JP3893783B2

JP3893783B2 - Oriented electrical steel sheet and manufacturing method thereof

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Publication number: JP3893783B2
Application number: JP33699698A
Authority: JP
Inventors: 康之早川; 光正黒沢; 道郎小松原
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1998-11-27
Filing date: 1998-11-27
Publication date: 2007-03-14
Anticipated expiration: 2018-11-27
Also published as: JP2000160305A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として電力用変圧器または回転機の鉄心材料に用いて好適な方向性電磁鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
方向性電磁鋼板の製造に際しては、インヒビターと呼ばれる析出物を使用して最終仕上焼鈍中にゴス方位（｛１１０｝＜００１＞）の二次再結晶粒を優先的に成長させる方法が一般的な技術として使用されている。
例えば、特公昭40-15644号公報に開示のAIＮ, MnＳを使用する方法および特公昭51-13469号公報に開示のMnＳ, MnSeを使用する方法などがそれであり、これらの方法は方向性電磁鋼板の製造技術としてすでに工業的に実用化されている。
また、その他にも、CuSeとＢＮを添加する技術（特公昭58-42244号公報）や、Ti, Zr，Ｖの窒化物を使用する技術（特公昭46-40855号公報）など、数多くの技術が知られている。
【０００３】
これらのインヒビターを用いる方法は、安定して二次再結晶粒を発達させるには有用な方法であるが、析出物を微細に分散させる必要があるので、熱延前のスラブ加熱温度を1300℃以上の高温とする必要がある。
しかしながら、スラブの高温加熱は、加熱を実現する上での設備コストが嵩むだけでなく、熱延時に生成するスケールの量も多大となって歩留りが低下し、また設備のメンテナンス等の問題も多くなる。
【０００４】
また、インヒビターを使用して二次再結晶させる技術のもう一つの問題点としては、最終仕上焼鈍後にこれらの成分が残存していると、磁気特性の劣化を生じるという点がある。
そのため、インヒビター成分であるAlやSi, Ｓ等を鋼中から除去する目的で、二次再結晶完了後、引き続き1100℃以上の水素雰囲気中にて数時間におよび純化焼鈍が必要となる。
しかしながら、この純化焼鈍は極めて高温での処理であるため、鋼板の機械的強度が低下してコイルの下部が座屈し、製品の歩留りが著しく低下するという問題がある。
【０００５】
さらに、二次再結晶は、比較的少数のゴス方位粒が一次再結晶粒を蚕食して成長する現象であるので、必然的に二次再結晶粒径は大きくなり、通常の場合には３〜30mm程度の平均粒径となる。
ところが、電磁鋼板の用途が、小型トランスの鉄心材料である場合には、金型を用いて複雑な形に打抜く必要がある。この打抜き時には大きな応力が加わるが、このような場合にはしばしば材料は双晶変形を起こして必要とする形に打抜けないことが多く、甚だしい場合には材料割れを起こす。しかもかような加工性の劣化は、鉄損特性が良好なSi量が 3.0wt％を超える場合に顕著に現われる。
【０００６】
上記した加工性の困難さを回避するために、結晶粒径が 0.1〜0.3 mm程度の無方向性電磁鋼板が用いられる場合があり、この場合には打抜き時の応力が粒界によって緩和されるので、加工性は結晶粒径が粗大な方向性電磁鋼板に比べて改善される。
しかしながら、無方向性電磁鋼板の磁気特性は、方向性電磁鋼板のそれに比べるとはるかに劣るため、トランスのエネルギーロスの増加が甚だしく、その適用範囲は限られている。
【０００７】
また、医療用機器等で発生する磁気を遮蔽する「磁気シールド材」として、方向性電磁鋼板が用いられる場合が近年増加しているが、磁気シールド材としての性能は、鋼板面内での磁化特性が良好であることと同時に、建材と同様に扱われるため、穴開け加工等が良好に実施できることが要求される。
このような磁気シールド材として使用される際にも、前述のトランスの場合と同様に劣悪な加工性の問題をかかえているが、磁気特性を重視してやむなく結晶粒径が粗大な方向性電磁鋼板を使用しているのが現状である。
【０００８】
上述したところから明らかなように、方向性電磁鋼板の加工性の改善には、二次再結晶粒の微細化が必要である。
かような技術としては、二次再結晶粒の平均粒径を小さくして鉄損を改善する技術が特公昭59-20745号公報に、また微細な二次粒の数と分布を制御して鉄損を低減する技術が特公平４-19296号公報にそれぞれ開示されている。
しかしながら、これらの二次再結晶粒微細化技術は、二次再結晶粒の方位集積度を低下させるために、得られる鉄損は不十分であるし、また二次再結晶粒径もたかだか数ミリ程度であるので加工性の改善効果もそれほど顕著ではない。さらに、これらの方法では、電磁鋼板の表面にフォルステライト被膜が形成されるため、打抜き加工はより困難となる。
【０００９】
その他、二次再結晶粒の微細化技術として、方向性電磁鋼板の製品板を出発材料とし、さらにこれを圧延したのち一次再結晶焼鈍を施して、｛１１０｝＜００１＞方位の平均粒径が１mm以下の微細結晶粒を有する板厚：0.15mm以下の電磁鋼板を製造する方法が、特公平７-42556号公報に開示されている。
この方法は、方向性電磁鋼板の製品板表面のフォルステライト被膜を除去し、さらに圧延、再結晶焼鈍を施すという極めてコストが高い方法である上に、再結晶を生じさせるべく強圧下の圧延が必要になるため、製品板厚は0.15mm以下と薄くなる。
従って、打抜き加工や取り扱いが困難という致命的欠点を有するため、上記した特公平７-42556号公報に開示されている電磁鋼板は高周波特性が必要とされる用途以外には使用されていない。
【００１０】
これとは別に、インヒビターを使用せず、微細な粒径の方向性電磁鋼板を製造する方法が、特開昭64-55339号、特開平２-57635号、特開平７-76732号、特開平７−197126号各公報に開示されている。これらの技術に共通していることは、表面エネルギーを駆動力として｛１１０｝面を優先的に成長させる三次再結晶を利用していることである。
しかしながら、このような技術のポイントである表面エネルギー差を有効に利用するためには、板厚を薄くし表面の寄与を大きくすることが必然的に要求される。例えば、特開昭64-55339号公報に開示の技術では板厚が 0.2mm以下、特開平２-57635号公報に開示の技術では板厚が0.15mm以下に制限されている。また、特開平７-76732で号公報に開示の技術では板厚は制限されていないが、実施例１によると板厚：0.3 mmの場合には、表面エネルギーの寄与分が小さくなるため必然的に方位集積度が劣化し、磁束密度はＢ₈で1.70Ｔ以下と極端に低い。実施例中で良好な磁束密度を得られている板厚は0.10mmに限られている。さらに、特開平７−197126号公報でも板厚は制限されていないが、50〜75％の三次冷間圧延を施す技術であるため、必然的に板厚は薄くなり、実施例では0.10mm厚である。
【００１１】
以上のように、表面エネルギーを利用する方法では、良好な磁気特性を得ようとすると、必然的に製品板厚は薄くなり、従って打抜き加工性が劣化するという致命的な欠点は解消されない。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、特に小型トランスの鉄心あるいは磁気シールド用の材料として使用した場合であっても何ら問題が生じることのない、加工性と磁気特性が優れた方向性電磁鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、インヒビター成分を含まない高純度素材を用いて、再結晶組織の形成に関して研究を行った。
その結果、素材の高純度化のうち特にSe, Ｓ, Ｎ, Ｏを低減すると共に、ある特定の条件で製造することによって、再結晶後に高度に｛１１０｝＜００１＞組織が発達することを新たに知見し、本発明を完成させるに至ったのである。
【００１４】
すなわち、本発明は、フォルステライト被膜の無い方向性電磁鋼板であって、Si：2.0〜8.0wt％、Mn：0.005〜3.0wt％およびAl：0.0010〜0.012wt％を含み、かつSe, Ｓ，Ｎ，Ｏの含有量をそれぞれ30 ppm以下に低減し、残部Feおよび不可避的不純物の組成になり、板厚が0.15mm以上、平均粒径が0.15〜2.0mmで、しかも圧延方向の磁束密度がＢ₈＞1.70Ｔを満足することを特徴とする方向性電磁鋼板である。
【００１５】
また、本発明は、Si：2.0〜8.0 wt％、Mn：0.005〜3.0 wt％、Al：0.0010〜0.012 wt％を含み、かつSe, Ｓ，Ｎ，Ｏの含有量をそれぞれ 30ppm以下に低減した溶鋼から、通常造塊法または連続鋳造法により製造した鋳片を、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施し、ついで連続焼鈍による再結晶焼鈍を施し、必要に応じて絶縁コーティング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、
最終冷延前焼鈍の焼鈍温度を800〜1050℃とし、
最終冷延における圧下率を50〜80％として最終板厚が0.15mm以上になるように圧延し、
連続焼鈍による再結晶焼鈍の温度を 900 〜 1100 ℃として平均粒径を0.15〜2.0mmとした、
圧延方向の磁束密度がＢ₈＞1.70Ｔを満足する方向性電磁鋼板の製造方法である。
【００１６】
上記の製造方法においては、通常造塊法または連続鋳造法により製造した鋳片を、加熱することなく直接熱間圧延に供することもできる。
また、溶鋼からの直接鋳造法で得られた厚さ：100 mm以下の薄鋳片を素材として熱間圧延に供することも、または該薄鋳片をそのまま熱延板の代わりに使用することもできる。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、この発明を由来するに至った実験結果について説明する。
基本成分として、Ｃ：33 ppm, Mn：0.15wt％, Si：3.3 wt％, Al：0.0050wt％に固定し、不純物についてはSe, Ｓ, Ｎ, Ｏ量を種々に変化させた鋼塊を多数溶製した。これらの鋼塊を、1100℃に加熱したのち、熱間圧延により 2.2mm厚の熱延板に仕上げた。その後、冷間圧延にて0.85mmの中間厚に仕上げ、 900℃, 60秒間の中間焼鈍後、２回目の冷問圧延を施して0.35mmの最終板厚に仕上げた。ついで、連続焼鈍により、1000℃，３分間の再結晶焼鈍を行った。
【００１８】
焼鈍後の再結晶粒径の平均値は各鋼塊とも約0.25mmであった。
また、鋼中における各不純物元素量と製品板圧延方向の磁束密度Ｂ₈との関係について調べた結果を図１に示すが、同図に示したとおり、Se, Ｓ, Ｎ, Ｏ量がそれぞれ30 ppm以下の場合に磁束密度は1.70Ｔ以上となった。
さらに、圧延方向の磁束密度Ｂ₈が1.81Ｔである製品について、Ｘ線で集合組織を調査した結果を図２（３次元表示Φ₂＝45°断面にて表示。数字はランダム組織に対する相対強度）に示すが、同図によると｛１１０｝＜００１＞組織が高度に集積して、他の方位成分の存在頻度が少ないことが分かる。
本実験により、素材を高純度化することにより、短時間の再結晶焼鈍にて｛１１０｝＜００１＞組織を発達させ、圧延方向の磁化特性を向上できることが判明した。
この技術は、従来の技術と異なり、再結晶焼鈍温度と時間を適宜変更することにより、板厚が0.15mm以上の材料の結晶粒径を任意に変更できる利点がある。
【００１９】
そこで、発明者らは、同じ工程で冷間圧延まで行って板厚：0.23mmに仕上げ、冷間圧延後の再結晶焼鈍条件を変更することにより、結晶粒径を種々に変化させ、得られた製品板の平均結晶粒径と加工性との関係について調査した。なお、加工性は、直径：５mmのポンチによる打抜きを 100ポイント実施し、穴周囲の割れ、しわの発生率で評価した。
得られた結果を図３に示す。
同図に示したとおり、平均粒径が約２mm以下の範囲で割れやしわの発生率が低下することが認められた。
【００２０】
ところで、電磁鋼板を加工後に使用する場合には、歪取焼鈍を行い加工による歪を除去して磁気特性を回復させる場合がある。従って、加工性を重視する用途においても、歪取焼鈍後の磁気特性の変化に注意を払う必要がある。
そこで、上述の実験で得られた結晶粒径が種々に異なる試料をせん断加工し、800 ℃で２時間の歪取焼鈍を行った後の鉄損の変化について調査した。
その結果を、製品板の平均結晶粒径と歪取焼鈍前後での鉄損の変化量との関係で図４に示す。
同図から明らかなように、結晶粒径が大きい場合には、焼鈍によりせん断歪が除去され鉄損が向上しているが、結晶粒径が0.15mm未満の場合には鉄損が急激に劣化することが分かる。同様に、磁束密度についても焼鈍前より低下していることが判明した。
【００２１】
また、鉄損が劣化した場合の結晶組織を調査したところ、せん断加工部から粒成長が起こり、粗大に成長していることが判明した。
この理由は、おそらく結晶粒径が小さい場合には、粒成長の駆動力が残っているため、加工部から方位の悪い結晶粒が粗大に成長したものと推定される。
このように、製品板の粒径は0.15mm以上でないと、歪取焼鈍後に磁気特性の劣化が生じるという問題も新たに知見された。
【００２２】
さらに、本技術では、短時間の連続焼鈍によって｛１１０｝＜００１＞組織を発達させ得るので、通常の方向性電磁鋼板とは異なり、フォルステライト被膜の無い清浄な表面を有している。従って、金型による打打ち抜き加工が容易という利点がある。
以上の実験結果に基づいて、｛１１０｝＜００１＞組織が高度に発達した平均粒径が0.15〜2.0mm の微細結晶組織を有し、しかも圧延方向の磁束密度がＢ₈＞1.70Ｔを満足する加工性および磁気特性の良好な方向性電磁鋼板を開発したのである。
【００２３】
本発明の方向性電磁鋼板は、成分的にはSiを適量含有させ、電気抵抗を増大させて鉄損を低減する必要があり、鉄損改善のためには少なくとも 2.0wt％が必要である。しかしながら、8.0 wt％を超えると磁束密度が低下するだけでなく、製品の二次加工性が著しく劣化するので、Si量は 2.0〜8.0 wt％の範囲に制限される。
【００２４】
次に、電磁鋼板の厚みについては、板厚が0.15mmに満たないとハンドリングが困難なだけでなく、素材の剛性が低下して打抜き加工性が劣化するので、加工性を良好に維持するためには0.15mm以上の板厚とすることが必要である。
また、電磁鋼板の平均粒径が0.15mmに満たないと、前掲図４に示したとおり、加工後の歪取り焼鈍の際に磁気特性が劣化し、一方 2.0mm超では、前掲図３に示したとおり、良好な加工性が得られないので、平均粒径は0.15〜2.0 mmの範囲に制限される。
【００２５】
さらに、圧延方向の磁束密度は、この電磁鋼板がトランス材あるいは磁気シールド材として使用される場合には、Ｂ₈＞1.70Ｔであることが要請されているため、この範囲に限定した。
なお、電磁鋼板の表面には、フォルステライト被膜を形成させないことが良好な打抜き加工性を得る上で有利であるが、この発明では最終焼鈍を連続焼鈍で行うので、かような被膜が形成されるおそれはない。
【００２６】
つぎに、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法において、溶鋼の成分組成および製造条件を前記の範囲に限定した理由について述べる。
Si：2.0 〜8.0 wt％
Siが 2.0wt％に満たないとγ変態を生じ、熱延組織が大きく変化する他、最終冷間圧延後の再結晶焼鈍において高温で通板することができないので、良好な磁気特性を得ることができず、一方８wt％を超えると製品の二次加工性が悪化し、さらに飽和磁束密度も低下するので、Si量は 2.0〜8.0 wt％の範囲に制限される。
【００２７】
Mn：0.005 〜3.0 wt％
Mnは、熱間加工性を良好にするために必要な元素であるが、含有量が 0.005wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方 3.0wt％を超えると冷間加工が困難となるので、Mn量は 0.005〜3.0 wt％の範囲とした。
【００２８】
Al：0.0010〜0.012 wt％
Alを適量含有させると、再結晶完了後の粒成長過程において｛１１０｝＜００１＞粒が良好に発達するが、含有量が0.0010wt％に満たないと｛１１０｝＜００１＞方位の強度が低下して磁束密度が低下し、一方Alが0.012 wt％を超えると、再結晶時の粒成長が抑制されて鉄損が劣化するので、Al量は0.0010〜0.012 wt％の範囲とした。
【００２９】
Se, Ｓ，Ｎ，Ｏ：30 ppm以下
Se, Ｓ，Ｎ，Ｏはいずれも、｛１１０｝＜００１＞粒の優先成長に対して有害なだけでなく、地鉄中に残存して鉄損を劣化させるので、いずれも 30ppm以下に低減することが肝要である。
なお、Ｃは、製品が磁気時効を起こさないように、50 ppm以下まで低減することが望ましい。
【００３０】
上記の好適成分に調整した溶鋼は、通常の造塊法あるいは連続鋳造法でスラブとする。その他、100 mm以下の厚さの薄鋳片を直接鋳造法で製造してもよい。
かかるスラブは、通常、スラブ加熱後、熱問圧延に供するが、鋳造後加熱をせずに直ちに熱間圧延に供してもよい。また、特に薄鋳片の場合には、熱間圧延しても良いし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めても良い。
スラブ加熱温度については、素材中にインヒビター成分を含まないので、熱間圧延が可能な最低限の温度である1100℃程度で十分である。
ついで、必要に応じて熱延板焼鈍施を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施してから、連続焼鈍による再結晶焼鈍を施し、その後必要に応じて無機、半有機、有機系のコーティングを焼き付けて製品とする。
【００３１】
上記した熱延板焼鈍や中間焼鈍は、磁気特性の向上および安定化を図る上で有用な処理であるが、いずれも生産コストを上昇させることになるので、経済的観点から取捨選択が決定される。
ここに、熱延板焼鈍や中間焼鈍など最終冷延前焼鈍の焼鈍温度は、 800〜1050℃とする必要がある。というのは、焼鈍温度が 800℃に満たないと焼鈍時に再結晶が十分に進行しないため効果が薄く、一方1050℃を超えると｛１１０｝＜００１＞組織の発達が阻害されるからである。
【００３２】
また、本発明では、最終冷延における圧下率は50〜80％とする必要がある。というのは、圧下率がこの範囲外では｛１１０｝＜００１＞組織の発達が不十分となり、満足いくほどの磁気特性の向上が望めないからである。
その後、再結晶焼鈍を施すわけであるが、この再結晶焼鈍は連続焼鈍で実施する。というのは、連続焼鈍では、前述したとおり材料の結晶粒径を任意に変更できる利点があるだけでなく、鋼板表面にフォルステライト被膜を形成されないので、打抜き加工性の点でも有利だからである。
ここに、かかる再結晶焼鈍における焼鈍条件は、 900〜1100℃の温度域で、30〜300 秒程度とするのが好適である。
【００３３】
なお、最終冷間圧延後、あるいは再結晶焼鈍後に、浸珪法によって鋼板表面のSi量を増加させる技術を併用しても良い。
また、鋼板を積層して使用する場合には、鉄損を改善するために、鋼板表面に絶縁コーティングを施すことが有効である。この目的のためには２種類以上の被膜からなる多層膜であっても良い。また、用途に応じては、樹脂等を混合させたコーティングを施しても良い。
【００３４】
【作用】
本発明に従い、インヒビターを使用しない高純度成分系の素材を用い、ある特定の条件で製造することによって、再結晶後に高度に｛１１０｝＜００１＞が発達する組織が得られる理由についての発明者らの考えを、インヒビターを使用する従来の場合と比較して以下に述べる。
さて、発明者らは、再結晶時における｛１１０｝＜００１＞組織の発達過程を詳しく調査したところ、再結晶完了時には｛１１０｝＜００１＞組織は十分発達しでおらず、再結晶完了後の粒成長段階で｛１１０｝＜００１＞が優先的に成長することが判明した。
このような｛１１０｝＜００１＞粒の優先成長については、インヒビターの存在下における二次再結晶に類似した粒成長が起きているものと考えられる。
【００３５】
ところで、本発明者らは、以前、インヒビターの存在下において｛１１０｝＜００１＞粒が二次再結晶する原因についても研究を重ねた結果、一次再結晶組織における方位差角が20〜45°である粒界が重要な役割を果たしていることを見出し、Acta Materia1 45巻(1997)85ページに報告した。
すなわち、図５は、方向性電磁鋼板の一次再結晶組織における方位差角が20〜45°である粒界の各方位粒に対する存在頻度であるが、ゴス方位が最も高い頻度を持つ。そして、方位差角が20〜45°の粒界は、C. G. Dunnらによる実験データ（AIME Transaction 188巻 (1949) 368 ページ）によれば、高エネルギー粒界である。この高エネルギー粒界は粒界内の自由空間が大きく乱雑な構造をしている。粒界拡散は粒界を通じて原子が移動する過程であるので、粒界中の自由空間の大きい、高エネルギー粒界のほうが粒界拡散が速い。
二次再結晶は、インヒビターと呼ばれる析出物の拡散律速による成長に伴って発現することが知られている。高エネルギー粒界上の析出物は、仕上焼鈍中に優先的に粗大化が進行するので、優先的にピン止めがはずれて、粒界移動を開始しゴス粒が成長する機構を示した。
【００３６】
AlＮ, MnSe, MnＳ, CuＳなどのインヒビターを使用して二次再結晶させるためには、Al, Ｂ, Se, Ｓおよびそれらと結合するＮ, Mn, Cuを適正量含有させ、かつインヒビターを微細に分散させる必要があり、そのためには工程条件特に熱延工程に細心の注意を払う必要がある。そういった条件が満たされない場合には二次再結晶粒が起きず、正常粒成長が生じるが、その時には｛１１０｝＜００１＞組織が発達しないことがよく知られている。
【００３７】
鋼中に存在するAl, Se等は、粒界とくに構造の乱雑なエネルギーの高い粒界に偏析し易く、Al, Si, Ｓおよびそれらと結合するＮ, Mn, Cuが同時に適正量含有されていない場合、あるいは微細に析出物が分散していない場合には、Se, Ｓ, Ｎの偏析効果の方が析出物による方位選択機構よりも影響が大きくなるので、結果として高エネルギー粒界と他の粒界の移動速度に差がなくなっているものと考えられる。
素材の高純度化によって、このような不純物元素とくにSe, Ｓ, Ｎ，Ｏの影響を排除してやれば、高エネルギー粒界の構造に依存する本来的な移動速度差が顕在化し、また粒界移動速度も素材の高純度化によって増大するので、インヒビター成分を含まない高純度成分系においても、再結晶完了後の粒成長過程で｛１１０｝＜００１＞粒が優先的に成長するものと推定される。
【００３８】
また、本発明では、Alを適量含有させることにより、再結晶完了後の粒成長過程において良好に｛１１０｝＜００１＞粒が発達し、磁気特性が向上する。なお、本発明では、Ｎを可能な限り低減するので、A1Ｎをインヒビターとして使用し二次再結晶を利用する従来法とは技術内容が根本的に異なる。
かようなAlによる磁気特性の向上の理由は明らかではないが、微量Alが鋼中に微量に残留するＯを固定してマトリックスを清浄にする働き、あるいは表層に緻密な酸化層を形成して再結晶焼鈍時に窒化を抑える働きが有効に作用するものと推定される。
【００３９】
また、本発明は、連続焼鈍で方向性電磁鋼板を製造する技術であるが、この製造方法は、従来の連続焼鈍による方向性電磁鋼板の製造方法とは、その内容が大きく異なる。
すなわち、従来の連続焼鈍による方向性電磁鋼板の製造技術は、特公昭48-3929 号公報、特公昭62-31050号公報、および特開平5-70833 号公報に開示されているように、AlＮ，MnＳ, MnSeなどのインヒビターを使用して短時間に二次再結晶させる技術である。
しかしながら、インヒビター成分は連続焼鈍による短時間焼鈍では除去することができないので、製品板中に残留する。インヒビター成分、特にSe, Ｓが鋼中に残留していると、磁壁の移動を妨げるので、鉄損特性に悪影響を及ぼし、さらにこれらの元素は脆化元素でもあるので、製品の二次加工性も低下させる。従って、インヒビターを使用する限り、連続焼鈍では良好な磁気特性と加工性は得られない。
これに対し、本発明では、インヒビター成分の含有を極力低減しているので、連続焼鈍によっても磁気特性および加工性に優れた方向性電磁鋼板を得ることができるのである。
【００４０】
実施例１
Ｃ：30 ppm, Si：3.20wt％, Mn：0.05wt％およびAl：0.0030wt％を含み、残部は実質的にFeの組成になるスラブを、連続鋳造にて製造した。ついで、このスラブを、1150℃で20分加熱したのち、熱間圧延にて 2.0mm厚の熱延板に仕上げた。ついで、1000℃, 60秒の熱延板焼鈍後、冷間圧延にて0.90mmの中間板厚に仕上げたのち、 850℃、60秒の中間焼鈍を施し、その後２回目の冷間圧延で0.35mmの最終板厚に仕上げた（最終冷延における圧下率：61.1％）。
ついで、水素雰囲気で表１に示す条件下で再結晶焼鈍を施したのち、重クロム酸アルミニウム、エマルジョン樹脂、エチレングリコールを重量比で３：３：１の割合に混合したコーティング液を塗布し、300 ℃で焼き付けて製品とした。
かくして得られた製品板の平均粒径、磁束密度、鉄損および加工性について調べた結果を、表１に併記する。
なお、加工性は、直径：５mmのポンチによる打抜きを 100ポイント実施し、穴周囲の割れ、しわの発生率で評価した。
【００４１】
【表１】

【００４２】
同表に示したとおり、平均粒径が0.15〜2.0mm の範囲において、良好な加工性と共に、圧延方向の磁束密度がＢ₈＞1.70Ｔを満足する良好な磁気特性が得られている。
【００４３】
実施例２
表２に示す成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、そのまま加熱せずに、熱間圧延にて 2.0mm厚に仕上げた。ついで、 900℃，30秒間の熱延板焼鈍後、冷間圧延にて0.60mmの中間板厚に仕上げたのち、 900℃，30秒の中間焼鈍を施してから、２回目の冷間圧延で0.20mmの最終板厚に仕上げた（最終冷延における圧下率：66.6％）。
ついで、窒素雰囲気で1000℃， 180秒間の再結晶焼鈍を施したのち、リン酸アルミニウム、重クロム酸カリウム、ホウ酸を重量比で30：10：１の割合に混合したコーティング液を塗布し、 300℃で焼き付けて製品とした。
かくして得られた製品板の平均粒径、磁束密度、鉄損および加工性について調べた結果を、表２に併記する。
なお、加工性の評価方法は実施例１と同様である。
【００４４】
【表２】

【００４５】
同表に示したとおり、Se, Ｓ, Ｎ，Ｏの含有量をそれぞれ30ppm 以下に低減することにより、平均粒径が0.15〜2.0mm の範囲で、良好な加工性および磁気特性を有する製品が得られている。
【００４６】
実施例３
Ｃ：30 ppm, Si：3.20wt％, Mn：0.07wt％およびAl：0.0050wt％を含み、残部は実質的にFeの組成になる８mm厚の薄鋳片で製造し、そのまま加熱することなく熱間圧延にて 2.0mmに仕上げた。スラブを、連続鋳造にて製造した。ついで、1000℃, 60秒の熱延板焼鈍後、冷間圧延にて0.90mmの最終板厚に仕上げた（最終冷延における圧下率：55.0％）。
ついで、Al雰囲気で表３に示す条件下で再結晶焼鈍を施した後、製品とした。かくして得られた製品板の平均粒径、磁束密度、鉄損および加工性について調べた結果を、表３に併記する。
なお、加工性は、直径：５mmのドリルによる穴開けを 100ポイント実施し、穴周囲の割れ、しわの発生率で評価した。
【００４７】
【表３】

【００４８】
同表から明らかなように、本発明の要件を満足する場合には、良好な加工性および磁気特性が得られている。
【００４９】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、インヒビターを含まない高純度材を素材とし、所定の条件で冷延板としたのち、連続焼鈍による再結晶焼鈍を施すことによって、｛１１０｝＜００１＞組織を効果的に発達させることができ、その結果、平均粒径が0.15〜2.0 mmで、しかも圧延方向の磁束密度がＢ₈＞1.70Ｔを満足する加工性と磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を安定して得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼中における各不純物元素量と製品板圧延方向の磁束密度Ｂ₈との関係を示したグラフである。
【図２】再結晶焼鈍後の集合組織を示した図である。
【図３】製品板の平均結晶粒径と加工性との関係との関係を示したグラフである。
【図４】製品板の平均結晶粒径と歪取焼鈍前後での鉄損の変化量との関係を示したグラフである。
【図５】方向性電磁鋼板の一次再結晶組織における方位差角が20〜45°である粒界の各方位粒に対する存在頻度（％）を示した図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
TECHNICAL FIELD The present invention relates to a grain-oriented electrical steel sheet suitable for use mainly in iron core materials for power transformers or rotating machines and a method for manufacturing the same.
[0002]
[Prior art]
In the production of grain-oriented electrical steel sheets, a method of preferentially growing goth-oriented ({110} <001>) secondary recrystallized grains during final finish annealing using precipitates called inhibitors is common. Used as technology.
For example, there are a method using AIN and MnS disclosed in Japanese Patent Publication No. 40-15644 and a method using MnS and MnSe disclosed in Japanese Patent Publication No. 51-13469. Has already been put to practical use as a manufacturing technology.
In addition, many other technologies such as CuSe and BN addition technology (Japanese Patent Publication No. 58-42244) and Ti, Zr, and V nitrides (Japanese Patent Publication No. Sho 46-40855). It has been known.
[0003]
The method using these inhibitors is a useful method for stably developing secondary recrystallized grains, but it is necessary to finely disperse precipitates, so the slab heating temperature before hot rolling is 1300 ° C. It is necessary to set it as the above high temperature.
However, high-temperature heating of the slab not only increases the equipment cost for realizing the heating, but also increases the amount of scale generated during hot rolling, resulting in a decrease in yield and many problems such as equipment maintenance. Become .
[0004]
Another problem of the secondary recrystallization technique using an inhibitor is that if these components remain after the final finish annealing, the magnetic properties are deteriorated.
Therefore, for the purpose of removing the inhibitor components such as Al, Si, and S from the steel, it is necessary to carry out purification annealing for several hours in a hydrogen atmosphere at 1100 ° C. or higher after the completion of secondary recrystallization.
However, since this purification annealing is a treatment at an extremely high temperature, there is a problem that the mechanical strength of the steel sheet is lowered, the lower part of the coil is buckled, and the yield of the product is significantly reduced.
[0005]
Furthermore, secondary recrystallization is a phenomenon in which a relatively small number of Goss-oriented grains engulf and grow the primary recrystallized grains, so that the secondary recrystallization grain size inevitably increases. The average particle size is about 30 mm.
However, when the application of the electromagnetic steel sheet is a core material of a small transformer, it is necessary to punch it into a complicated shape using a mold. A large stress is applied at the time of punching. In such a case, the material often causes twin deformation and often cannot be punched into a required shape, and in severe cases, the material cracks. Moreover, such deterioration of workability is noticeable when the Si content with good iron loss characteristics exceeds 3.0 wt%.
[0006]
In order to avoid the difficulty of workability described above, non-oriented electrical steel sheets with a crystal grain size of about 0.1 to 0.3 mm may be used. In this case, the stress during punching is relieved by the grain boundaries. Therefore, workability is improved as compared with grain-oriented electrical steel sheets having a coarse crystal grain size.
However, since the magnetic properties of the non-oriented electrical steel sheet are far inferior to those of the directional electrical steel sheet, the energy loss of the transformer is greatly increased, and its application range is limited.
[0007]
In addition, the use of grain-oriented electrical steel sheets has been increasing in recent years as a “magnetic shield material” that shields the magnetism generated in medical equipment, etc., but the performance as a magnetic shield material is the magnetization within the steel sheet surface. Since it is handled in the same way as building materials at the same time as having good characteristics, it is required that drilling and the like can be carried out satisfactorily.
When used as such a magnetic shield material, it has a problem of poor workability as in the case of the above-mentioned transformer. Currently, steel plates are used.
[0008]
As is apparent from the above, secondary recrystallized grains must be refined to improve the workability of the grain-oriented electrical steel sheet.
As such a technology, a technique for improving the iron loss by reducing the average grain size of secondary recrystallized grains is disclosed in Japanese Patent Publication No. 59-20745, and the number and distribution of fine secondary grains are controlled. Techniques for reducing iron loss are disclosed in Japanese Patent Publication No. 4-19296.
However, these secondary recrystallized grain refinement techniques decrease the degree of secondary recrystallized grain orientation, resulting in insufficient iron loss and a secondary recrystallized grain size of at most several. Since it is about millimeters, the improvement effect of workability is not so remarkable. Further, in these methods, since a forsterite film is formed on the surface of the electromagnetic steel sheet, the punching process becomes more difficult.
[0009]
In addition, as a technique for refining secondary recrystallized grains, a product plate of a grain-oriented electrical steel sheet is used as a starting material, and after rolling this, primary recrystallization annealing is performed to obtain an average grain size of {110} <001> orientation Japanese Patent Publication No. 7-42556 discloses a method of manufacturing a magnetic steel sheet having a thickness of 0.15 mm or less having fine crystal grains of 1 mm or less.
This method is a very costly method of removing the forsterite film on the surface of the product of the grain-oriented electrical steel sheet, further rolling and recrystallization annealing, and rolling under strong pressure to cause recrystallization. Since it is necessary, the product thickness will be as thin as 0.15 mm or less.
Accordingly, the steel sheet disclosed in the above Japanese Patent Publication No. 7-42556 is not used for purposes other than those requiring high frequency characteristics because it has a fatal defect that punching and handling are difficult.
[0010]
Separately, methods for producing grain-oriented electrical steel sheets having a fine particle size without using an inhibitor are disclosed in JP-A Nos. 64-55339, 2-57635, 7-76732, and JP-A-7-76732. It is disclosed in each publication No. 7-197126. What is common to these techniques is the use of tertiary recrystallization that preferentially grows the {110} plane using surface energy as the driving force.
However, in order to effectively use the surface energy difference which is the point of such technology, it is inevitably required to reduce the plate thickness and increase the contribution of the surface. For example, in the technique disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 64-55339, the thickness is limited to 0.2 mm or less, and in the technique disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 2-57635, the thickness is limited to 0.15 mm or less. Further, although the plate thickness is not limited by the technique disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-76732, according to Example 1, when the plate thickness is 0.3 mm, the contribution of surface energy becomes small, which is inevitable. The orientation density deteriorates and the magnetic flux density is B₈It is extremely low at 1.70T or less. In the examples, the plate thickness that provides a good magnetic flux density is limited to 0.10 mm. Furthermore, although the plate thickness is not limited in Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-197126, the thickness is inevitably reduced because it is a technique of performing the third to 50% tertiary cold rolling. It is.
[0011]
As described above, in the method using surface energy, if a good magnetic property is to be obtained, the product plate thickness is inevitably thinned, and thus the fatal defect that the punching processability is deteriorated cannot be solved.
[0012]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention advantageously solves the above-mentioned problems, and has excellent workability and magnetic properties that do not cause any problems even when used as a core for a small transformer or a material for a magnetic shield. The object is to propose a grain-oriented electrical steel sheet together with its advantageous production method.
[0013]
[Means for Solving the Problems]
The inventors conducted research on the formation of a recrystallized structure using a high-purity material that does not contain an inhibitor component.
As a result, it is possible to reduce Se, S, N, and O, among other high purity materials, and to develop a {110} <001> structure after recrystallization by manufacturing under certain conditions. They have newly found out and completed the present invention.
[0014]
  YouIn other words, the present inventionNo forsterite coatingOriented electrical steel sheet containing Si: 2.0 to 8.0 wt%, Mn: 0.005 to 3.0 wt%, and Al: 0.0010 to 0.012 wt%, and containing Se, S, N, and O at 30 ppm or less, respectively The remaining Fe and unavoidable impurities have a composition, the plate thickness is 0.15 mm or more, the average particle size is 0.15 to 2.0 mm, and the magnetic flux density in the rolling direction is B.₈It is a grain-oriented electrical steel sheet characterized by satisfying> 1.70T.
[0015]
  In addition, the present invention includes Si: 2.0 to 8.0 wt%, Mn: 0.005 to 3.0 wt%, Al: 0.0010 to 0.012 wt%, and each content of Se, S, N, and O is reduced to 30 ppm or less. A slab produced from molten steel by a normal ingot-making method or a continuous casting method is hot-rolled and subjected to hot-rolled sheet annealing as necessary, and then sandwiches once or intermediate annealing 2TimesIn the method for producing grain-oriented electrical steel sheets comprising a series of steps of performing cold rolling, then performing recrystallization annealing by continuous annealing, and applying insulation coating as necessary,
  Before final cold rollingAnnealing temperature of annealing is 800-1050 ° Cage,
  The rolling reduction in the final cold rolling is 50-80%And finallyThickness 0.15mm or moreRolled to be
  Recrystallization annealing temperature by continuous annealing 900 ~ 1100 As ℃Average particle sizeThe0.15-2.0mmAnd
Magnetic flux density in the rolling direction is B₈> I satisfy 1.70TWhoIt is a manufacturing method of a grain-oriented electrical steel sheet.
[0016]
In the above production method, the slab produced by the ingot casting method or the continuous casting method can be directly subjected to hot rolling without heating.
In addition, a thin slab with a thickness of 100 mm or less obtained by direct casting from molten steel can be used for hot rolling as a raw material, or the thin slab can be used as it is instead of a hot-rolled sheet. it can.
[0017]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the experimental results that led to the present invention will be described.
Steel ingots with C: 33 ppm, Mn: 0.15 wt%, Si: 3.3 wt%, Al: 0.0050 wt% as impurities and various amounts of Se, S, N, O were changed for impurities. Many were melted. These steel ingots were heated to 1100 ° C and then finished into hot-rolled sheets with a thickness of 2.2 mm by hot rolling. After that, it was finished to an intermediate thickness of 0.85 mm by cold rolling, followed by an intermediate annealing at 900 ° C. for 60 seconds, followed by a second cold rolling to a final thickness of 0.35 mm. Subsequently, recrystallization annealing was performed at 1000 ° C. for 3 minutes by continuous annealing.
[0018]
The average recrystallized grain size after annealing was about 0.25 mm for each steel ingot.
Further, the amount of each impurity element in the steel and the magnetic flux density B in the product sheet rolling direction₈FIG. 1 shows the result of examining the relationship between the magnetic flux density and the magnetic flux density was 1.70 T or more when the amount of Se, S, N, and O was 30 ppm or less as shown in FIG.
Furthermore, the magnetic flux density B in the rolling direction₈Fig. 2 (Three-dimensional display₂= Displayed in 45 ° section. The numbers show relative strength with respect to the random structure. According to the figure, it can be seen that the {110} <001> structure is highly accumulated and the presence frequency of other azimuth components is low.
From this experiment, it was found that by purifying the material, the {110} <001> structure can be developed by recrystallization annealing in a short time, and the magnetization characteristics in the rolling direction can be improved.
Unlike the conventional technique, this technique has an advantage that the crystal grain size of a material having a plate thickness of 0.15 mm or more can be arbitrarily changed by appropriately changing the recrystallization annealing temperature and time.
[0019]
Therefore, the inventors have obtained the various changes in the crystal grain size by performing cold rolling in the same process, finishing the sheet to 0.23 mm, and changing the recrystallization annealing conditions after cold rolling. The relationship between the average crystal grain size and workability of the product plates was investigated. In addition, the workability was evaluated based on the occurrence rate of cracks and wrinkles around the hole by punching with a punch having a diameter of 5 mm.
The obtained results are shown in FIG.
As shown in the figure, it was recognized that the occurrence rate of cracks and wrinkles was reduced when the average particle size was about 2 mm or less.
[0020]
By the way, when the electromagnetic steel sheet is used after being processed, there are cases where the magnetic properties are recovered by performing strain relief annealing to remove the distortion caused by the processing. Therefore, it is necessary to pay attention to changes in magnetic properties after strain relief annealing even in applications where workability is important.
Therefore, the change in iron loss after shearing the samples with different crystal grain sizes obtained in the above-mentioned experiment and performing strain relief annealing at 800 ° C. for 2 hours was investigated.
The results are shown in FIG. 4 in relation to the average crystal grain size of the product plate and the amount of change in iron loss before and after strain relief annealing.
As is clear from the figure, when the crystal grain size is large, the shear strain is removed by annealing and the iron loss is improved, but when the crystal grain size is less than 0.15 mm, the iron loss rapidly deteriorates. I understand that Similarly, it was found that the magnetic flux density was lower than that before annealing.
[0021]
Further, when the crystal structure when the iron loss deteriorated was investigated, it was found that grain growth occurred from the sheared portion, and it was growing coarsely.
This is presumably because when the crystal grain size is small, the driving force for grain growth remains, so that crystal grains with poor orientation have grown coarsely from the processed part.
As described above, a new problem has also been found that if the grain size of the product plate is not 0.15 mm or more, the magnetic properties are deteriorated after the strain relief annealing.
[0022]
Further, in the present technology, the {110} <001> structure can be developed by continuous annealing for a short time, so that it has a clean surface without a forsterite film unlike a normal grain-oriented electrical steel sheet. Therefore, there is an advantage that punching with a mold is easy.
Based on the above experimental results, the {110} <001> structure has a highly developed average grain size of 0.15 to 2.0 mm, and the magnetic flux density in the rolling direction is B.₈They developed a grain-oriented electrical steel sheet with good workability and magnetic properties satisfying> 1.70T.
[0023]
  In the grain-oriented electrical steel sheet of the present invention, it is necessary to contain an appropriate amount of Si in terms of components, increase the electric resistance and reduce the iron loss, and at least 2.0 wt% is necessary to improve the iron loss. However, if it exceeds 8.0 wt%, not only the magnetic flux density is lowered, but also the secondary workability of the product is remarkably deteriorated, so the Si amount is limited to the range of 2.0 to 8.0 wt%.
[0024]
Next, with regard to the thickness of the electromagnetic steel sheet, not only the handling is difficult if the thickness is less than 0.15 mm, but also the rigidity of the material is lowered and the punching workability is deteriorated, so that the workability is kept good. For this, it is necessary to set the thickness to 0.15 mm or more.
Also, if the average grain size of the electrical steel sheet is less than 0.15 mm, as shown in FIG. 4 above, the magnetic properties deteriorate during the stress relief annealing after processing, while if it exceeds 2.0 mm, it is shown in FIG. As described above, since good processability cannot be obtained, the average particle size is limited to a range of 0.15 to 2.0 mm.
[0025]
Furthermore, the magnetic flux density in the rolling direction is B when this electromagnetic steel sheet is used as a transformer material or a magnetic shield material.₈Since it is required to be> 1.70T, it was limited to this range.
Although it is advantageous to obtain good punching workability on the surface of the electromagnetic steel sheet, it is advantageous not to form a forsterite film, but in this invention, since the final annealing is performed by continuous annealing, such a film is formed. There is no fear.
[0026]
Next, in the method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to the present invention, the reason why the composition of the molten steel and the production conditions are limited to the above ranges will be described.
Si: 2.0 to 8.0 wt%
If Si is less than 2.0wt%, γ transformation will occur, the hot rolled structure will change greatly, and it will not be possible to pass at high temperature in recrystallization annealing after final cold rolling, so good magnetic properties will be obtained. On the other hand, if it exceeds 8 wt%, the secondary workability of the product deteriorates and the saturation magnetic flux density also decreases, so the Si content is limited to the range of 2.0 to 8.0 wt%.
[0027]
Mn: 0.005 to 3.0 wt%
Mn is an element necessary for improving hot workability. However, if the content is less than 0.005 wt%, the effect of addition is poor, whereas if it exceeds 3.0 wt%, cold working becomes difficult. The amount of Mn was in the range of 0.005 to 3.0 wt%.
[0028]
Al: 0.0010 to 0.012 wt%
When Al is contained in an appropriate amount, {110} <001> grains develop well in the grain growth process after completion of recrystallization, but if the content is less than 0.0010 wt%, the strength of the {110} <001> orientation is increased. When the magnetic flux density decreases and Al exceeds 0.012 wt%, grain growth during recrystallization is suppressed and iron loss deteriorates. Therefore, the Al content is in the range of 0.0010 to 0.012 wt%.
[0029]
Se, S, N, O: 30 ppm or less
All of Se, S, N, and O are not only harmful to the preferential growth of {110} <001> grains, but also remain in the ground iron to deteriorate the iron loss. It is important to do.
Note that C is preferably reduced to 50 ppm or less so that the product does not cause magnetic aging.
[0030]
  The molten steel adjusted to the above preferred components is made into a slab by a normal ingot-making method or continuous casting method. In addition, a thin cast piece having a thickness of 100 mm or less may be manufactured by a direct casting method.
  Such a slab is usually subjected to hot rolling after slab heating, but may be immediately subjected to hot rolling without heating after casting. In particular, in the case of a thin slab, hot rolling may be performed, or the hot rolling may be omitted and the subsequent process may be performed as it is.
  As for the slab heating temperature, since an inhibitor component is not included in the material, a temperature of about 1100 ° C., which is the minimum temperature at which hot rolling is possible, is sufficient.
  Then, after performing hot-rolled sheet annealing as necessary, sandwiches once or intermediate annealing 2TimesAfter cold rolling, recrystallization annealing is performed by continuous annealing, and then inorganic, semi-organic and organic coatings are baked as necessary to obtain a product.
[0031]
  The above-mentioned hot-rolled sheet annealing and intermediate annealing are useful processes for improving and stabilizing the magnetic properties, but both increase the production cost, so the selection is decided from an economic point of view. The
  Here, hot-rolled sheet annealingAndIntermediate annealingAnnealing before final cold rollingThe annealing temperature must be 800-1050 ° C. This is because if the annealing temperature is less than 800 ° C., the recrystallization does not proceed sufficiently at the time of annealing, so that the effect is weak. On the other hand, if it exceeds 1050 ° C., the development of {110} <001> structure is inhibited.
[0032]
  In the present invention, the rolling reduction in the final cold rolling needs to be 50 to 80%. This is because if the rolling reduction is outside this range, the development of the {110} <001> structure is insufficient, and a satisfactory improvement in magnetic properties cannot be expected.
  Thereafter, recrystallization annealing is performed, and this recrystallization annealing is performed by continuous annealing. This is because continuous annealing not only has the advantage that the crystal grain size of the material can be arbitrarily changed as described above, but also has an advantage in terms of punching workability because a forsterite film is not formed on the steel sheet surface.
  Here, the annealing condition in such recrystallization annealing is 900-1100 ° C.In the temperature rangeThe time is preferably about 30 to 300 seconds.
[0033]
In addition, after the final cold rolling or after the recrystallization annealing, a technique for increasing the Si amount on the steel sheet surface by a siliconization method may be used in combination.
Moreover, when using it, laminating | stacking a steel plate, in order to improve an iron loss, it is effective to give an insulating coating to the steel plate surface. For this purpose, a multilayer film composed of two or more kinds of coatings may be used. Further, depending on the application, a coating in which a resin or the like is mixed may be applied.
[0034]
[Action]
Inventor of the reason why a structure in which {110} <001> is highly developed after recrystallization is obtained by using a high-purity component-based material that does not use an inhibitor according to the present invention and producing it under a specific condition. These ideas are described below in comparison with the conventional case of using inhibitors.
The inventors examined the development process of the {110} <001> structure at the time of recrystallization in detail. When the recrystallization was completed, the {110} <001> structure was not sufficiently developed. It was found that {110} <001> grows preferentially at the grain growth stage.
With regard to such preferential growth of {110} <001> grains, it is considered that grain growth similar to secondary recrystallization in the presence of an inhibitor occurs.
[0035]
By the way, as a result of previous studies on the cause of secondary recrystallization of {110} <001> grains in the presence of an inhibitor, the present inventors have found that the misorientation angle in the primary recrystallization structure is 20 to 45 °. And found that Acta Materia 1 45 (1997), p. 85, found that grain boundaries play an important role.
That is, FIG. 5 shows the existence frequency for each orientation grain of the grain boundary where the orientation difference angle in the primary recrystallization structure of the grain-oriented electrical steel sheet is 20 to 45 °, but the Goss orientation has the highest frequency. And the grain boundary with a misorientation angle of 20-45 ° is a high energy grain boundary according to experimental data by C. G. Dunn et al. (AIME Transaction 188 (1949) 368). This high energy grain boundary has a messy structure with a large free space within the grain boundary. Grain boundary diffusion is a process in which atoms move through the grain boundary. Therefore, grain boundary diffusion is faster in a high energy grain boundary with a large free space in the grain boundary.
It is known that secondary recrystallization occurs with the growth of precipitates called inhibitors, which is controlled by diffusion rate. Precipitation on the high-energy grain boundaries preferentially progresses during the finish annealing, so that the pinning is preferentially released, and the grain boundary migration starts and the goss grains grow.
[0036]
In order to perform secondary recrystallization using an inhibitor such as AlN, MnSe, MnS, CuS, etc., an appropriate amount of Al, B, Se, S and N, Mn, Cu bound to them is contained, and the inhibitor is finely contained. To this end, it is necessary to pay close attention to the process conditions, particularly the hot rolling process. When such a condition is not satisfied, secondary recrystallized grains do not occur and normal grain growth occurs. At that time, it is well known that the {110} <001> structure does not develop.
[0037]
Al, Se, etc. present in steel are easy to segregate at grain boundaries, particularly grain boundaries with high structural energy, and contain appropriate amounts of Al, Si, S and N, Mn, Cu combined with them. When there is no precipitate, or when the precipitate is not finely dispersed, the segregation effect of Se, S, and N has a greater effect than the orientation selection mechanism by the precipitate. It is considered that there is no difference in the moving speed of grain boundaries.
If the effect of such impurity elements, especially Se, S, N, and O, is eliminated by increasing the purity of the material, the inherent difference in the moving speed that depends on the structure of the high-energy grain boundary becomes obvious, and the grain boundary movement Since the speed is also increased by increasing the purity of the material, it is estimated that {110} <001> grains preferentially grow in the grain growth process after completion of recrystallization even in a high purity component system that does not contain an inhibitor component. The
[0038]
Further, in the present invention, by containing an appropriate amount of Al, {110} <001> grains develop well in the grain growth process after completion of recrystallization, and magnetic characteristics are improved. In the present invention, since N is reduced as much as possible, the technical content is fundamentally different from the conventional method using secondary recrystallization using A1N as an inhibitor.
The reason for the improvement of the magnetic properties by such Al is not clear, but a trace amount of Al fixes the trace amount of O remaining in the steel and cleans the matrix, or forms a dense oxide layer on the surface layer It is presumed that the function of suppressing nitriding acts effectively during recrystallization annealing.
[0039]
Moreover, although this invention is a technique which manufactures a grain-oriented electrical steel sheet by continuous annealing, the content of this manufacturing method differs greatly from the manufacturing method of the grain-oriented electrical steel sheet by the conventional continuous annealing.
That is, the conventional technology for producing grain-oriented electrical steel sheets by continuous annealing is disclosed in Japanese Patent Publication No. 48-3929, Japanese Patent Publication No. 62-31050, and Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-70833. This is a technique for secondary recrystallization in a short time using an inhibitor such as MnS or MnSe.
However, since the inhibitor component cannot be removed by short-time annealing by continuous annealing, it remains in the product plate. If the inhibitor components, especially Se and S, remain in the steel, the movement of the domain wall will be hindered, which will adversely affect the iron loss characteristics, and these elements are also brittle elements, so the secondary workability of the product Also reduce. Therefore, as long as an inhibitor is used, good magnetic properties and workability cannot be obtained by continuous annealing.
On the other hand, in the present invention, since the content of the inhibitor component is reduced as much as possible, a grain-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties and workability can be obtained even by continuous annealing.
[0040]
Example 1
A slab containing C: 30 ppm, Si: 3.20 wt%, Mn: 0.05 wt% and Al: 0.0030 wt%, with the balance being substantially Fe in composition was produced by continuous casting. Next, this slab was heated at 1150 ° C. for 20 minutes and then finished into a hot-rolled sheet having a thickness of 2.0 mm by hot rolling. Next, after hot-rolled sheet annealing at 1000 ° C for 60 seconds, it was cold rolled to an intermediate thickness of 0.90 mm, then subjected to intermediate annealing at 850 ° C for 60 seconds, and then 0.35 for the second cold rolling. Finished to a final thickness of mm (rolling ratio in the final cold rolling: 61.1%).
Next, after recrystallization annealing in a hydrogen atmosphere under the conditions shown in Table 1, a coating solution in which aluminum dichromate, emulsion resin, and ethylene glycol were mixed at a weight ratio of 3: 3: 1 was applied, The product was baked at 300 ° C.
The results of examining the average particle size, magnetic flux density, iron loss and workability of the product plate thus obtained are also shown in Table 1.
In addition, the workability was evaluated based on the occurrence rate of cracks and wrinkles around the hole by punching with a punch having a diameter of 5 mm.
[0041]
[Table 1]

[0042]
As shown in the table, when the average particle size is in the range of 0.15 to 2.0 mm, the magnetic flux density in the rolling direction is B with good workability.₈Good magnetic properties satisfying> 1.70T are obtained.
[0043]
Example 2
Steel slabs having the composition shown in Table 2 were manufactured by continuous casting and finished to a thickness of 2.0 mm by hot rolling without heating. Next, after annealing at 900 ° C for 30 seconds, the steel sheet was finished by cold rolling to an intermediate thickness of 0.60 mm, followed by intermediate annealing at 900 ° C for 30 seconds, followed by the second cold rolling. The finished sheet thickness was 0.20 mm (rolling ratio in the final cold rolling: 66.6%).
Next, after recrystallization annealing at 1000 ° C. for 180 seconds in a nitrogen atmosphere, a coating solution in which aluminum phosphate, potassium dichromate and boric acid were mixed at a weight ratio of 30: 10: 1 was applied, The product was baked at 300 ° C.
The results obtained by examining the average particle diameter, magnetic flux density, iron loss and workability of the product plate thus obtained are also shown in Table 2.
The processability evaluation method is the same as in Example 1.
[0044]
[Table 2]

[0045]
As shown in the table, by reducing the content of Se, S, N, and O to 30 ppm or less, products with good workability and magnetic properties can be obtained with an average particle size in the range of 0.15 to 2.0 mm. Has been obtained.
[0046]
Example 3
C: 30ppm, Si: 3.20wt%, Mn: 0.07wt% and Al: 0.0050wt%, the balance is manufactured with a thin cast slab of 8mm thickness that is substantially Fe composition, without heating Finished to 2.0mm by hot rolling. Slabs were manufactured by continuous casting. Subsequently, after hot-rolled sheet annealing at 1000 ° C. for 60 seconds, it was finished to a final sheet thickness of 0.90 mm by cold rolling (rolling ratio in final cold rolling: 55.0%).
Then, after recrystallization annealing was performed in an Al atmosphere under the conditions shown in Table 3, a product was obtained. The results of examining the average particle size, magnetic flux density, iron loss and workability of the product plate thus obtained are also shown in Table 3.
The workability was evaluated by the occurrence rate of cracks and wrinkles around the hole by drilling 100 points with a 5 mm diameter drill.
[0047]
[Table 3]

[0048]
As is clear from the table, good workability and magnetic properties are obtained when the requirements of the present invention are satisfied.
[0049]
【The invention's effect】
Thus, according to the present invention, a high-purity material that does not contain an inhibitor is used as a raw material, a cold-rolled sheet is formed under a predetermined condition, and then subjected to recrystallization annealing by continuous annealing, whereby the {110} <001> structure is effective. To developButAs a result, the average particle size is 0.15 to 2.0 mm, and the magnetic flux density in the rolling direction is B.₈A grain-oriented electrical steel sheet excellent in workability and magnetic properties satisfying> 1.70T can be stably obtained.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 Amount of impurity elements in steel and magnetic flux density B in the rolling direction of the product plate₈It is the graph which showed the relationship.
FIG. 2 is a view showing a texture after recrystallization annealing.
FIG. 3 is a graph showing the relationship between the average crystal grain size of the product plate and the relationship between workability.
FIG. 4 is a graph showing the relationship between the average crystal grain size of the product plate and the amount of change in iron loss before and after strain relief annealing.
FIG. 5 is a graph showing the existence frequency (%) of each grain at a grain boundary having a misorientation angle of 20 to 45 ° in the primary recrystallization structure of a grain-oriented electrical steel sheet.

Claims

Oriented electrical steel sheet without forsterite coating, containing Si: 2.0 to 8.0 wt%, Mn: 0.005 to 3.0 wt% and Al: 0.0010 to 0.012 wt%, and containing Se, S, N, and O Are reduced to 30 ppm or less, the balance is Fe and inevitable impurities, the plate thickness is 0.15 mm or more, the average grain size is 0.15 to 2.0 mm, and the magnetic flux density in the rolling direction is B ₈ > 1.70 T. A grain-oriented electrical steel sheet characterized by satisfaction.

Normally ingot from molten steel containing Si: 2.0-8.0wt%, Mn: 0.005-3.0wt%, Al: 0.0010-0.012wt%, and reducing the contents of Se, S, N, O to 30ppm or less respectively. the slab produced by law or continuous casting, hot rolling, then subjected to hot rolled sheet annealing as needed, subjected to two cold rolling sandwiching once or intermediate annealing, followed by continuous annealing In the manufacturing method of grain-oriented electrical steel sheet, which consists of a series of steps to recrystallize and apply insulation coating as necessary.
The annealing temperature of the annealing before the final cold rolling is set to 800-1050 ° C ,
The reduction ratio in the final cold rolled final thickness is rolled so that the above 0.15mm was 50 to 80%
The average particle size the temperature of recrystallization annealing by continuous annealing as 900 ~ 1100 ° C. was 0.15～2.0Mm,
Method for producing oriented electrical steel sheet towards the magnetic flux density in the rolling direction satisfy B _8> 1.70T.

According to claim 2, usually a slab produced by ingot casting or continuous casting method of the oriented electrical steel sheet toward you characterized by subjecting to direct hot rolling without heating.

In claim 2, hot rolling as a raw material a thin slab having a thickness of 100 mm or less obtained by a direct casting method from molten steel, or using the thin slab as it is instead of a hot-rolled sheet method of manufacturing oriented electrical steel sheet who shall be the feature.