように、方向性ケイ素鋼の最終製品における微細結晶粒の数を増加させるだけでは、方向性ケイ素鋼の磁気特性が改善されるか否かを判断できる基準とはならないはずである。なぜならば、小粒径の結晶粒の結晶粒方位は、Ｇｏｓｓ集合組織方位から大きな角度でずれる可能性が高く、その可能性は大粒径の結晶粒よりもはるかに高く、また、Ｇｏｓｓ集合組織から大きな角度でずれた微細結晶粒が多数存在すると、方向性ケイ素鋼の最終製品の磁気特性がひどく低下してしまうからである。一方、円相当直径Ｄが５ｍｍ以上の粗大結晶粒とＧｏｓｓ集合組織との平均方位差角は通常７°以内である。したがって、通常の状況下では、方向性ケイ素鋼の最終製品における粗大結晶粒の数又は面積比率を増加させることによって、あるいは微細結晶粒の数又は面積比率を特定範囲内に制御することによって、方向性ケイ素鋼の良好な磁気特性及び磁気特性の安定性をより良好に確保できる。
特許文献３には、方向性ケイ素鋼の熱延板においてオーステナイト相の割合を制御することによって、焼準冷却速度を上げ、透磁率を改善できることが記載されている。しかしながら、この特許文献における「透磁率」は具体的に、磁場強度が７９６Ａ／ｍでの磁束密度を意味しており、通常の物理的な意味合いで定義される透磁率とは異なる。また、この特許に記載のスラブには多量のＣｒが添加されているため、環境に悪影響が及ぼされると共に、磁気特性が高い方向性ケイ素鋼製品が安定して得られ難い。更に、この特許ではスラブを約１４００℃という高温で加熱することを推奨しているため、専用の加熱炉を配置する必要があり、エネルギー消費も比較的大きくなる。加えて、鉄鋼スラブの表面に溶融スラグが現れるため、加熱装置を定期的に清掃しなければならず、収率に影響が出て生産率が減少し、装置の維持コストも高くなる。したがって、この特許は普及に適していない。
特許文献４には、方向性ケイ素鋼の最終製品の磁束密度１．０Ｔでの透磁率を０．０３Ｈ／ｍ以上に制御する必要があると記載されている。しかしながら、実際に磁化ヒステリシスループを技術的に解析したところ、比較的低磁場では、比較的小さい磁束密度で磁壁の移動が起こるが、磁場強度が高くなるにつれ、磁束密度が高くなり、磁束密度が約１．５〜１．９Ｔになると、磁壁の移動により成長した磁区とまだ取り込まれていない磁区との不可逆的回転が起こって、磁化ベクトルが次第に磁場方向と平行になる。このプロセスは、全磁区の磁化ベクトルが回転して磁場方向と平行になるまで継続し、このとき、材料の飽和磁束密度Ｂｓに達する。変圧器等の製品において用いられる動作点は一般的に、磁束密度が１．５〜１．７Ｔの範囲内で設定されているため、特許文献４において磁束密度１．０Ｔでの方向性ケイ素鋼の透磁率の制御が要求されることに実用的意義はない。
先行技術では方向性ケイ素鋼の透磁率及び鉄損を改善するという観点で多少の進展が見られたものの、動作磁束密度１．５〜１．７Ｔでの方向性ケイ素鋼の磁気特性を改善するという観点では依然として改善の余地が大きい。動作磁束密度１．５〜１．７Ｔでの磁気特性に優れる方向性ケイ素鋼を開発して、変圧器等の電子機器の要求を満たすことが望まれている。また、従来の方向性ケイ素鋼の製造方法については改善の余地が比較的大きいため、磁気特性に優れる方向性ケイ素鋼を得ることができる製造方法を研究開発することも重要な意義があり、幅広い用途が見込まれる。
特開昭６０−５９０４５号公報 中国特許第９１１０３３５７号明細書 米国特許第７８８７６４５号明細書 米国特許第５７１８７７５号明細書
本発明は、磁気特性に優れる方向性ケイ素鋼及びその製造方法を提供することを目的とする。本発明者らは、方向性ケイ素鋼の最終製品において結晶粒径が５ｍｍ未満（以下、Ｄ＜５ｍｍと表す）の微細結晶粒の面積比率が３％以下、好ましくは２％以下であり、方向性ケイ素鋼の最終製品において磁束密度１．７Ｔでの透磁率と磁束密度１．５Ｔでの透磁率との比（μ１７／μ１５）が０．５０以上、好ましくは０．５５以上である場合、磁気特性に優れる方向性ケイ素鋼の最終製品が得られることを見出した。更に、本発明者らは、適切な成分を含有する方向性ケイ素鋼スラブを使用し、且つ、最適な冷間圧延工程を実施して、方向性ケイ素鋼の最終製品においてＤ＜５ｍｍの微細結晶粒の面積比率を３％以下に制御すると共に、透磁率比μ１７／μ１５を０．５０以上に制御することによって、磁気特性に優れる方向性ケイ素鋼製品が安定して得られることを見出した。
本発明は、磁気特性に優れる方向性ケイ素鋼に関する。上記方向性ケイ素鋼においてＤ＜５ｍｍの微細結晶粒の面積比率は３％以下、好ましくは２％以下であり、上記方向性ケイ素鋼の最終製品において磁束密度１．７Ｔでの透磁率と磁束密度１．５Ｔでの透磁率との比（μ１７／μ１５）は０．５０以上、好ましくは０．５５以上である。
方向性ケイ素鋼の最終製品においてＧｏｓｓ集合組織からずれた微細結晶粒が多数存在すると、方向性ケイ素鋼の最終製品の磁気特性がひどく低下し得る。しかしながら、方向性ケイ素鋼の最終製品において結晶粒径（円相当直径）Ｄ≧５ｍｍの粗大結晶粒とＧｏｓｓ集合組織との平均方位差角は通常７°以内であるため、Ｄ＜５ｍｍの微細結晶粒の面積比率を特定範囲内に制御することによって、すなわち、方向性ケイ素鋼の最終製品において大粒径の結晶粒の面積比率を増加させることによって、方向性ケイ素鋼の良好な磁気特性及び磁気特性の安定性をより良好に確保できる。本発明者らは、方向性ケイ素鋼の最終製品において総面積に対するＤ＜５ｍｍの微細結晶粒の面積の比率を３％以内に制御することによって、方向性ケイ素鋼の最終製品の磁気特性の優良率及び鋼帯全体の合格率を大幅に改善できることを見出した。また、本発明者らは、方向性ケイ素鋼の最終製品において磁束密度１．７Ｔでの透磁率μ１７と磁束密度１．５Ｔでの透磁率μ１５との比（μ１７／μ１５）が０．５０以上である場合、磁束密度が高く鉄損が低いという優れた磁気特性を有する方向性ケイ素鋼製品が安定して得られることが充分に保証されることを見出した。
更に、本発明は、方向性ケイ素鋼の製造方法に関する。該方法は、
方向性ケイ素鋼スラブを１１００〜１２００℃まで加熱した後、熱間圧延して熱延板を得る工程；
上記熱延板を冷延圧下率８５％以上で冷間圧延して、方向性ケイ素鋼の最終製品の厚さを有する冷延板を得る工程；及び、
上記冷延板に焼鈍処理を施して方向性ケイ素鋼の最終製品を得る工程
をこの順に含み、
上記方向性ケイ素鋼スラブは、重量％で、Ｓｉ：２．５〜４．０％、酸可溶性アルミニウムＡｌｓ：０．０１０〜０．０４０％、Ｎ：０．００４〜０．０１２％、Ｓ：０．０１５％以下を含有し、
上記方向性ケイ素鋼の最終製品において結晶粒径が５ｍｍ未満の微細結晶粒の面積比率は３％以下であり、上記方向性ケイ素鋼の最終製品において磁束密度１．７Ｔでの透磁率と磁束密度１．５Ｔでの透磁率との比（μ１７／μ１５）は０．５０以上である。
本発明によれば、方向性ケイ素鋼スラブの成分においてＳｉ含量及びインヒビター構成元素含量（例えばＡｌｓ、Ｎ及びＳの含量）を制御することによって、製造過程において充分な窒化物インヒビターが鋼板中へ導入されて二次再結晶が完全なものとなり、二次再結晶粒のＧｏｓｓ集合組織方位、すなわち（１１０）［００１］方位への配向性が改善されることが保証される。また、本発明の方向性ケイ素鋼スラブを使用する場合、ＡｌＮを主要インヒビターとして用いると、固溶温度が高いインヒビター（硫化物等）の形成が阻害される。ＡｌＮの固溶温度は約１２８０℃であり、スラブ中のＡｌ又はＮ濃度の変動と共にわずかに変化するものの、上記固溶温度は、ＭｎＳ又はＭｎＳｅを主要インヒビターとして用いた系の固溶温度よりも著しく低い（米国特許第５７１１８２５号明細書を参照）。本発明はまた、インヒビターを部分的に固溶させることにより、スラブの加熱温度を１２００℃以下まで効果的に低減する方法を用いる。いわゆるインヒビターの部分固溶は、インヒビターの完全固溶と相対するものである。インヒビターを完全に固溶させる方法は以下の通りである。すなわち、インヒビターと呼ばれる鋼中微細析出物を、熱間圧延前にスラブを加熱する際に完全に固溶した状態とし、その後、熱間圧延中及び熱間圧延後の焼鈍工程で析出させ、析出状態を調整する。この方法には問題がある。すなわち、析出物を完全に固溶させるためには、１３５０℃以上の高温で加熱する必要があるが、この温度は一般的な鋼種のスラブを加熱する温度より約２００℃も高いため、専用の加熱炉が必要となる。また、溶融酸化鉄スケール、すなわち溶融スラグが多くなる問題もある。しかしながら、インヒビターを部分固溶させる方法を用いた場合、スラブの加熱温度はインヒビターを完全固溶させる温度よりも低いため、スラブを加熱した際に鋼中インヒビターが部分的にしか固溶しない。熱間圧延後に得られるインヒビター強度は多少低下するものの、後続工程の窒化処理によって窒化物インヒビターを補充して、二次再結晶の要件を確保することができる。したがって、本発明の方法を採用すれば、専用のケイ素鋼加熱炉は必要なく、従来の炭素鋼加熱炉を用いて炭素鋼等の他の鋼種と共にクロス熱延生産を実施できる。また、一般的な方向性ケイ素鋼の生産と比較して、生産装置や、測定器、計器等の制御装置を変更しないため、生産制御及び操作が簡便であり、生産及び操作人員を更に訓練する必要がなく、製造コストを抑制できる。
方向性ケイ素鋼スラブ中のＳｉ及び各種インヒビターの含量及び基本的な作用を以下に示す。
Ｓｉ：２．５〜４．０％。Ｓｉ含量が増加すると方向性ケイ素鋼の渦電流損が低下する。Ｓｉ含量が２．５％未満であると、渦電流損を低下させる効果が得られない。Ｓｉ含量が４．０％を超えると、脆性が増大するため冷間圧延による大量生産を行うことができない。
酸可溶性アルミニウムＡｌｓ：０．０１０〜０．０４０％。磁束密度が高い方向性ケイ素鋼の主要インヒビター成分として用いられる。酸可溶性アルミニウムＡｌｓ含量が０．０１０％未満であると、充分なＡｌＮが得られず、阻害強度が不充分となり、二次再結晶が起こらない。Ａｌｓ含量が０．０４０％を超えると、インヒビター粒径が粗大になり、阻害効果が減少する。
Ｎ：０．００４〜０．０１２％。Ｎは、酸可溶性アルミニウムと類似した作用を有し、同様に磁束密度が高い方向性ケイ素鋼の主要インヒビター成分として用いられる。Ｎ含量が０．００４％未満であると、充分なＡｌＮが得られず、阻害強度が不充分となる。Ｎ含量が０．０１２％を超えると、底層の欠陥が増大する。
Ｓ：０．０１５％以下。Ｓ含量が０．０１５％を超えると、偏析が発生し易く、その結果、二次再結晶の欠陥が増大する。
更に、本発明は、圧下率の大きい（冷延圧下率が８５％以上である）冷間圧延方法を用いる。該方法によれば、冷延板の転位密度が向上し、一次再結晶中により多くのＧｏｓｓ結晶核が形成され、より多くの良好な集合組織が得られ易くなり、更に、充分に二次再結晶が起こり、二次再結晶粒の配向性の改善が促進されるため、最終的に、方向性ケイ素鋼製品の磁気特性が著しく改善される。本明細書中、冷延圧下率とは、圧下前の厚さに対する冷間圧延での圧下量の比を表す。
本発明における方向性ケイ素鋼の製造方法によれば、熱延板を焼鈍処理することなく熱間圧延後に直接冷間圧延できるため、方向性ケイ素鋼の製造コストを更に低減することができ、したがって潜在的利益も大きい。
方向性ケイ素鋼の最終製品の磁気特性を更に改善する観点から、冷間圧延前に熱延板に熱延板焼鈍処理を施すことが好ましい。この場合、熱延板焼鈍処理の焼鈍温度は９００〜１１５０℃であることが好ましく、焼鈍冷却速度は２０〜１００℃／秒であることが好ましい。冷却速度が１００℃／秒を超えると、急冷後に鋼中の集合組織の均一性が悪化するため、最終製品の磁気特性を改善する効果が減少する。また、１００℃／秒を超える冷却速度で生産すると、鋼板形状が悪化し、その後の生産を行うのが極めて困難となる。熱延板に熱延板焼鈍処理を施すことによって、一次再結晶時のＧｏｓｓ結晶核の数及び良好な集合組織の強度を更に増大させることができ、それにより二次再結晶が完全なものとなり易く、方向性ケイ素鋼の最終製品の磁気特性が改善される。
本発明に係る方向性ケイ素鋼の製造方法において、焼鈍処理は、従来技術で用いられる通常の方法で実施できる。例えば、冷延板に対して脱炭焼鈍、焼鈍分離剤の塗布、高温焼鈍、絶縁被膜の塗布及び熱延伸平坦化焼鈍を順次実施する。上記焼鈍分離剤は、高温で鋼板同士が結合するのを防止するために用いられ、ＭｇＯ等の材料を主原料として使用できる。上記絶縁被膜は、ケイ素鋼表面の絶縁性等を改善するために用いられ、現在は主原料として無水クロム酸、ＳｉＯ２コロイド及びＭｇ、Ａｌのリン酸塩が広く採用されている。
方向性ケイ素鋼の最終製品の磁気特性を更に改善する観点から、本発明に係る方向性ケイ素鋼の製造方法は、高温焼鈍前に、上記冷延板に窒化処理を施す工程を更に含むことが好ましい。本発明によれば、窒化処理によって窒化物インヒビターを補充し、インヒビター濃度を高めることができ、製造過程の後の段階で充分な強度のＡｌＮを確保して、他方位の結晶粒の成長を阻害する作用を完全なものにでき、それにより、二次再結晶粒のＧｏｓｓ集合組織方位への配向性が改善され、方向性ケイ素鋼の最終製品の磁気特性が著しく改善され易くなる。
本発明によれば、適切な成分を含有する方向性ケイ素鋼スラブを使用し、且つ、最適な冷間圧延工程を実施して、方向性ケイ素鋼の最終製品においてＤ＜５ｍｍの微細結晶粒の面積比率を３％以下に制御すると共に、透磁率比μ１７／μ１５を０．５０以上に制御することによって、磁気特性に優れる方向性ケイ素鋼製品が安定して得られる。
本発明によれば、方向性ケイ素鋼の最終製品においてＤ＜５ｍｍの微細結晶粒の面積比率を３％以下に制御し、且つ、方向性ケイ素鋼の最終製品において磁束密度１．７Ｔでの透磁率と磁束密度１．５Ｔでの透磁率との比（μ１７／μ１５）を０．５０以上に制御することによって、磁気特性に優れる方向性ケイ素鋼の最終製品が得られる。また、本発明によれば、適切な成分を含有する方向性ケイ素鋼スラブを使用し、且つ、最適な冷間圧延工程を実施することによって、スラブ加熱温度及び製造コストを効果的に低減しつつ、方向性ケイ素鋼の最終製品における結晶粒の粒径及び比率、並びに、特定の磁束密度範囲での透磁率をより良好に制御でき、Ｇｏｓｓ集合組織方位が良好な二次再結晶を確保でき、最終的に、磁気特性に優れる方向性ケイ素鋼製品を安定して得ることができる。
以下の実施例により本発明を更に詳述するが、本発明の保護範囲はこれらの実施例に限定されない。
（実施例１〜８及び比較例１〜５）
方向性ケイ素鋼スラブは、重量％で、Ｃ：０．０５０％、Ｓｉ：３．０％、Ａｌｓ：０．０３０％、Ｎ：０．００７％、Ｓ：０．００８％、Ｍｎ：０．１４％を含有し、残部としてＦｅ及び不可避的不純物を含有している。上記スラブを１０００〜１２５０℃の温度の加熱炉で加熱した後、熱間圧延して厚さ２．５ｍｍの熱延板を得る。熱延板を様々な冷延圧下率で冷間圧延して、最終製品の厚さである０．３０ｍｍとした後、脱炭焼鈍し、酸化マグネシウムを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、巻き取ってから高温焼鈍する。最終冷間圧延後、窒化処理してから高温焼鈍及び二次再結晶を行う。巻き戻した後、絶縁被膜を塗布し、延伸平坦化焼鈍して、方向性ケイ素鋼の最終製品を得る。方向性ケイ素鋼の最終製品におけるＤ＜５ｍｍの微細結晶粒の面積比率及び透磁率比μ１７／μ１５と、方向性ケイ素鋼の最終製品の磁気特性との関係を調べ、結果を表１に示す。
Figure 2016505706
表１から分かる通り、方向性ケイ素鋼の最終製品においてＤ＜５ｍｍの微細結晶粒の面積比率が３％以下であり、磁束密度１．７Ｔでの透磁率と磁束密度１．５Ｔでの透磁率との比（μ１７／μ１５）が０．５０以上である実施例１〜８は、Ｄ＜５ｍｍの微細結晶粒の面積比率が３％を超えるか、あるいは透磁率比μ１７／μ１５が０．５０未満である比較例１〜５と比べて、磁束密度がより高く、鉄損がより低い。更に、表１から分かる通り、Ｄ＜５ｍｍの微細結晶粒の面積比率が２％以下である実施例４の方向性ケイ素鋼の最終製品は、実施例６と比べて磁気特性が更に改善されている。また、透磁率比μ１７／μ１５が０．５５である実施例３の方向性ケイ素鋼の最終製品は、実施例４と比べて磁気特性が更に改善されている。
（実施例９〜１５及び比較例６〜１４）
方向性ケイ素鋼スラブは、重量％で、Ｃ：０．０７５％、Ｓｉ：３．３％、Ａｌｓ：０．０３１％、Ｎ：０．００９％、Ｓ：０．０１２％、Ｍｎ：０．０８％を含有し、残部としてＦｅ及び不可避的不純物を含有している。上記スラブを１０５０〜１２５０℃の範囲内の異なる５つの加熱温度に設定した加熱炉で加熱した後、熱間圧延して厚さ２．３ｍｍの熱延板を得る。熱延板を様々な冷延圧下率で冷間圧延して、０．２０〜０．４０ｍｍの範囲内のそれぞれ異なる規格の最終製品の厚さとした後、脱炭焼鈍し、酸化マグネシウムを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、巻き取ってから高温焼鈍する。最終冷間圧延後、窒化処理してから高温焼鈍及び二次再結晶を行う。巻き戻した後、絶縁被膜を塗布し、延伸平坦化焼鈍して、方向性ケイ素鋼の最終製品を得る。スラブ加熱温度及び冷延圧下率と、Ｄ＜５ｍｍの微細結晶粒の面積比率及び透磁率比μ１７／μ１５との関係を調べ、結果を表２に示す。
Figure 2016505706
表２から分かる通り、本発明の方向性ケイ素鋼スラブを使用した場合、スラブを１１００〜１２００℃の温度範囲で加熱した後、熱間圧延し、冷延圧下率を８５％以上とすることにより、確実に方向性ケイ素鋼の最終製品においてＤ＜５ｍｍの微細結晶粒の面積比率を３％以下とし、磁束密度１．７Ｔでの透磁率と磁束密度１．５Ｔでの透磁率との比（μ１７／μ１５）を０．５０以上とすることができ、したがって、磁気特性に優れる方向性ケイ素鋼の最終製品を確保することができる。
（実施例１６〜３１）
方向性ケイ素鋼スラブは、重量％で、Ｃ：０．０６５％：Ｓｉ：３．２％、Ａｌｓ：０．０２５％、Ｎ：０．０１０％、Ｓ：０．０１５％、Ｍｎ：０．１８％を含有し、残部としてＦｅ及び不可避的不純物を含有している。上記スラブを１１５０℃の温度の加熱炉で加熱した後、熱間圧延して厚さ３．０ｍｍの熱延板を得る。熱延板を（Ａ）直接冷間圧延するか、あるいは（Ｂ）温度８５０〜１２００℃、冷却速度１５〜２５℃／秒で焼鈍してから冷延圧下率８５％で冷間圧延し、最終製品の厚さである０．３０ｍｍとなるまで圧延した後、脱炭焼鈍し、酸化マグネシウムを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、巻き取ってから高温焼鈍する。最終冷間圧延後、窒化処理してから高温焼鈍及び二次再結晶を行う。巻き戻した後、絶縁被膜を塗布し、延伸平坦化焼鈍して、方向性ケイ素鋼の最終製品を得る。熱延板の焼鈍条件と、方向性ケイ素鋼の最終製品におけるＤ＜５ｍｍの微細結晶粒の面積比率及び透磁率比μ１７／μ１５との関係を調べ、結果を表３に示す。
Figure 2016505706
表３から分かる通り、熱延板を焼鈍した実施例１７〜３１では、熱延板を焼鈍しなかった実施例１６と比べて、方向性ケイ素鋼の最終製品におけるＤ＜５ｍｍの微細結晶粒の面積比率が低下しているか、あるいは透磁率比μ１７／μ１５が高くなっており、したがって、方向性ケイ素鋼の最終製品の磁気特性が改善されている。更に、表３から分かる通り、焼鈍温度９００〜１１５０℃、冷却速度２０℃／秒以上で熱延板を焼鈍することによって、確実に透磁率比μ１７／μ１５を０．５５以上とし、それにより方向性ケイ素鋼の最終製品の磁気特性を更に安定して改善できる。
本発明の実験結果から、方向性ケイ素鋼の最終製品においてＤ＜５ｍｍの微細結晶粒の面積比率が３％以下であり、方向性ケイ素鋼の最終製品において磁束密度１．７Ｔでの透磁率と磁束密度１．５Ｔでの透磁率との比（μ１７／μ１５）が０．５０以上である場合、磁気特性に優れる方向性ケイ素鋼の最終製品が得られることが証明された。本発明によれば、適切な成分を含有する方向性ケイ素鋼スラブを使用し、且つ、最適な冷間圧延工程を実施して、方向性ケイ素鋼の最終製品においてＤ＜５ｍｍの微細結晶粒の面積比率を３％以下に制御すると共に、透磁率比μ１７／μ１５を０．５０以上に制御することによって、磁気特性に優れる方向性ケイ素鋼製品が安定して得られる。
本発明によれば、方向性ケイ素鋼の最終製品においてＤ＜５ｍｍの微細結晶粒の面積比率を３％以下に制御し、且つ、方向性ケイ素鋼の最終製品において磁束密度１．７Ｔでの透磁率と磁束密度１．５Ｔでの透磁率との比（μ１７／μ１５）を０．５０以上に制御することによって、磁気特性に優れる方向性ケイ素鋼の最終製品が得られる。また、本発明によれば、適切な成分を含有する方向性ケイ素鋼スラブを使用し、且つ、最適な冷間圧延工程を実施することによって、スラブ加熱温度及び製造コストを効果的に低減しつつ、方向性ケイ素鋼の最終製品における結晶粒の粒径及び比率、並びに、特定の磁束密度範囲での透磁率をより良好に制御でき、Ｇｏｓｓ集合組織方位が良好な二次再結晶を確保でき、最終的に、磁気特性に優れる方向性ケイ素鋼製品を安定して得ることができる。

Claims (10)

  1. 方向性ケイ素鋼であって、
    前記方向性ケイ素鋼において結晶粒径が５ｍｍ未満の微細結晶粒の面積比率が３％以下であり、
    前記方向性ケイ素鋼の最終製品において磁束密度１．７Ｔでの透磁率と磁束密度１．５Ｔでの透磁率との比μ１７／μ１５が０．５０以上である、
    方向性ケイ素鋼。
  2. 前記方向性ケイ素鋼において結晶粒径が５ｍｍ未満の微細結晶粒の面積比率は２％以下である、請求項１に記載の方向性ケイ素鋼。
  3. 前記方向性ケイ素鋼において磁束密度１．７Ｔでの透磁率と磁束密度１．５Ｔでの透磁率との比μ１７／μ１５は０．５５以上である、請求項１又は２に記載の方向性ケイ素鋼。
  4. 方向性ケイ素鋼の製造方法であって、
    方向性ケイ素鋼スラブを１１００〜１２００℃まで加熱した後、熱間圧延して熱延板を得る工程；
    前記熱延板を冷延圧下率８５％以上で冷間圧延して、方向性ケイ素鋼の最終製品の厚さを有する冷延板を得る工程；及び、
    前記冷延板に焼鈍処理を施して方向性ケイ素鋼の最終製品を得る工程
    をこの順に含み、
    前記方向性ケイ素鋼スラブは、重量％で、Ｓｉ：２．５〜４．０％、酸可溶性アルミニウムＡｌｓ：０．０１０〜０．０４０％、Ｎ：０．００４〜０．０１２％、Ｓ：０．０１５％以下を含有し、
    前記方向性ケイ素鋼の最終製品において結晶粒径が５ｍｍ未満の微細結晶粒の面積比率は３％以下であり、
    前記方向性ケイ素鋼の最終製品において磁束密度１．７Ｔでの透磁率と磁束密度１．５Ｔでの透磁率との比μ１７／μ１５は０．５０以上である、
    方向性ケイ素鋼の製造方法。
  5. 冷間圧延前に、前記熱延板に熱延板焼鈍処理を施す工程を更に含む、請求項４に記載の方向性ケイ素鋼の製造方法。
  6. 前記熱延板焼鈍処理は、焼鈍温度が９００〜１１５０℃であり、焼鈍冷却速度が２０〜１００℃／秒である、請求項５に記載の方向性ケイ素鋼の製造方法。
  7. 前記焼鈍処理は、脱炭焼鈍、焼鈍分離剤の塗布、高温焼鈍、絶縁被膜の塗布及び熱延伸平坦化焼鈍をこの順に含む、請求項４に記載の方向性ケイ素鋼の製造方法。
  8. 高温焼鈍前に、前記冷延板に窒化処理を施す工程を更に含む、請求項７に記載の方向性ケイ素鋼の製造方法。
  9. 前記方向性ケイ素鋼の最終製品において結晶粒径が５ｍｍ未満の微細結晶粒の面積比率は２％以下である、請求項４〜８のいずれか１項に記載の方向性ケイ素鋼の製造方法。
  10. 前記方向性ケイ素鋼の最終製品において磁束密度１．７Ｔでの透磁率と磁束密度１．５Ｔでの透磁率との比μ１７／μ１５は０．５５以上である、請求項４〜８のいずれか１項に記載の方向性ケイ素鋼の製造方法。
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