JP2019210544A - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】インヒビター形成元素と粒界偏析元素を含有する鋼素材を用いて、良好な磁気特性を有する方向性電磁鋼板を安定して製造する方法を提案する。【解決手段】Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：２．０〜５．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．００％およびインヒビタ形成成分を含有する方向性電磁鋼板用の鋼スラブを連続鋳造法で製造し、熱間圧延し、冷間圧延し、一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍し、仕上焼鈍し、平坦化焼鈍する方向性電磁鋼板の製造方法において、上記連続鋳造時の溶鋼の旋回流速を０．１ｍ／ｓ以上とし、上記鋼スラブに含まれるＳｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＰの総量をＸ、上記仕上焼鈍の昇温過程における７５０℃から１０５０℃までの平均昇温速度をＲｈ、上記仕上焼鈍の冷却過程における１０００℃から７００℃までの平均冷却速度をＲｃとしたとき、上記Ｘ、ＲｈおよびＲｃが特定の関係式を満たす方向性電磁鋼板の製造方法。【選択図】図２

Description

本発明は、変圧器や発電機等の鉄心材料に用いて好適な方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。

方向性電磁鋼板は、変圧器や発電機等の鉄心材料として広く用いられている軟磁性材料であり、鉄の磁化容易軸である＜００１＞方位が鋼板の圧延方向に高度に揃った結晶組織を有していることが特徴である。このような結晶組織は、製造工程の仕上焼鈍において二次再結晶を起こさせ、いわゆるゴス（Ｇｏｓｓ）方位と称される｛１１０｝＜００１＞方位の結晶粒を優先的に巨大成長させることによって形成される。

上記の二次再結晶を起こさせる技術としては、インヒビターと呼ばれる析出物を使用し、仕上焼鈍中にＧｏｓｓ方位を有する粒を優先的に二次再結晶させる技術が一般的に使用されている。例えば、特許文献１には、ＡｌＮやＭｎＳをインヒビターとして使用する技術が、また、特許文献２には、ＭｎＳやＭｎＳｅをインヒビターとして使用する技術が開示されている。これらのインヒビターを用いる方法は、１３００℃以上の高温にスラブを加熱する必要があるが、二次再結晶を安定して発現させることができる、極めて有用な技術である。

さらに、これらのインヒビターの働きを強化する補助インヒビターとして、ＰｂやＳｂ，Ｎｂ，Ｔｅを利用する技術（特許文献３）や、ＺｒやＴｉ，Ｂ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏを利用する技術（特許文献４）が提案されている。

また、上記技術とは異なり、特許文献５には、酸可溶性のＡｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）を０．０１０〜０．０６０ｍａｓｓ％含有させ、スラブ加熱温度を１２００℃以下の低温に抑えた上で、脱炭焼鈍工程で適度な量の窒化を行うことにより、二次再結晶時に（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを析出させてインヒビターとして用いる技術も提案されている。

また、上記のような二次再結晶にインヒビターを用いる技術において、仕上焼鈍条件を適正化することによって、インヒビターとしての効果を最大限に発現させる技術が提案されている。例えば、特許文献６には、仕上焼鈍における二次再結晶発現温度領域８００〜１１５０℃における雰囲気の露点を−２０〜＋３０℃の範囲とし、該温度域を３５ｈｒ以下で加熱する方法が、特許文献７には、仕上焼鈍における７００〜８５０℃間の任意の所定の温度までは２０℃／ｈｒで加熱し、上記所定温度から１１００〜１３００℃の温度域までを５℃／ｈｒ以上１５℃／ｈｒ未満で加熱する方法が提案されている。

特公昭４０−０１５６４４号公報 特公昭５１−０１３４６９号公報 特公昭３８−００８２１４号公報 特開昭５２−０２４１１６号公報 特開平０３−００２３２４号公報 特開昭５０−１３４９１７号公報 特開平０３−０１３５２７号公報

しかしながら、発明者らの経験によれば、インヒビター形成成分を含有し、さらに補助インヒビターとして偏析元素を含有する鋼スラブを素材として方向性電磁鋼板を製造する技術に、上記特許文献６や７に開示された仕上焼鈍条件を適用したとしても、必ずしも良好な磁気特性を有する方向性電磁鋼板を安定して製造することは難しいのが実情である。

本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、インヒビター形成元素を含有し、かつ、補助インヒビターとして粒界偏析元素を含有する鋼素材を用いて、良好な磁気特性を有する方向性電磁鋼板を安定して製造する方法を提案することにある。

発明者らは、上記課題の解決に向け、補助インヒビターとして機能する粒界偏析元素が仕上焼鈍を介して磁気特性に及ぼす影響に着目して鋭意検討を重ねた。その結果、粒界偏析元素であるＳｂ，Ｓｎ，ＭｏおよびＰの総量が仕上焼鈍における昇温速度および冷却速度の適正範囲に大きく影響しており、粒界偏析元素の総量に応じて仕上焼鈍の昇温速度および冷却速度を制御することで、良好な磁気特性を有する方向性電磁鋼板を安定して製造することができることを見出し、本発明を開発するに至った。

すなわち、本発明は、Ｃ：０．０２〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０〜５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０１〜１．００ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０４ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４〜０．０２０ｍａｓｓ％、ＳおよびＳｅのうちから選ばれる１種または２種を合計で０．００２〜０．０４０ｍａｓｓ％の範囲で含有し、さらにＳｎ：０．０１０〜０．２００ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．０１０〜０．２００ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１０〜０．１５０ｍａｓｓ％およびＰ：０．０１０〜０．１５０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを１２５０℃以上の温度に再加熱した後、熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍を施した後または施すことなく、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延して最終板厚の冷延板とし、一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍し、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍した後、平坦化焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、上記鋼スラブは連続鋳造法で製造し、かつ、連続鋳造時に鋳型内電磁撹拌を適用して溶鋼に０．１ｍ／ｓ以上の旋回流速を発生させ、上記仕上焼鈍の昇温過程における７５０℃から１０５０℃までの平均昇温速度をＲ_ｈ（℃／ｈｒ）、仕上焼鈍の冷却過程における１０００℃から７００℃までの平均冷却速度をＲ_ｃ（℃／ｈｒ）としたとき、上記Ｓｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＰの含有量の総量Ｘ（ｍａｓｓ％）、Ｒ_ｈ（℃／ｈｒ）およびＲ_ｃ（℃／ｈｒ）が下記（１）式；
１／６Ｘ≦Ｒ_ｈ≦１／Ｘ ・・・（１）
および（２）式；
８０Ｘ≦Ｒ_ｃ≦４００Ｘ ・・・（２）
を満たすことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。

本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、上記仕上焼鈍の昇温過程における１０５０℃から１１５０℃までの間の平均昇温速度を１０〜３０℃／ｈｒの範囲とすることを特徴とする。

また、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、上記仕上焼鈍の昇温過程における７５０℃から１０５０℃までの間のいずれかの温度で、５ｈｒ以上保持することを特徴とする。

また、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｉ：０．０１０〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．００５〜０．０５０ｍａｓｓ％およびＮｂ：１０〜２００ｐｐｍのうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。

本発明によれば、鋼スラブ中に含まれる粒界偏析元素であるＳｂ，Ｓｎ、ＭｏおよびＰの総含有量に基づいて、仕上焼鈍における昇温速度および冷却速度を適正化することで、良好な磁気特性を有する方向性電磁鋼板を工業的に安定して製造することが可能となる。

優れた磁気特性を得ることができる仕上焼鈍の昇温速度Ｒ_ｈと冷却速度Ｒ_ｃに及ぼす粒界偏析元素の総量Ｘの影響を示すグラフである。 磁束密度Ｂ_８に及ぼす、粒界偏析元素の総量Ｘと仕上焼鈍の平均昇温速度Ｒ_ｈの影響を示すグラフである。 製品板の鉄損Ｗ_{１７／５０}に及ぼす、粒界偏析元素の総量Ｘと仕上焼鈍の平均冷却速度Ｒ_ｃの影響を示すグラフである。 連続鋳造時の溶鋼の旋回流速が磁束密度に及ぼす影響を示すグラフである。

まず、本発明を開発するに至らしめた実験について説明する。
＜実験１＞
Ｃ：０．０７４ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．５１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１２ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７５ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．０２３ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．０２５ｍａｓｓ％およびＭｏ：０．０１０ｍａｓｓ％の成分組成を有する鋼スラブＡと、Ｃ：０．０７０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．４５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１１ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２４ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．０２４ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．１２０ｍａｓｓ％およびＭｏ：０．０５２ｍａｓｓ％の成分組成を有する鋼スラブＢを連続鋳造法で製造した、その際、鋳型内電磁撹拌を適用し、旋回流速０．３ｍ／ｓの溶鋼流を発生させた。次いで、上記鋼スラブを、１４００℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．４ｍｍの熱延板とし、１０００℃×６０ｓの熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延して中間板厚１．５ｍｍとし、１１５０℃×１５０ｓの中間焼鈍を施した後、冷間圧延して最終板厚０．２３ｍｍの冷延板に仕上げた。

次いで、５０ｖｏｌ％Ｈ_２−５０ｖｏｌ％Ｎ_２、露点６０℃の雰囲気下で、８４０℃×１５０ｓの一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した後、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、１２００℃×５ｈｒの仕上焼鈍を施した。なお、仕上焼鈍の雰囲気は、昇温過程の常温から９００℃までと冷却過程の９００℃以下の温度は窒素雰囲気とし、それ以外は水素雰囲気とした。この際、仕上焼鈍の昇温過程における常温から７５０℃までの平均昇温速度は３０℃／ｈｒ、１０５０℃から１２００℃までの平均昇温速度は１０℃／ｈｒ、冷却過程の１２００℃から１０００℃／ｈｒまでの平均冷却速度は３０℃／ｈｒ、７００℃以下の平均冷却速度は１０℃／ｈｒとし、昇温過程の７５０℃から１０５０℃までの平均昇温速度Ｒ_ｈと、冷却過程の１０００℃から７００℃までの平均冷却速度Ｒ_ｃを種々に変化させた。

その後、上記仕上焼鈍後の鋼板は、８４０℃×３０ｓの平坦化焼鈍を施した後、試験片を採取し、磁束密度Ｂ_８（磁化力８００Ａ／ｍでの磁束密度）を、ＪＩＳ Ｃ２５５０に記載の方法で測定した。

上記測定の結果を、鋼スラブＡについては図１（ａ）に、鋼スラブＢについては図１（ｂ）に示した。この結果から、偏析元素であるＳｂおよびＭｏの総量が異なる鋼スラブＡと鋼スラブＢとでは、良好な磁束密度が得られる平均昇温速度Ｒ_ｈと平均冷却速度Ｒ_ｃの適正範囲が大きく異なっていることがわかる。

＜実験２＞
Ｃ：０．０５０〜０．０５５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２７〜３．４５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０７〜０．０９ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２２〜０．０２５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００６９〜０．００７７ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２〜０．００３ｍａｓｓ％、およびＳｅ：０．０１７〜０．０２２ｍａｓｓ％を含有し、さらに、偏析元素であるＳｂ，Ｓｎ，ＭｏおよびＰを種々の量含有する鋼スラブを連続鋳造法で製造した。その際、鋳型内電磁撹拌を適用し、旋回流速０．２ｍ／ｓの溶鋼流を発生させた。次いで、上記鋼スラブを１３５０℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．６ｍｍの熱延板とし、１０５０℃×６０ｓの熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延して中間板厚１．８ｍｍとし、１１５０℃×１５０ｓの中間焼鈍を施した後、冷間圧延して最終板厚０．２３ｍｍの冷延板に仕上げた。

次いで、５５ｖｏｌ％Ｈ_２−４５ｖｏｌ％Ｎ_２、露点６２℃の雰囲気下で８４０℃×１５０ｓの一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した後、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、１２２０℃×１５ｈｒの仕上焼鈍を施した。なお、仕上焼鈍の雰囲気は、昇温過程の常温から９００℃までと冷却過程の９００℃以下の温度は窒素雰囲気、それ以外は水素雰囲気とした。この際、仕上焼鈍の昇温過程における常温から７５０℃までの平均昇温速度は４０℃／ｈｒ、１０５０℃から１２００℃までの平均昇温速度は１５℃／ｈｒ、冷却過程の１２００℃から１０００℃／ｈｒまでの平均冷却速度は２５℃／ｈｒ、７００℃以下の平均冷却速度は２０℃／ｈｒとし、昇温過程の７５０℃から１０５０℃までの平均昇温速度Ｒ_ｈと、冷却過程の１０００℃から７００℃までの平均冷却速度Ｒ_ｃを種々に変化させた。

その後、上記仕上焼鈍後の鋼板は、８２０℃×２０ｓの平坦化焼鈍を施した後、試験片を採取し、磁束密度Ｂ_８（磁化力８００Ａ／ｍでの磁束密度）と鉄損Ｗ_{１７／５０}（５０Ｈｚの周波数で１．７Ｔの励磁を行った場合の鉄損）を、ＪＩＳ Ｃ２５５０に記載の方法で測定した。

図２は、磁束密度Ｂ_８の測定結果について、偏析元素Ｓｂ，Ｓｎ，ＭｏおよびＰの総含有量（以降、「総量」ともいう）Ｘと、仕上焼鈍の７５０℃から１０５０℃までの平均昇温速度Ｒ_ｈとの関係で整理して示したものである。なお、図２に示した各点に対しては、偏析元素の総量Ｘと平均昇温速度Ｒ_ｈが同じで、平均冷却速度Ｒ_ｃが異なる条件が存在するが、図２に示した磁束密度の評価は、それらの中で最も良好な値の磁束密度Ｂ_８の評価結果を示したものである。すなわち、図２は、平均冷却速度Ｒ_ｃが最適化されたときの磁束密度を評価したものである。

そして、図２から、良好な磁束密度Ｂ_８が得られる仕上焼鈍における平均昇温速度Ｒ_ｈの範囲は、偏析元素の総量Ｘによって大きく変化し、具体的には、下記（１）式；
１／６Ｘ≦Ｒ_ｈ≦１／Ｘ ・・・（１）
を満たす範囲で良好な磁束密度が得られることがわかった。

また、図３は、鉄損Ｗ_{１７／５０}の測定結果ついて、偏析元素Ｓｂ，Ｓｎ，ＭｏおよびＰの総含有量（総量）Ｘと、仕上焼鈍の１０００℃から７００℃までの平均冷却速度Ｒ_ｃとの関係で整理して示したものである。なお、図２と同様、図３に示した各点に対しては、偏析元素の総量Ｘと平均冷却速度Ｒ_ｃが同じで、平均昇温速度Ｒ_ｈが異なる条件が存在するが、図３に示した鉄損特性の評価は、それらの中で最も良好な値の鉄損Ｗ_{１７／５０}の評価結果を示したものである。すなわち、図３は、平均昇温速度Ｒ_ｈが最適化されときの鉄損特性を評価したものである。

そして、図３から、良好な鉄損Ｗ_{１７／５０}が得られる仕上焼鈍における冷却過程の１０００℃から７００℃間の平均冷却速度Ｒ_ｃの範囲は、偏析元素の総量Ｘによって変化し、具体的には、下記（２）式；
８０Ｘ≦Ｒ_Ｃ≦４００Ｘ ・・・（２）
を満たす範囲で良好な鉄損特性が得られることがわかった。

このように、偏析元素の総量Ｘによって、仕上焼鈍の昇温速度Ｒ_ｈと冷却速度Ｒ_ｃの最適範囲が異なる理由について、現時点ではまだ十分に明らかとなっていないが、発明者らは以下のように考えている。
まず、図２から、偏析元素の総量Ｘが多い場合には、仕上焼鈍の昇温過程の７５０℃から１０５０℃までの平均昇温速度Ｒ_ｈが遅いときに磁束密度が良好になる傾向が認められる。上記７５０℃から１０５０℃の温度域は、二次再結晶が開始する温度であるが、偏析元素が多いときは、二次再結晶粒の粒界に偏析元素が多量に偏析するため、二次再結晶粒の粒成長が阻害される。また、二次再結晶粒の粒成長が阻害され、二次再結晶粒に蚕食されていない一次再結晶組織が残存したまま高温まで加熱されると、残存した一次再結晶組織から好ましくない方位の二次再結晶粒が発生したり、一次再結晶粒が正常粒成長して粗大化し、二次再結晶粒に蚕食されない領域が発生したりし、磁気特性が劣化すると考えられる。したがって、偏析元素の総量が多い場合には、二次再結晶の完了に時間が掛かるため、二次再結晶が起こる温度域の昇温速度を遅くすることで磁束密度の低下が抑制される。

逆に、偏析元素の総量Ｘが少ない場合には、仕上焼鈍の昇温過程の７５０℃から１０５０℃までの平均昇温速度Ｒ_ｈが遅いと、却って磁束密度が低下する傾向が認められる。この理由は、昇温速度が遅いと、二次再結晶が開始するまでの時間が相対的に長くなると考えられるが、偏析元素が少ないことから、その間に一次再結晶粒の正常粒成長が少なからず起こり、磁束密度に悪影響を及ぼしていることが考えられる。
なお、上記のメカニズムが正しいとすれば、偏析元素の総量が多い場合は、二次再結晶が起こる温度域は、一定温度に一定時間保持した方が好ましいと考えられる。

また、図３から、偏析元素の総量Ｘが多い場合は、仕上焼鈍の１０００℃から７００℃までの平均冷却速度Ｒ_ｃが速いほど鉄損特性が良好となる傾向が認められる。仕上焼鈍の冷却過程においては、二次再結晶は既に完了しており、粒界移動はほぼ起こらないが、粒界への溶質原子の偏析が起こり、冷却速度が遅いときは、偏析元素の粒界への偏析が助長される。そして、仕上焼鈍に続く平坦化焼鈍では、鋼板に張力を付与した状態で焼鈍を行うため、鋼板には歪（転移）が導入される。通常、ここで導入される歪は、焼鈍時に消失するが、偏析元素が多く存在する粒界では、転位の移動が妨げられ、歪が過剰に蓄積され、鉄損特性に悪影響を及ぼすようになる。したがって、偏析元素の総量Ｘが多いほど、仕上焼鈍の冷却速度を高めて、粒界偏析を抑制することによって、平坦化焼鈍での鉄損劣化を防止することができると考えられる。

＜実験３＞
Ｃ：０．０６８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１５ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７５ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．０１７ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．０５５ｍａｓｓ％およびＭｏ：０．０４０ｍａｓｓ％の成分組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。その際、鋳型内電磁撹拌を適用し、印加電流を調整することで、鋳型内溶鋼の旋回流速を種々に変化させ。次いで、上記鋼スラブを１３７０℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．３ｍｍの熱延板とし、１０００℃×６０ｓの熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延して中間板厚１．８ｍｍとし、１１００℃×１５０ｓの中間焼鈍を施した後、冷間圧延して最終板厚０．２０ｍｍの冷延板に仕上げた。

次いで、５０ｖｏｌ％Ｈ_２−５０ｖｏｌ％Ｎ_２、露点６２℃の雰囲気下で、８４０℃×１００ｓの一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、１２００℃×５ｈｒの仕上焼鈍を施した。なお、仕上焼鈍の雰囲気は、昇温過程の常温から９００℃までと冷却過程の９００℃以下の温度は窒素雰囲気とし、それ以外は水素雰囲気とした。この際、仕上焼鈍の昇温過程における常温から７５０℃までの平均昇温速度は２５℃／ｈｒ、１０５０℃から１２００℃までの平均昇温速度は８℃／ｈｒ、冷却過程の１２００℃から１０００℃／ｈｒまでの平均冷却速度は３０℃／ｈｒ、７００℃以下の平均冷却速度は１０℃／ｈｒとし、昇温過程の７５０℃から１０５０℃までの平均昇温速度Ｒ_ｈは８℃／ｈｒ、冷却過程の１０００℃から７００℃までの平均冷却速度Ｒ_ｃは２０℃／ｈｒとした。

その後、上記仕上焼鈍後の鋼板は、８４０℃×３０ｓの平坦化焼鈍を施した後、試験片を採取し、磁束密度Ｂ_８（磁化力８００Ａ／ｍでの磁束密度）を、ＪＩＳ Ｃ２５５０に記載の方法で測定した。その結果を図４に示す。この結果から、連続鋳造時の溶鋼流の旋回流速を０．１ｍ／ｓ以上とすることで、良好な磁気特性が得られていることがわかる。

上記のように、連続鋳造時に鋳型内電磁撹拌を適用し、旋回流速０．１ｍ／ｓ以上の溶鋼流を発生させることで良好な磁気特性が得られる理由は、大量に添加した偏析元素が流速の影響でスラブ内に均一に分散し、磁気特性向上効果が均一に発現したためと考えられる。また、電磁撹拌しない場合には、偏析元素の局所濃化が助長されるとともに、主な凝固組織が柱状晶となるため、好ましくない結晶方位が増加し、最終製品の磁気特性を劣化させることも考えられる。

なお、発明者らは、上記のような仕上焼鈍の冷却過程で起こる過剰な粒界偏析に起因して、平坦化焼鈍で鉄損劣化が引き起こされるのを回避する技術として、仕上焼鈍での冷却速度に応じて、平坦化焼鈍で鋼板に付与する張力を制限する技術を開発し、既に、国際公開第２０１６／１４０３７３号に開示している。しかし、本発明の技術は、平坦化焼鈍の張力を制御せずに鉄損劣化を防止する方法であり、上記技術とは技術思想が異なる。

次に、本発明の方向性電磁鋼板の製造に用いる鋼素材（鋼スラブ）の成分組成について説明する。
Ｃ：０．０２〜０．１０ｍａｓｓ％
Ｃは、０．０２ｍａｓｓ％に満たないと、組織がα単相となり、鋳込み時や熱延時に素材が脆化してスラブに割れが生じたり、熱延後の鋼板のエッジに耳割れが生じるなどして、製造に支障を来たす欠陥を生ずるようになる。一方、Ｃ含有量が０．１０ｍａｓｓ％を超えると、脱炭焼鈍で磁気時効の起こらない０．００５ｍａｓｓ％以下に低減することが困難となる。よって、Ｃは０．０２〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０２５〜０．０８ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｓｉ：２．０〜５．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼の比抵抗を高め、鉄損を低減するのに必要な元素である。上記効果は、２．０ｍａｓｓ％未満では十分ではなく、一方、５．０ｍａｓｓ％を超えると、加工性が低下し、圧延して製造することが困難となる。よって、Ｓｉは２．０〜５．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは２．５〜４．０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｍｎ：０．０１〜１．００ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼の熱間加工性を改善するのに必要な元素である。上記効果は、０．０１ｍａｓｓ％未満では十分ではなく、一方、１．００ｍａｓｓ％を超えると、製品板の磁束密度が低下するようになる。よって、Ｍｎは０．０１〜１．００ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０２〜０．３０ｍａｓｓ％の範囲である。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０４ｍａｓｓ％
Ａｌは、ＡｌＮを形成して析出し、二次再結晶焼鈍において、正常粒成長を抑制するインヒビターとして機能する元素である。しかし、Ａｌ含有量が、酸可溶性Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）で０．０１ｍａｓｓ％に満たないと、インヒビターの絶対量が不足し、正常粒成長の抑制力が不足する。一方、０．０４ｍａｓｓ％を超えると、ＡｌＮがオストワルド成長して粗大化し、やはり正常粒成長の抑制力が不足する。そのため、Ａｌの含有量はｓｏｌ．Ａｌで０．０１〜０．０４ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０１２〜０．０３０ｍａｓｓ％の範囲である

Ｎ：０．００４〜０．０２０ｍａｓｓ％
Ｎは、ＡｌとＡｌＮを形成し、析出してインヒビターとして機能するが、含有量が０．００４ｍａｓｓ％未満では、インヒビターの絶対量が不足し、正常粒成長の抑制力が不足する。一方、Ｎ含有量が０．０２０ｍａｓｓ％を超えると、熱間圧延時にスラブの膨れを起こすおそれがある。そのため、Ｎの含有量は０．００４〜０．０２０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００６〜０．０１０ｍａｓｓ％の範囲である

ＳおよびＳｅのうちの１種または２種：合計で０．００２〜０．０４０ｍａｓｓ％
ＳおよびＳｅは、Ｍｎと結合してインヒビターとなるＭｎＳおよびＭｎＳｅを形成する。しかし、単独もしくは合計で０．００２ｍａｓｓ％に満たないと、その効果が十分に得られない。一方、０．０４０ｍａｓｓ％を超えると、インヒビターがオストワルド成長して粗大化し、正常粒成長の抑制力が不足するようになる。よって、ＳおよびＳｅの含有量は、合計で０．００２〜０．０４０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．００５〜０．０３０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｓｎ：０．０１０〜０．２００ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．０１０〜０．２００ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１０〜０．１５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１０〜０．１５０ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種以上
Ｓｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＰは、いずれも粒界に偏析する傾向が強い元素であり、磁気特性を向上する観点から、本発明においては必須の元素である。それらの元素の含有量がそれぞれ０．０１０ｍａｓｓ％より少ないと、磁気特性改善効果が十分に得られず、一方、ＳｎおよびＳｂは０．２００ｍａｓｓ％、ＭｏおよびＰは０．１５０ｍａｓｓ％を超えると、粒界への偏析が過大となり、粒界割れ等のトラブルが生じるおそれがある。よって、Ｓｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＰは、それぞれ上記範囲とする。好ましくは、Ｓｎ：０．０２０〜０．１５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．０２０〜０．１００ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１０〜０．１００ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０２〜０．０８ｍａｓｓ％の範囲である。

本発明の方向性電磁鋼板の製造に用いる鋼素材は、上記成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、磁束密度を向上させる目的で、Ｎｉ：０．０１０〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．００５〜０．０５０ｍａｓｓ％およびＮｂ：０．００１０〜０．０２００ｍａｓｓのうちから選ばれる１種または２種以上を含有することができる。それぞれの含有量が上記範囲の下限値より少ないと、磁束密度向上効果が小さく、逆に、上記範囲の上限値を超えると、飽和磁束密度の低下を招き、磁気特性が低下する。したがって、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｂｉ，ＴｅおよびＮｂのいずれか１種以上を添加する場合は、上記範囲とするのが好ましい。

次に、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
まず、上記に説明した成分組成を有する鋼スラブは、連続鋳造法で製造するとともに、鋳型内電磁撹拌を適用することにより、溶鋼に０．１ｍ／ｓ以上の旋回流速を発生させる必要がある。流速が０．１ｍ／ｓ未満では、上述した偏析元素が凝固時に偏析し、最終製品の磁気特性を向上させることができない。好ましくは０．２ｍ／ｓ以上である。また、同様の技術として、ストランド内の電磁撹拌技術があるが、この技術を用いて旋回流速を発生させる場合も本発明に該当する。なお、上記旋回流速は、電磁撹拌コイル対面の凝固中スラブの幅方向１／４位置の凝固シェル近傍の溶鋼の流速を、電磁界解析計算により求めた値である。

次いで、上記鋼スラブを１２５０℃以上の温度に再加熱した後、熱間圧延する。スラブの加熱温度が１２５０℃未満では、添加したインヒビター形成成分が鋼中に十分に固溶しない。好ましいスラブ加熱温度は１３００℃以上である。なお、スラブを加熱する手段は、ガス炉、誘導加熱炉、通電炉など、公知の手段を用いることができる。スラブの再加熱に続く熱間圧延は、従来公知の条件で行なえばよく、特に制限はない。

次いで、上記熱間圧延後の鋼板（熱延板）は、そのまま冷間圧延に移行してもよいが、良好な磁気特性を得るためには、熱延板焼鈍を施すことが好ましい。熱延板焼鈍の均熱温度は８００〜１２００℃の範囲が好ましい。８００℃未満では、熱延板焼鈍の効果が十分ではなく、一方、１２００℃を超えると、粒径が粗大化し過ぎて、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなる。

次いで、熱間圧延後または熱延板焼鈍後の熱延板は、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延して最終板厚（製品板厚）の冷延板とする。中間焼鈍の均熱温度は９００〜１２００℃の範囲とするのが好ましい。９００℃未満では、再結晶粒が細かくなり過ぎ、一次再結晶組織におけるＧｏｓｓ核が減少して磁気特性が低下する。一方、１２００℃を超えると、熱延板焼鈍と同様、粒径が粗大化し過ぎて、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなる。また、最終板厚とする冷間圧延（最終冷間圧延）は、再結晶集合組織を改善し、磁気特性を向上する観点から、冷間圧延の鋼板温度を１００〜３００℃の温度に加熱して行う温間圧延を採用したり、冷間圧延の途中で１００〜３００℃の温度で時効処理（パス間時効）を１回または複数回施したりすることが好ましい。

次いで、上記最終板厚とした冷延板は、一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施す。脱炭焼鈍は、脱炭を促進する観点から、露点が１０℃以上の湿潤雰囲気下で、８００〜９００℃の温度域で行うことが好ましい。

次いで、上記一次再結晶後の鋼板は、その表面にＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布、乾燥した後、仕上焼鈍を施すことにより、二次再結晶組織を発達させるとともに、フォルステライト被膜を形成させる。この仕上焼鈍の工程は、本発明において、最も重要な工程であり、前述したように、鋼スラブ中の偏析元素であるＳｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＰの総含有量Ｘに応じて、仕上焼鈍の昇温過程における７５０℃から１０５０℃間の平均昇温速度Ｒ_ｈや、冷却過程における１０００℃から７００℃間の平均冷却速度Ｒ_ｃを、先述した（１）式や（２）式で規定される適正範囲に制御することが必要である。

ここで、上記２点の温度間の平均速度とは、２点間の温度差を、その２点間の温度変化に費やした時間で除した値であり、その２点間で昇温速度や冷却速度に変化があっても、また、等温に保持する処理があっても影響されない。工業生産における仕上焼鈍では、昇温速度や冷却速度は時間とともに変化し、一定に保つことは一般的に困難であるからである。

また、仕上焼鈍の昇温過程の１０５０℃から１１５０℃の間の平均昇温速度は、被膜特性を向上する観点から、１０〜３０℃／ｈｒの範囲とするのが好ましい。この間の昇温速度が１０℃／ｈｒを下回ると被膜の耐剥離特性が劣化する傾向が強くなり、一方、３０℃／ｈｒを超えると、被膜形成が不十分となる可能性が高くなるからである。より好ましくは１５〜２５℃／ｈｒの範囲である。

また、上記仕上焼鈍の昇温過程の７５０℃から１０５０℃までの二次再結晶が開始する温度域では、前述したように、良好な磁気特性を得る観点から、上記温度間のいずれかの温度に５ｈｒ以上を保持することが好ましい。より好ましい保持時間は２０〜７５ｈｒの範囲である。この場合も、７５０℃から１０５０℃までの平均昇温速度Ｒ_ｈは、保持時間を含めた、７５０℃から１０５０℃に昇温するのに費やした時間で温度差３００℃を除した値となる。

なお、本発明の仕上焼鈍では、偏析元素の総量Ｘが多くなると、７５０℃から１０５０℃までの間の平均昇温速度Ｒ_ｈを遅くする必要があり、生産性が低下することから、常温から７５０℃までは、上記速度Ｒ_ｈよりも速い速度で昇温し、生産性の悪化を回避するのが好ましい。

次いで、上記仕上焼鈍後の鋼板は、水洗やブラッシング、酸洗等で、鋼板表面に付着した未反応の焼鈍分離剤を除去した後、仕上焼鈍における巻き癖等の形状不良を矯正し、鉄損特性を改善するため、平坦化焼鈍を施すことが好ましい。

なお、方向性電磁鋼板を積層して使用する場合には、鉄損を改善するため、上記平坦化焼鈍において、あるいはその前または後で、鋼板表面に絶縁被膜を被成するのが好ましい。上記絶縁被膜は、鉄損を低減する観点から、鋼板に張力を付与する張力付与被膜を採用するのが好ましい。また、被膜密着性をより向上したり、より優れた鉄損低減効果を得るためには、バインダーを介して張力付与被膜を被成したり、鋼板表面に物理蒸着法や化学蒸着法で無機被膜を形成した後、張力付与被膜を被成したりするのが好ましい。

さらに、より鉄損を低減するためには、磁区細分化処理を施してもよい。磁区細分化の方法としては、従来公知の方法を用いることができ、例えば、最終製品とした鋼板表面にレーザーやプラズマ等を照射し、線状または点列状の熱歪や衝撃歪を導入したりする方法や、最終板厚とした鋼板表面にいずれかの工程で溝を形成したりする方法等を用いることができる。

Ｃ：０．０５５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．４５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１２ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．０２０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７２ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．０３６ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０２２ｍａｓｓ％およびＰ：０．０３０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼スラブを連続鋳造で製造した。この際、鋳型内電磁撹拌を適用し、印加電流を調整することで、溶鋼の旋回流速を表１に記載したように変化させた。なお、上記鋼スラブの偏析元素（Ｓｎ，Ｓｂ，Ｍｏ，Ｐ）の総含有量Ｘは０．１０８ｍａｓｓ％であり、この値から先述した本発明の（１）式、（２）式におけるパラメータ１／６Ｘ、１／Ｘ、８０Ｘおよび４００Ｘを求めると、それぞれ１／６Ｘ＝１．５４、１／Ｘ＝９．２５、８０Ｘ＝８．６４、４００Ｘ＝４３．２となる。

次いで、上記鋼スラブを、１３００℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．７ｍｍの熱延板とし、１０００℃×３０ｓの熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延して中間板厚１．８ｍｍとし、１１２５℃×１２０ｓの中間焼鈍を施した後、最終冷間圧延して板厚０．２３ｍｍの冷延板とした。次いで、５５ｖｏｌ％Ｈ_２−４５ｖｏｌ％Ｎ_２、露点６０℃の雰囲気下で、８４０℃×１５０ｓの一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した後、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、１２２０℃×１０ｈｒの仕上焼鈍を施した。なお、上記仕上焼鈍の雰囲気は、昇温過程の常温から９００℃までと冷却過程の９００℃以下の温度は窒素雰囲気、それ以外は水素雰囲気とした。この際、上記仕上焼鈍の昇温過程における常温から７５０℃までの平均昇温速度Ｒ_ｈ１を２５℃／ｈｒ、１０５０℃から１２２０℃までの平均昇温速度を２０℃／ｈｒ、冷却過程の１２２０℃から１０００℃／ｈｒまでの平均冷却速度を３０℃／ｈｒ、７００℃以下の平均冷却速度を５０℃／ｈｒとし、昇温過程の７５０℃から１０５０℃までの平均昇温速度Ｒ_ｈと、冷却過程の１０００℃から７００℃までの平均冷却温速度Ｒ_ｃを、上述した鋼スラブの偏析元素の総量Ｘを考慮し、表１に示したように種々に変化させた。

その後、上記仕上焼鈍後の鋼板は、８５０℃×１００ｓの平坦化焼鈍を施した後、試験片を採取し、磁束密度Ｂ_８（磁化力８００Ａ／ｍでの磁束密度）と鉄損Ｗ_{１７／５０}（５０Ｈｚの周波数で１．７Ｔの励磁を行った場合の鉄損）を、ＪＩＳ Ｃ２５５０に記載の方法で測定した。

得られた結果を表１に併記した。
この結果から、電磁撹拌を適用して溶鋼に本発明範囲内の旋回流速を発生させ、かつ、偏析元素の総量Ｘを考慮した本発明の平均昇温速度Ｒ_ｈおよび平均冷却速度Ｒ_ｃを満たす条件で仕上焼鈍を施した鋼板は、いずれも磁束密度と鉄損特性が優れていることがわかる。

表２示した種々の成分組成を有する鋼スラブを連続鋳造法で製造した。この際、鋳型内電磁撹拌を適用して、溶鋼の旋回流速を０．２５ｍ／ｓとした。次いで、上記鋼スラブを１４１０℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．５ｍｍの熱延板とし、９５０℃×３０ｓの熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延して中間板厚１．６ｍｍの板厚とし、１１６５℃×２０ｓの中間焼鈍を施した後、最終冷間圧延して板厚０．２０ｍｍの冷延板とした。

次いで、６０ｖｏｌ％Ｈ_２−４０ｖｏｌ％Ｎ_２、露点５８℃の雰囲気下で、８３５℃×１００ｓの一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した後、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、９００℃の温度に５０ｈｒ保持して二次再結晶を起こさせた後、１２００℃の温度に５ｈｒ保持する仕上焼鈍を施した。なお、上記仕上焼鈍の雰囲気は、昇温過程の常温から９００℃までと冷却過程の９００℃以下の温度は窒素雰囲気、それ以外は水素雰囲気とした。
この際、仕上焼鈍の昇温過程における常温から７５０℃までの平均昇温速度を４０℃／ｈｒ、７５０℃の温度から、９００℃の温度での保定を経て、１０５０℃に加熱するまでの平均昇温速度Ｒ_ｈを５℃／ｈｒ、１０５０℃から１２００℃までの平均昇温速度を１５℃／ｓ、冷却過程の１２００℃から１０００℃までの平均冷却速度を４０℃／ｈｒ、１０００℃から７００℃までの平均冷却速度Ｒ_ｃを２０℃／ｈｒ、７００℃以下の平均冷却速度を４０℃／ｈｒとした。因みに、上記平均昇温速度Ｒ_ｈと平均冷却速度Ｒ_ｃは、表２に記載された各スラブに含まれる偏析元素（Ｓｎ，Ｓｂ，Ｍｏ，Ｐ）の総量Ｘで規定される（１）式および（２）式を、Ｎｏ．８，９を除いて、満たしていた。
その後、上記仕上焼鈍後の鋼板は、８７０℃×３０ｓの平坦化焼鈍を施した後、試験片を採取し、磁束密度Ｂ_８（磁化力８００Ａ／ｍでの磁束密度）と鉄損Ｗ_{１７／５０}（５０Ｈｚの周波数で１．７Ｔの励磁を行った場合の鉄損）を、ＪＩＳ Ｃ２５５０に記載の方法で測定した。

得られた結果を表２に併記した。
この結果から、本発明の成分組成を満たす鋼素材を用いて、偏析元素の総量Ｘを考慮した本発明の平均昇温速度Ｒ_ｈおよび平均冷却速度Ｒ_ｃを満たす条件で仕上焼鈍を施した鋼板は、いずれも磁束密度と鉄損特性が優れていることがわかる。

Claims (4)

1. Ｃ：０．０２〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０〜５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０１〜１．００ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０４ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４〜０．０２０ｍａｓｓ％、ＳおよびＳｅのうちから選ばれる１種または２種を合計で０．００２〜０．０４０ｍａｓｓ％の範囲で含有し、さらにＳｎ：０．０１０〜０．２００ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．０１０〜０．２００ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１０〜０．１５０ｍａｓｓ％およびＰ：０．０１０〜０．１５０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを１２５０℃以上の温度に再加熱した後、熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍を施した後または施すことなく、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延して最終板厚の冷延板とし、一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍し、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍した後、平坦化焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
   上記鋼スラブは連続鋳造法で製造し、かつ、連続鋳造時に鋳型内電磁撹拌を適用して溶鋼に０．１ｍ／ｓ以上の旋回流速を発生させ、
   上記仕上焼鈍の昇温過程における７５０℃から１０５０℃までの平均昇温速度をＲ_ｈ（℃／ｈｒ）、仕上焼鈍の冷却過程における１０００℃から７００℃までの平均冷却速度をＲ_ｃ（℃／ｈｒ）としたとき、上記Ｓｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＰの含有量の総量Ｘ（ｍａｓｓ％）、Ｒ_ｈ（℃／ｈｒ）およびＲ_ｃ（℃／ｈｒ）が下記（１）式および（２）式を満たすことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
   記
   １／６Ｘ≦Ｒ_ｈ≦１／Ｘ ・・・（１）
   ８０Ｘ≦Ｒ_ｃ≦４００Ｘ ・・・（２）
2. 上記仕上焼鈍の昇温過程における１０５０℃から１１５０℃までの間の平均昇温速度を１０〜３０℃／ｈｒの範囲とすることを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
3. 上記仕上焼鈍の昇温過程における７５０℃から１０５０℃までの間のいずれかの温度で、５ｈｒ以上保持することを特徴とする請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
4. 上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｉ：０．０１０〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．００５〜０．０５０ｍａｓｓ％およびＮｂ：１０〜２００ｐｐｍのうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。

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