JP2017122269A - 二方向性電磁鋼板および二方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】磁歪がより小さく、安定して製造することが可能な二方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０８５％以下、Ｓｉ：０．８〜７％、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、Ｎ：０．０１２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、板面に垂直な方向の主方位が｛１１０｝方位であり、板面内の圧延方向から±９０°の範囲内に、磁化容易軸である＜００１＞軸の集積ピークが二つ存在し、その面内角度差が５０°以上９０°以下であり、かつ、二次再結晶粒の平均粒径が５ｍｍ以上５０ｍｍ以下であることを特徴とする二方向性電磁鋼板を採用する。【選択図】なし

Description

本発明は、二方向性電磁鋼板および二方向性電磁鋼板の製造方法に関する。

方向性電磁鋼板は、圧延方向に磁化容易軸である＜１００＞が揃ったＧｏｓｓ方位（｛１１０｝＜００１＞）に高度に集積した鋼板であり、トランスの鉄心材料として用いられている。

また、方向性電磁鋼板と似たものとして、二方向性電磁鋼板が知られている。例えば特開平５−２８７３８４公報（特許文献１）に開示されているとおり、二方向性電磁鋼板は、｛１００｝＜００１＞または｛１００｝＜０１１＞に高度に集積した鋼板であり、圧延方向と板幅方向の二方向に磁化容易軸が向いており、優れた磁気特性を示す。二方向性電磁鋼板は、例えば特開平６−２５１９６６号公報（特許文献２）に開示されているとおり、積み鉄心を用いたトランスのＴ接合部のような、部材内で磁束の方向が大きく変化するような用途に特に好適であると考えられている。

しかしながら、上記｛１００｝方位に高度に集積した二方向性電磁鋼板は、磁歪が大きいという性質を有する。これは、磁化容易軸である＜００１＞方位が板面内において垂直に交差し、その結果、自発磁化による磁区の形成が不安定となり、９０°磁壁が多量に発生させるためである。９０°磁壁は、磁化過程での体積変化が大きく磁歪を増大させる。

また、二方向性電磁鋼板を製造する際には、｛１００｝方位への高度な集積を実現するために、クロス圧延や高温焼鈍が必要とされており、極めて複雑な工程が必要になるため、未だ実用化されていない。

特許文献１に記載の二方向性電磁鋼板と同様の特徴を有する鋼板が、特開２０１２―１２６９８０号公報（特許文献３）に開示されている。特許文献３に記載の鋼板は、結晶粒の方位が｛１１０｝＜１１２＞から２０°以内である比率が面積率で５０％以上であり、｛１１０｝＜１１２＞が高度に集積した鋼板である。｛１１０｝＜１１２＞は、Ｇｏｓｓ方位が圧延方向から±３５°傾いた結晶方位であり、時計回りに３５°回転した方位（１１０）[−１１２]と反時計回りに３５°回転した方位（１１０）[１−１２]の２種類を含み、板面内での磁化容易軸の交差角度は７０°である。このような｛１１０｝＜１１２＞による二方向性電磁鋼板も、トランスのＴ接合部に適していると予想される。また、磁化容易軸が板面内で垂直に交差しないため、結晶粒の方位が｛１００｝方位に高度に集積した二方向性電磁鋼板と比べて、９０°磁壁が少なく、磁歪が小さいことが期待されている。

特許文献３においては、最終冷延率を９４％以上にすることで、二次再結晶時に結晶粒の方位として｛１１０｝＜１１２＞方位を優先的に出現させている。しかし、最終冷延率が９４％以上と極めて高いことから、安定的に製造することが難しいと考えられる。

具体的には、本発明者らの知見によれば、特許文献３に記載の電磁鋼板は、最終冷延率が９４％以上と極めて高いことから、二次再結晶核となる｛１１０｝面方位粒が減少するため、二次再結晶粒が極めて粗大化し、Ｇｏｓｓ方位から時計回りに３５°回転した（１１０）[−１１２]と、反時計回りに３５°回転した（１１０）[１−１２]とを、鋼板内に均等に配置することが難しい。また、二次再結晶した｛１１０｝＜１１２＞の方位分散は２０°とブロードであり、良好な二方向性磁気特性を得にくい。さらに、｛１１０｝面方位の二次再結晶核が極めて少ないため、二方向性磁気特性に劣位な｛１１３｝＜３３２＞が二次再結晶する。そのため、トランスのT接合部などに適用した場合、良好な二方向性磁気特性を得ることが困難になる可能性がある。

特開平５−２８７３８４号公報 特開平６−２５１９６６号公報 特開２０１２―１２６９８０号公報

本発明は上記事情に鑑みてなされたもので、磁歪がより小さく、良好な二方向性磁気特性を有し、かつ、安定して製造することが可能な二方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供することを課題とする。

上記課題を解決する手段は以下の通りである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０８５％以下、Ｓｉ：０．８〜７％、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、Ｎ：０．０１２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
板面に垂直な方向の主方位が｛１１０｝方位であり、板面内の圧延方向から±９０°の範囲内に、磁化容易軸である＜００１＞軸の集積ピークが２つ存在し、その面内角度差が５０°以上９０°以下であり、かつ、二次再結晶粒の平均粒径が５ｍｍ以上５０ｍｍ以下であることを特徴とする二方向性電磁鋼板。
（２） 質量％で、Ｃ：０．０８５％以下、Ｓｉ：０．８〜７％、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、Ｎ：０．０１２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、二次再結晶集合組織の全体に占める｛１１０｝＜１１２＞と｛１１３｝＜３３２＞の存在比率が下記式（１）と（２）を満たし、｛１１０｝＜００１＞と｛１１０｝＜１１２＞の存在比率が下記式（３）を満たし、かつ二次再結晶粒の粒径が５ｍｍ以上、５０ｍｍ以下であることを特徴とする二方向性電磁鋼板。
Ｖ｛１１０｝＜１１２＞ ≧ ６０ …（１）
Ｖ｛１１３｝＜３３２＞ ≦ ５ …（２）
Ｖ｛１１０｝＜１１２＞／Ｖ｛１１０｝＜００１＞ ＞ ０．４ …（３）
但し、Ｖ｛１１０｝＜００１＞は｛１１０｝＜００１＞の全体に占める存在比率（％）であり、Ｖ｛１１０｝＜１１２＞は｛１１０｝＜１１２＞の全体に占める存在比率（％）であり、Ｖ｛１１３｝＜３３２＞は｛１１３｝＜３３２＞の全体に占める存在比率（％）である。
（３） 更に、質量％で、Ｓｎ：０．３％以下、Ｃｕ：０．４％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０１％以下の一種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の二方向性電磁鋼板。
（４） 質量％で、Ｃ：０．０８５％以下、Ｓｉ：０．８〜７％、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、Ｎ：０．０１２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼素材を熱間圧延して熱延板とし、前記熱延板を焼鈍し、更に、少なくとも１回以上冷間圧延してから脱炭焼鈍する際に、前記冷間圧延と前記脱炭焼鈍との間に、２０℃／ｓ以下の昇温速度で５５０℃以上７５０℃以下の到達温度まで加熱して一次再結晶を完了させる予備焼鈍を行うことを特徴とする二方向性電磁鋼板の製造方法。
（５） 前記鋼素材が更に、質量％で、Ｓｎ：０．３％以下、Ｃｕ：０．４％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０１％以下の一種または２種以上を含有することを特徴とする（４）に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。

本発明の二方向性電磁鋼板によれば、板面内の圧延方向から±９０°の範囲内に、磁化容易軸である＜００１＞軸の集積ピークが２つ存在させ、その面内角度差を５０°以上９０°以下とし、二次再結晶粒の平均粒径を５〜５０ｍｍとすることにより、従来の｛１００｝＜００１＞二方向性電磁鋼板と同様の良好な二方向性磁気特性が得られるとともに、磁歪をより小さくすることができる。
また、本発明の二方向性電磁鋼板の製造方法によれば、脱炭焼鈍の前に予備焼鈍を行うことで、過度に冷延率を高めることなく、｛１１０｝＜１１２＞二次再結晶組織が得られるとともに、その二次再結晶粒の平均粒径が５ｍｍ以上５０ｍｍ以下となり、二方向性磁気特性に劣位な｛１１３｝＜３３２＞の二次再結晶を抑制するため、従来の｛１１０｝＜１１２＞二方向性電磁鋼板より良好な二方向性磁気特性が実現可能である。

本発明に従う三相モデル変圧器の構成を示す図である。

まず、本明細書における結晶方位の記述について説明する。本明細書においては、鋼板面に垂直な方向の結晶方位を｛ ｝で示し、鋼板面内の圧延方向の結晶方位を＜ ＞で示す一般的に用いられている表記を原則としている。

従来、一方向性電磁鋼板では、冷間圧延後の脱炭焼鈍において急速加熱することで、Ｇｏｓｓ方位の一次再結晶を促進して、Ｇｏｓｓ方位の二次再結晶に好適な一次再結晶集合組織を得ている。これに対して、｛１１０｝＜１１２＞二方向性電磁鋼板を実現するには、Ｇｏｓｓ方位の二次再結晶よりも、｛１１０｝＜１１２＞の二次再結晶を多く発現させる必要がある。

そこで、｛１１０｝＜１１２＞の二次再結晶に好適な一次再結晶集合組織に制御するために必要な条件を検討したところ、一次再結晶を発現させる焼鈍の昇温速度と到達温度が重要であることを知見した。具体的には、脱炭焼鈍時の加熱速度を極めて遅くすることでＧｏｓｓ方位を減少させ、相対的に｛１１０｝＜１１２＞を増やすことが可能であることを見出した。

さらに、一次再結晶完了温度を低温化することで、Ｇｏｓｓ方位とΣ９の対応方位関係にある｛４１１｝＜１４８＞の一次再結晶を抑制することが重要である。｛４１１｝＜１４８＞はＧｏｓｓ方位の二次再結晶を極めて促進する結晶方位である。｛４１１｝＜１４８＞は冷延集合組織のαファイバに属する｛１００｝＜０１１＞から一次再結晶することが知られている。この｛１００｝＜０１１＞は一次再結晶の開始温度が高い。そのため、低温で焼鈍することによって、｛１００｝＜０１１＞からの｛４１１｝＜１４８＞の一次再結晶を抑制することを考えた。｛４１１｝＜１４８＞が減少することで、Ｇｏｓｓ方位の二次再結晶が抑制され、｛１１０｝＜１１２＞の二次再結晶に好適な一次再結晶集合組織に制御できると発想した。

また、焼鈍の昇温速度低速化と到達温度の低温化によって実現される二方向性電磁鋼板は、従来の高冷延率で製造する製品と比較して｛１１０｝＜１１２＞結晶粒が微細になる。これは、従来製法である高冷延率材と比較して、二次再結晶核となる｛１１０｝＜１１２＞が一次再結晶集合組織中に多くなるためと考えられる。さらに、二次再結晶核となる｛１１０｝＜１１２＞が多く存在することから、他方位が二次再結晶しにくくなる。特に｛１１３｝＜３３２＞も二次再結晶し易い方位であるが、本製法であれば、二方向性磁気特性に劣位な｛１１３｝＜３３２＞の二次再結晶を抑制出来ると考えられる。微細な｛１１０｝＜１１２＞結晶粒を有する二方向性電磁鋼板は、Ｇｏｓｓ方位から圧延方向に時計回り、もしくは反時計回りに３５°傾いた２種類の｛１１０｝＜１１２＞を鋼板内に均等に配置することが出来るため、従来製品と比較して微細な結晶粒を有する本実施形態の鋼板は、より二方向性磁気特性に優れている。

以下、本実施形態の二方向性電磁鋼板について説明する。
本実施形態の二方向性電磁鋼板の鋼成分は、質量％で、Ｃ：０．０８５％以下、Ｓｉ：０．８〜７％、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、Ｎ：０．０１２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。

（Ｃ：０．０８５％以下）
Ｃは一次再結晶を制御する上で極めて重要な元素であるが、磁気特性を劣化させるため、後述する焼鈍にて脱炭する必要がある。Ｃが０．０８５％を超えると、脱炭のための焼鈍時間が長くなり、生産性が著しく行われる。従って、一次再結晶の制御と脱炭性を鑑み、Ｃの含有率を０．０８５％以下とした。Ｃの含有率は、０．０４０％以上０．０８５％以下がより好ましく、０．０５０％以上０．０８０％以下が更に好ましい。

（Ｓｉ：０．８〜７％）
Ｓｉは、鋼の比抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素である。Ｓｉ量が０．８％未満では鉄損低減効果が小さい。一方、７％を超えると、飽和磁束密度が顕著に低下し、また、鋼が硬質化して圧延作業性が低下し、仕上げ焼鈍温度の上昇を招く。よって、Ｓｉは０．８〜７％の範囲とする。好ましくは２．０％以上４．５％以下の範囲である。

（酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％）
酸可溶性Ａｌは、Ｎと結合して（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎとして、インヒビターとしての機能を果すために必須の元素である。二次再結晶が安定する０．０１〜０．０６５％を限定範囲とする。

（Ｎ：０．０１２％以下）
Ｎは、０．０１２％を超えると、冷延時、鋼板中にブリスターとよばれる空孔を生じるため、０．０１２％を超えないようにする。

残部はＦｅおよび不純物である。不純物には製造過程で不可避的に混入する各種元素が含まれる。

本実施形態では、上記成分に加えて、必要に応じて、さらに、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｓ、Ｓｅ、Ｎｂ、Ｔｉの少なくとも１種または２種以上を、質量％で、Ｍｎでは１％以下、Ｃｒでは０．３％以下、Ｃｕでは０．４％以下、Ｐでは０．５％以下、Ｓｎでは０．３％以下、Ｎｉでは１％以下、Ｓ及びＳｅを合計で０．０１５％以下、Ｎｂを０．０５％以下、Ｔｉを０．０１％以下の範囲で含有できる。

Ｍｎは、比抵抗を高めて鉄損を低減させる効果がある。また、熱間圧延における割れの発生を防止する目的のために、Ｓ及びＳｅの総量との関係でＭｎ／（Ｓ＋Ｓｅ）≧４添加することが望ましい。しかしながら添加量が１％を超えると、製品の磁束密度が低下してしまう。

Ｃｒは、脱炭焼鈍の酸化層を改善し、グラス被膜形成に有効な元素であり、０．３％以下の範囲で添加する。Ｃｒの効果を発揮するためには、０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上を含有させるとよい。

Ｃｕは、比抵抗を高めて鉄損を低減させることに有効な元素である。添加量が０．４％を超えると鉄損低減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。Ｃｕの効果を発揮するためには、０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上を含有させるとよい。

Ｐは、比抵抗を高めて鉄損を低減させることに有効な元素である。添加量が０．５％を超えると圧延性に問題を生じる。

Ｓｎは、良く知られている粒界偏析元素である。本発明はＡｌを含有しているため、仕上げ焼鈍の条件によっては焼鈍分離剤から放出される水分によりＡｌが酸化されてコイル位置でインヒビター強度が変動し、磁気特性がコイル位置で変動する場合がある。この対策の一つとして、これらの粒界偏析元素の添加により酸化を防止する方法があり、そのために０．３０％以下の範囲で添加できる。一方０．３０％を超えると脱炭焼鈍時に酸化されにくく、グラス皮膜の形成が不十分となるとともに、脱炭焼鈍性を著しく阻害する。Ｓｎの効果を発揮するためには、０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上を含有させるとよい。

Ｎｉは比抵抗を高めて鉄損を低減させることに有効な元素である。また、熱延板の金属組織を制御して磁気特性を向上させるうえで有効な元素である。しかしながら、添加量が１％を超えると二次再結晶が不安定になる。

その他、ＳおよびＳｅは磁気特性に悪影響を及ぼすので総量で０．０１５％以下とすることが望ましい。

また、磁気特性を向上させるために、Ｎｂを０．０５％以下、Ｔｉを０．０１％以下の範囲で含有させてもよい。Ｎｂの下限は、０．００１％以上であり、Ｔｉの下限は０．００１％以上である。

次に、本実施形態の二方向性電磁鋼板に含まれる｛１１０｝＜１１２＞方位粒は、板面上の磁化容易軸が一方向であり、その方向は圧延方向から板面法線を回転軸として３５°の方向を向いている。しかし、｛１１０｝＜１１２＞方位粒には、回転方向が時計周りの粒（（１１０）[１−１２]）と反時計回りの粒（（１１０）[−１１２]）とが存在するため、２つの粒の磁化容易軸はおよそ７０°ずれていることになる。但し、｛１１０｝＜１１２＞からのずれ角が１０°以内であれば、｛１１０｝＜１１２＞とするため、本実施形態における磁化容易軸の集積ピークの面内角度差は最大９０°となる。すなわち、｛１１０｝＜１１２＞方位粒は、各々の粒は一方向性であるが、多数の粒をマクロ的に見ると二方向性となる。しかも、｛１１０｝＜１１２＞方位粒は、個々の粒は板面上に磁化容易軸が１つしかないので、磁歪の点でも極めて有利である。よって、｛１１０｝＜１１２＞方位粒を優先的に成長させることが重要である。

本実施形態の二方向性電磁鋼板は、板面内の圧延方向から±９０°の範囲内に、磁化容易軸である＜００１＞軸の集積ピークが二つ存在し、その面内角度差が５０°以上９０°以下である。ここで、２つの＜００１＞軸の集積ピークとは、１０°以内の方位分散を有する｛１１０｝＜１１２＞方位粒のうち、Ｇｏｓｓ方位から時計周りに３５°回転した粒（（１１０）［１−１２］）の磁化容易軸によるものと反時計回りに３５°回転した粒（（１１０）［−１１２］）の磁化容易軸によるものを指す。また、｛１１０｝＜１１２＞の方位分散は好ましくは５°、さらに好ましくは３°以内とし、２つの＜１１０＞の面内角度差は好ましくは６０°〜８０°、さらに好ましくは６４°〜７６°とすることで、二方向性磁気特性がより良好となる。

更に、本実施形態の二方向性電磁鋼板は、二次再結晶集合組織中の｛１１０｝＜１１２＞と｛１１３｝＜３３２＞の全体に占める存在比率が下記式（１）と（２）、かつ存在比率｛１１０｝＜００１＞と｛１１０｝＜１１２＞の存在比が下記式（３）を満たすものとなる。

Ｖ｛１１０｝＜１１２＞ ≧ ６０ …（１）
Ｖ｛１１３｝＜３３２＞ ≦ ５ …（２）
Ｖ｛１１０｝＜１１２＞／Ｖ｛１１０｝＜００１＞ ＞ ０．４ …（３）

但し、Ｖ｛１１０｝＜００１＞は｛１１０｝＜００１＞の全体に占める存在比率（％）であり、Ｖ｛１１０｝＜１１２＞は｛１１０｝＜１１２＞の全体に占める存在比率（％）であり、Ｖ｛１１３｝＜３３２＞は｛１１３｝＜３３２＞の全体に占める存在比率（％）である。

上記の各方位粒の存在比率は、ラウエ法にて１２０ｍｍ×６０ｍｍの範囲を６ｍｍピッチで測定できる。ずれ角が１０°以内であれば、その方位粒とし、存在率を計算する。

更に、本実施形態の二方向性電磁鋼板においては、二次再結晶集合組織中の｛１１０｝＜００１＞の全体に占める存在比率が４０％以下、鋼板によっては３０％以下、更には２０％以下となり、二次再結晶集合組織が｛１００｝＜００１＞に高度に集積した従来の鋼板とは異なるものとなる。

また、本実施形態の二方向性電磁鋼板は、二次再結晶粒の粒径が５ｍｍ以上、５０ｍｍ以下である。粒径が５０ｍｍ以下と高冷延率で製造する従来二方向性電磁鋼板よりも小粒経なので、二方向の磁気特性がより向上する。より好ましい粒径は、５〜４０ｍｍであり、更に好ましい粒径は５〜２０ｍｍである。下限について特に限定無いが、粒径が５ｍｍ未満になると、Ｇｏｓｓ方位や｛１１０｝＜１１２＞以外の結晶方位も多くなり、磁気特性が劣化するので好ましくない。粒径が５０ｍｍを超えると、｛１１０｝＜１１２＞方位粒のうち、Ｇｏｓｓ方位からのずれ角が時計周りの粒（（１１０）［１−１２］）と反時計回りの粒（（１１０）［−１１２］）が均等に配置されにくくなり、二方向性磁気特性が劣化するので好ましくない。
ここで、二次再結晶粒の粒径は、一定面積内に存在する結晶粒の個数を測定し、１個当たりの平均面積を求め、その面積に相当する円の直径とする。

次に、本実施形態の二方向性電磁鋼板の製造方法を説明する。
本実施形態の二方向性電磁鋼板は、上述した鋼組成を備える鋼塊または鋼片を熱間圧延および必要に応じて熱延板焼鈍し、冷間圧延および焼鈍して製造される。

先ず上述した組成を有する鋼を、連続鋳造法あるいは鋼塊を分塊圧延する方法など一般的な方法によりスラブとし、加熱炉に装入して熱間圧延を施す。この際、スラブ温度が高い場合には加熱炉に装入しないで熱間圧延を行ってもよい。スラブ加熱温度は１０００〜１２８０℃とすることが好ましい。より好ましくは１０５０〜１２５０℃である。本実施形態の鋼では、インヒビター成分を添加しないため、インヒビター成分を固溶させる必要がないので、スラブ加熱温度の上限は１２８０℃でよい。

また、熱間圧延の各種条件は特に限定されるものではなく、例えば仕上げ温度が７００〜９５０℃、巻き取り温度が７５０℃以下など、一般的な条件に従って行えばよい。

次に、上記熱間圧延により得られた熱間圧延鋼板に必要に応じて熱延板焼鈍を施す。熱延板焼鈍工程を行うことにより、磁気特性が向上する。本実施形態では、熱延板焼鈍を８００℃〜１２００℃で行う。熱延板焼鈍の温度が８００℃未満であると、熱間圧延鋼板（熱延板）の再結晶が不十分となり、冷間圧延及び引き続く脱炭焼鈍後の集合組織が劣化し、十分な磁気特性を備えた方向性電磁鋼板を得ることが困難となる。一方、熱延板焼鈍の温度が１２００℃超であると、熱間圧延鋼板（熱延板）の脆性劣化が著しくなり、引き続く冷間圧延にて破断が生じる可能性が高くなる。

次に、冷間圧延を施し、鋼板を所定の板厚に仕上げる。一回の冷間圧延または焼鈍を介して複数の冷間圧延を施して最終板厚の鋼板とする。冷間圧延を実施することで、圧延方向に伸びた繊維状のα相を有する組織とすることができる。冷間圧延の圧下率は、８０〜９２％の範囲が好ましい。圧下率が８０％以下では、Ｇｏｓｓ方位や｛１１０｝＜１１２＞の二次再結晶に適した一次再結晶集合組織を発達させることが困難である、９２％超の高冷延率では、Ｇｏｓｓ方位や｛１１０｝＜１１２＞の二次再結晶に適した集合組織が発達するが、二次再結晶核が減少することで、二次再結晶粒が粗大化したり、二方向性磁気特性に劣位な｛１１３｝＜３３２＞が二次再結晶したりする。特に本発明である｛１１０｝＜１１２＞二方向性電磁鋼板では、Ｇｏｓｓ方位から時計回りに３５°回転した（１１０）[−１１２]と反時計回りに３５°回転した（１１０）[１−１２]を鋼板内に均等に配置することで良好な二方向性磁気特性が得られることから、二次再結晶粒の粗大化を抑制するため、冷間圧延の圧下率を９２％以下とする。

そして、冷間圧延により得られた冷間圧延鋼板に対して焼鈍を行う。焼鈍は、再結晶化を兼ねた脱炭焼鈍を施した後、二次再結晶と純化を兼ねた仕上焼鈍を施し、必要に応じて絶縁被膜の被成と、平坦化焼鈍を行う。また、本実施形態では、脱炭焼鈍の前に予備焼鈍を行うことが好ましい。

予備焼鈍は、２０℃／ｓ以下の昇温速度で５５０℃以上７５０℃以下の到達温度まで冷間圧延鋼板を加熱する。これにより、一次再結晶を完了させる。脱炭焼鈍の前に予備焼鈍を適用することで、一次再結晶を完了させて、｛１１０｝＜１１２＞を安定的に二次再結晶可能となる。また、過度の冷間圧延が不要になる。予備焼鈍において７５０℃になるまでに一次再結晶が完了しないと、｛２１１｝＜０１１＞を安定的に二次再結晶可能な一次再結晶集合組織が得られないという問題が生じる。また、昇温速度が２０℃／ｓを超えると、Ｇｏｓｓ方位が増加し、｛１１０｝＜１１２＞の二次再結晶が難しくなるので好ましくない。昇温速度のより好ましい範囲は１０〜２０℃／ｓであり、昇温速度の最も好ましい範囲は５〜１０℃／ｓである。更に、予備焼鈍温度が５５０℃未満では極めて長時間の焼鈍時間が必要であるので好ましくなく、予備焼鈍温度が７５０℃超では｛１１０｝＜１１２＞を安定的に二次再結晶可能な一次再結晶集合組織が得られないことから好ましくない。予備焼鈍温度のより好ましい範囲は５５０〜７００℃であり、最も好ましい範囲は６００〜６５０℃である。

ここで、本発明の脱炭焼鈍前の予備焼鈍において、２０℃／以下の昇温速度で５５０℃以上７５０℃以下の到達温度まで冷間圧延鋼板を加熱し、一次再結晶を完了させるとは、例えば、２０℃／ｓ以下の昇温速度で７５０℃まで昇温し、７５０℃に到達直後に一次再結晶完了している場合を含み、また、２０℃／ｓ以下の昇温速度で６００℃まで昇温し、６００℃で１０時間保持した後、７５０℃まで昇温し、７５０℃に到達直後に一次再結晶完了している場合を含む。

ここで、一次再結晶完了組織とは、通常の鉄鋼材料の組織観察で行われる、エッチングによる板断面の組織観察により求められる。観察面積中の未再結晶部の面積率が１０％以下を再結晶完了組織とし、それより多い場合を未再結晶組織とする。言うまでもないが、測定は偏りのない十分に平均的な領域について行われる。

予備焼鈍から脱炭焼鈍に移行する際は、鋼板温度を一旦冷却してもよく、予備焼鈍終了後の高温状態の鋼板をそのまま脱炭焼鈍してもよい。

上記の予備焼鈍で一次再結晶完了した後、鋼中に含まれるＣを除去するために、湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を施す。脱炭焼鈍の温度は特に限定されないが、脱炭焼鈍の温度が８００℃未満であると、一次再結晶により得られる結晶粒（一次再結晶粒）が小さすぎて、後の二次再結晶が十分に発現しないことがある。一方、脱炭焼鈍の温度が９５０℃を超え
いると、一次再結晶粒が大きすぎて、後の二次再結晶が十分に発現しないことがある。

窒素を増加させる窒化処理として、脱炭焼鈍に引き続いて、アンモニア等の窒化能のあるガスを含有する雰囲気中で焼鈍する方法、ＭｎＮ等の窒化能のある粉末を焼鈍分離剤中に添加すること等により仕上げ焼鈍中に行う方法等がある。これは、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎのインヒビターを形成するためである。
その後、マグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後に、仕上げ焼鈍を行い、｛１１０｝＜１１２＞方位粒を二次再結晶により優先成長させる。

本実施形態の二方向性電磁鋼板によれば、｛１１０｝＜１１２＞を鋼板内に６０％以上かつ｛１１０｝＜００１＞と｛１１０｝＜１１２＞の存在比であるＶ｛１１０｝＜１１２＞／Ｖ｛１１０｝＜００１＞が０．４越えであることから、従来の｛１００｝＜００１＞二方向性電磁鋼板と同様の良好な二方向性磁気特性が得られるとともに、磁歪をより小さくすることができる。また、本発明の二方向性電磁鋼板の製造方法によれば、脱炭焼鈍の前に予備焼鈍を行うことで、過度に冷延率を高めることなく、｛１１０｝＜１１２＞二次再結晶組織が得られるとともに、その二次再結晶粒の平均粒径が５ｍｍ以上５０ｍｍ以下であり、二方向性磁気特性に劣位な｛１１３｝＜３３２＞が鋼板内に５％以下であるため、従来の｛１１０｝＜１１２＞二方向性電磁鋼板より良好な二方向性磁気特性が実現可能である。

先ず、真空溶解炉にて、表１に示す成分組成を有する７種類の鋼塊を作製する。次いで、鋼塊に、１１５０℃で１時間の加熱を施し、その後、熱間圧延を行って厚さが種々の板厚の熱間圧延鋼板（熱延板）を得る。熱間圧延の仕上げ温度は９４０℃とする。続いて、熱延板に、１１００℃で１２０秒間の焼鈍を施す。

次いで、酸洗を行い、その後、表２に示す冷延圧下率にて冷間圧延を行って厚さが０．２３ｍｍの冷間圧延鋼板（冷延板）を得る。続いて、表２に示す条件にて予備焼鈍を行い、８６０℃で１００秒間の脱炭焼鈍を実施し、引き続き、水素、窒素、アンモニアを含有するガス雰囲気において窒化焼鈍を施す。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布し、その後、１２００℃で２０時間の仕上焼鈍を施す。

仕上焼鈍後の鋼板をラウエ法にて１２０ｍｍ×６０ｍｍの範囲を６ｍｍピッチで測定する。ずれ角が１０°以内であれば、その方位粒とし、｛１１０｝＜１１２＞の全体に占める存在比率と｛１１０｝＜００１＞と｛１１０｝＜１１２＞の存在比を計算した結果を表２に示す。

表２から、本発明の製造方法によれば、｛１１０｝＜１１２＞を鋼板内に６０％以上かつ｛１１０｝＜００１＞と｛１１０｝＜１１２＞の存在比であるＶ｛１１０｝＜１１２＞／Ｖ｛１１０｝＜００１＞が０．４越えであり、｛１１３｝＜３３２＞が鋼板内に５％以下となり、その二次再結晶粒の平均粒径が５ｍｍ以上５０ｍｍ以下が得られる。

また、本発明例の二方向性電磁鋼板の二次再結晶集合組織中の｛１１０｝＜００１＞の全体に占める存在比率は最大で３０％となっており、二次再結晶集合組織が｛１００｝＜００１＞に高度に集積した従来の鋼板とは異なる。

また、各製品の結晶方位を測定した後、リン酸アルミニウム及びコロイダルシリカを主成分とする被覆液の塗布及び焼き付けを行う。このようにして、絶縁被膜付きの二方向性電磁鋼板を作製する。

その後、スリット加工、剪断加工、積み加工により二相モデル変圧器を作製する。変圧器の構成は図１に示すとおりである。作製した変圧器はＴ接合部（斜線部）のみ二方向性電磁鋼板を積層し、他の部分は板厚が０．２３ｍｍの一方向性電磁鋼板を積層する。変圧器の特性を測定し、その結果を表２に併記する。従来製品である高冷延率で製造した二方向性電磁鋼板をＴ接合部に配置した変圧器と比較して、本発明である結晶粒が微細な二方向性電磁鋼板をＴ接合部に配置した変圧器は鉄損が優れる。これは、結晶粒が微細なことで、Ｇｏｓｓ方位から時計回りに３５°回転した（１１０）[−１１２]と反時計回りに３５°回転した（１１０）[１−１２]を鋼板内に均等に配置され、良好な二方向性磁気特性が発現されるためである。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．０８５％以下、Ｓｉ：０．８〜７％、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、Ｎ：０．０１２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
   板面に垂直な方向の主方位が｛１１０｝方位であり、板面内の圧延方向から±９０°の範囲内に、磁化容易軸である＜００１＞軸の集積ピークが二つ存在し、その面内角度差が５０°以上９０°以下であり、かつ、二次再結晶粒の平均粒径が５ｍｍ以上５０ｍｍ以下であることを特徴とする二方向性電磁鋼板。
2. 質量％で、Ｃ：０．０８５％以下、Ｓｉ：０．８〜７％、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、Ｎ：０．０１２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
   二次再結晶集合組織中の全体に占める｛１１０｝＜１１２＞と｛１１３｝＜３３２＞の存在比率が下記式（１）と（２）を満たし、存在比率｛１１０｝＜００１＞と｛１１０｝＜１１２＞の存在比率が下記式（３）を満たし、かつ二次再結晶粒の粒径が５ｍｍ以上、５０ｍｍ以下であることを特徴とする二方向性電磁鋼板。
   Ｖ｛１１０｝＜１１２＞ ≧ ６０ …（１）
   Ｖ｛１１３｝＜３３２＞ ≦ ５ …（２）
   Ｖ｛１１０｝＜１１２＞／Ｖ｛１１０｝＜００１＞ ＞ ０．４ …（３）
   但し、Ｖ｛１１０｝＜００１＞は｛１１０｝＜００１＞の全体に占める存在比率（％）であり、Ｖ｛１１０｝＜１１２＞は｛１１０｝＜１１２＞の全体に占める存在比率（％）であり、Ｖ｛１１３｝＜３３２＞は｛１１３｝＜３３２＞の全体に占める存在比率（％）である。
3. 更に、質量％で、Ｓｎ：０．３％以下、Ｃｕ：０．４％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０１％以下の一種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の二方向性電磁鋼板。
4. 質量％で、Ｃ：０．０８５％以下、Ｓｉ：０．８〜７％、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、Ｎ：０．０１２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼素材を熱間圧延して熱延板とし、前記熱延板を焼鈍し、更に、少なくとも１回以上冷間圧延してから脱炭焼鈍する際に、前記冷間圧延と前記脱炭焼鈍との間に、２０℃／ｓ以下の昇温速度で５５０℃以上７５０℃以下の到達温度まで加熱して一次再結晶を完了させる予備焼鈍を行うことを特徴とする二方向性電磁鋼板の製造方法。
5. 前記鋼素材が更に、質量％で、Ｓｎ：０．３％以下、Ｃｕ：０．４％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０１％以下の一種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。

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