JP4258151B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
方向性電磁鋼板の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4258151B2 JP4258151B2 JP2002004358A JP2002004358A JP4258151B2 JP 4258151 B2 JP4258151 B2 JP 4258151B2 JP 2002004358 A JP2002004358 A JP 2002004358A JP 2002004358 A JP2002004358 A JP 2002004358A JP 4258151 B2 JP4258151 B2 JP 4258151B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- temperature
- annealing
- grain
- secondary recrystallization
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、変圧器の鉄心などに使用して好適な磁気特性に優れた方向性電磁鋼板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粒と呼ばれる｛１１０｝＜００１＞方位粒を優先的に二次再結晶させることが、一般的な技術として使用されている。
例えば、特公昭40−15644 号公報には、インヒビターとしてAlＮ，MnＳを使用する方法が、また特公昭51−13469 号公報には、インヒビターとしてMnＳ, MnSeを使用する方法が開示され、いずれも工業的に実用化されている。
これらとは別に、CuSeとＢＮを添加する技術が特公昭58−42244 号公報に、またTi，Zr，Ｖ等の窒化物を使用する方法が特公昭46−40855 号公報に、それぞれ開示されている。
【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のに有用な方法であるが、析出物を微細に分散させなければならないので、熱延前のスラブ加熱を1300℃以上の高温で行うことが必要とされる。
しかしながら、スラブの高温加熱は、設備コストが嵩むことの他、熱間圧延時に生成するスケール量も増大することから歩留りが低下し、また設備のメンテナンスが煩雑になる等の問題がある。
【０００４】
これに対して、インヒビターを使用しないで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 号および特開平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ことを意図していることである。
表面エネルギーを有効に利用するためには、表面の寄与を大きくするために板厚を薄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以下に、また特開平２−57635 号公報に開示の技術では板厚が0.15mm以下に、それぞれ制限されている。
しかしながら、現在使用されている方向性電磁鋼板の板厚は0.20mm以上がほとんどであるため、上記したような表面エネルギーを利用した方法で磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を製造することは難しい。
【０００５】
ここに、表面エネルギーを利用するためには、表面酸化物の生成を抑制した状態で高温の最終仕上焼鈍を行わなければならない。例えば、特開昭64−55339 号公報に開示の技術では、1180℃以上の温度で、しかも焼鈍雰囲気として、真空または不活性ガス、あるいは水素ガスまたは水素ガスと窒素ガスとの混合ガスを使用することが記載されている。
また、特開平２−57635 号公報に開示の技術では、950 〜1100℃の温度で、不活性ガス雰囲気あるいは水素ガスまたは水素ガスと不活性ガスの混合雰囲気で、しかもこれらを減圧することが推奨されている。さらに、特開平７−197126号公報に開示の技術では、1000〜1300℃の温度で酸素分圧が0.5 Pa以下の非酸化性雰囲気中または真空中で最終仕上焼鈍を行うことが記載されている。
【０００６】
このように、表面エネルギーを利用して良好な磁気特性を得ようとすると、最終仕上焼鈍の雰囲気は不活性ガスや水素が必要とされ、また推奨される条件として真空とすることが要求されるけれども、高温と真空の両立は設備的には極めて難しく、またコスト高ともなる。
【０００７】
また、表面エネルギーを利用した場合には、原理的には｛１１０｝面の選択のみが可能であるにすぎず、圧延方向に＜００１＞方向が揃ったゴス粒の成長が選択されるわけではない。
方向性電磁鋼板は、圧延方向に磁化容易軸＜００１＞を揃えてこそ磁気特性が向上するので、｛１１０｝面の選択のみでは原理的に良好な磁気特性は得られない。そのため、表面エネルギーを利用する方法で良好な磁気特性を得ることができる圧延条件や焼鈍条件は極めて限られたものとなり、その結果、得られる磁気特性は不安定とならざるを得ない。
【０００８】
さらに、表面エネルギーを利用する方法では、表面酸化層の形成を抑制して最終仕上焼鈍を行わねばならず、たとえばMgO のような焼鈍分離剤を塗布焼鈍することができないので、最終仕上焼鈍後に通常の方向性電磁鋼板と同様な酸化物被膜を形成することはできない。例えば、フォルステライト被膜は、焼鈍分離剤としてMgO を主成分として塗布した時に形成される被膜であるが、この被膜は鋼板表面に張力を与えるだけでなく、フォルステライト被膜の上にさらに塗布焼き付けるリン酸塩を主体とする絶縁張力コーティングの密着性を確保する機能を担っている。従って、フォルステライト被膜の無い場合には鉄損は大幅に劣化する。
【０００９】
その他にも、インヒビター成分を使用しないで、熱延圧下率を30％以上、熱延板厚を 1.5mm以下とすることによって二次再結晶させる技術が、特開平11−61263 号公報で提案されているが、この技術で得られるゴス方位の集積度は、従来のインヒビターを使用する技術に比較すると、低いものでしかなかった。
【００１０】
この点、発明者らは、上記したような、熱延前の高温スラブ加熱に付随する問題点を回避したインヒビターを使用しない製造技術であって、しかもインヒビターを使用せず、表面エネルギーを利用する方法に必然的に付随する、鋼板板厚が限定されること、二次再結晶方位の集積が劣ること、そして表面酸化被膜がないために鉄損が劣ること、という問題点をも解決した、方向性電磁鋼板の新規な製造技術を開発し、特開2000−129356号公報において提案した。
【００１１】
この技術は、インヒビター形成成分を含有しない素材を用いて、ゴス方位結晶粒を二次再結晶により発達させる技術であり、一次再結晶後の集合組織を制御することによって二次再結晶を発現させるという思想に立脚したものである。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、上記特開2000−129356号公報に開示した方向性電磁鋼板の製造技術の改良に係り、最終仕上焼鈍をより適正に行うことによって、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板をさらに安定して製造しようとするものである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
（１）Ｃ：0.08mass％以下、Si： 2.0〜 8.0mass％およびMn：0.005 〜3.0 mass％を含み、Alを100ppm未満に低減すると共に、Ｎ、ＳおよびSeをそれぞれ50ppm 以下に低減し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼スラブを、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回以上の冷間圧延を施し、次いで再結晶焼鈍を行い、その後必要に応じて焼鈍分離剤を塗布してから最終仕上焼鈍を施す、方向性電磁鋼板の製造方法において、該最終仕上焼鈍は、二次再結晶開始温度よりも20〜80℃高い温度域における、少なくとも30時間以上の保持を含むことを特徴とする磁気特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１４】
（２）上記（１）において、鋼スラブが、さらにNi：0.005 〜1.50mass％、Sn：0.01〜0.50mass％、Sb：0.005 〜0.50mass％、Cu：0.01〜1.50mass％、Cr：0.01〜1.50mass％およびＰ：0.005 〜0.50mass％のうちから選んだ少なくとも１種を含有することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、この発明を具体的に説明する。
この発明では、インヒビターを使用しないで二次再結晶を発現させる方法を利用する。
さて、発明者らは、ゴス方位粒が二次再結晶する理由について鋭意研究を重ねた結果、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発見し、Acta Material 45巻（1997）1285頁に報告した。
【００１６】
すなわち、方向性電磁鋼板の二次再結晶直前の状態である一次再結晶組織を解析し、様々な結晶方位を持つ各々の結晶粒周囲の粒界について、粒界方位差角が20〜45°である粒界の全体に対する割合（mass％）について調査した結果を、図１に示す。図１において、結晶方位空間はオイラー角（Φ1 、Φ、Φ2 ）のΦ2＝45°断面を用いて表示しており、ゴス方位など主な方位を模式的に表示してある。
【００１７】
図１は、方向性電磁鋼板の一次再結晶組織における、方位差角20〜45°である粒界の存在頻度を示したものであるが、ゴス方位が最も高い頻度を持つことがわかる。ここに、方位差角20〜45°の粒界は、C ．G ．Dunnらによる実験データ（AIME Transaction 188巻（1949）368 頁）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。
【００１８】
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・粗大化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、ゴス方位となる粒の粒界が優先的にピン止めがはずれて粒界移動を開始し、ゴス方位粒が成長すると考えられる。
【００１９】
発明者らは、上記の研究をさらに発展させて、二次再結晶におけるゴス方位粒の優先的成長の本質的要因は、一次再結晶組織中の高エネルギー粒界の分布状態にあり、インヒビターの役割は、高エネルギー粒界であるゴス方位粒の粒界と他の粒界との移動速度差を生じさせることにあることを見出した。
従って、この理論に従えば、インヒビターを用いなくとも、粒界の移動速度差を生じさせることができれば、ゴス方位に二次再結晶させることが可能となる。
【００２０】
さて、鋼中に存在する不純物元素は、粒界とくに高エネルギー粒界に偏析し易いため、不純物元素を多く含む場合には、高エネルギー粒界と他の粒界との移動速度に差がなくなっているものと考えられる。
よって、素材を高純度化し、上記のような不純物元素の影響を排除することにより、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て、ゴス方位粒に二次再結晶させることが可能になる。
【００２１】
さらに、粒界の移動速度差を利用して安定した二次再結晶を可能とするためには、一次再結晶組織をできる限り均一な粒径分布に保つことが肝要である。なぜなら、均一な粒径分布が保たれている場合には、ゴス方位粒以外の結晶粒は粒界移動速度の小さい低エネルギー粒界の頻度が高いために、粒成長が抑制されている状態、すなわちTexture Inhibitionが効果的に発揮され、粒界移動速度が大きい高エネルギー粒界の頻度が最大である、ゴス方位粒の選択的粒成長が促進されて、ゴス方位への二次再結晶が実現するからである。
【００２２】
これに対して、粒径分布が一様でない場合には、隣接する結晶粒同士の粒径差を駆動力とする正常粒成長が起こるため、すなわち粒界の移動速度差とは異なる要因で成長可能となる結晶粒が選択されるために、上記したTexture Inhibitionの効果が発揮されずに、ゴス方位粒の選択的粒成長が起こらなくなる。
【００２３】
ところが、工業的生産では、インヒビター成分を完全に除去することは困難なので、実際はこれら成分が不可避的に含有されてしまい、さらには熱延時の加熱温度が高い場合、加熱時に固溶した微量不純物としてのインヒビター形成成分が熱延中に不均一に微細析出する。その結果、不均一に分布した析出物により、粒界移動が局所的に抑制されて粒径分布も極めて不均一になり、上記したとおりゴス方位への二次再結晶粒の発達が阻害される。従って、インヒビター形成成分をほぼ皆無な状態にすることが理想的であるが、実用上は、インヒビター形成成分を低減しつつ、熱延時の加熱温度を圧延可能な範囲でできる限り低めに抑えること、具体的には、スラブ加熱温度を1250℃以下にして、不可避的に含まれてしまう微量のインヒビター形成成分の微細析出を回避して無害化するために有効である。
【００２４】
さらに、発明者らは、上記のインヒビターを使用しないで二次再結晶を発現させる技術を基本として、さらなる磁気特性の向上を実現する方途について鋭意究明したところ、最終仕上焼鈍条件に関する新たな知見を得た。
【００２５】
以下、この知見を得るに到った実験結果について説明する。
すなわち、Ｃ：0.035 mass％、Si：3.4 mass％、Mn：0.05mass％およびSb：0.033 mass％を含み、かつAl：40ppm 、Ｎ：35ppm 、Ｓ：5ppm、Se：2ppm、その他の不可避混入成分を合計50ppm 未満に低減した鋼Ａと、Ｃ：0.038 mass％、Si：3.4 mass％、Mn:0.05 mass％およびSb：0.033 mass％を含み、かつAl：150ppm、Ｎ：55ppm 、Ｓ：10ppm およびSe：130ppmに低減した、インヒビター成分を含む鋼Ｂと、から成る鋼スラブを、それぞれ連続鋳造にて製造した。次いで、鋼Ａは1180℃に加熱し、また鋼Ｂは1350℃に加熱した後、熱間圧延により2.4 mmの板厚に仕上げたのち、950 ℃の窒素雰囲気中で20秒均熱してから急冷した。 その後、150 ℃の温度で冷間圧延を行って0.34mmの最終板厚としたのち、水素50 vol％および窒素50 vol％、露点−20℃の雰囲気で850 ℃で均熱後、120 秒の脱炭を兼ねた再結晶焼鈍を行った。 この再結晶焼鈍後の鋼板から試料を切りだし、温度勾配を有する炉で800 〜950 ℃で50時間の焼鈍後、マクロ組織を観察することにより、各鋼板の二次再結晶開始温度（ＴSR）を調査した。その結果、鋼Ａの二次再結晶開始温度は845 ℃および鋼Ｂの二次再結晶開始温度は830 ℃であった。
【００２６】
次いで、最終仕上焼鈍における保持温度（ＴFA）を変更して、以下の実験を行った。すなわち、水素50 vol％および窒素50 vol％の混合雰囲気中にて、種々の温度までを50℃／h の昇温速度で900 ℃まで昇温し、40時間保持した後水素雰囲気へと切り替えて20℃／ｈの速度で1180℃まで昇温する方法において、最終仕上焼鈍の保持温度（ＴFA）と、製品板磁束密度との関係を調査した。
図２に二次再結晶開始温度および保持温度の差（ＴFA−ＴSR）と製品板磁束密度との関係を示す。同図から、鋼Ａでは、二次再結晶開始温度から20〜80℃以内の広範囲の温度域で高磁束密度が得られているが、インヒビターを使用している鋼Ｂでは二次再結晶開始温度から20℃以下の温度域のみで高磁束密度が得られていることがわかる。
【００２７】
ここで、インヒビターを使用する技術においては、二次再結晶温度付近で保持することにより磁束密度が向上することが、経験的に知られている。すなわち、特開平４−56729 号公報では、インヒビター形成成分の含有量から二次再結晶最適温度を推定し、その温度に対して±10°以内の温度に保持することにより良好な磁気特性が得られている。このインヒビターを使用した場合の経験的な知見と異なり、今回、インヒビター形成成分を含まない不純物を低減した鋼Ａでは、二次再結晶開始温度よりも高めの温度での保持が有効であることが、新規に知見されたのである。
【００２８】
かように、インヒビター形成成分を含まない場合、最終仕上焼鈍時に二次再結晶開始温度よりも20〜80℃程度高めの温度域で保持することにより、磁束密度が向上する。 一方、インヒビター形成成分を含有する場合、二次再結晶開始温度よりも高い温度で保持すると、インヒビターの粗大化速度が大きくなり二次再結晶の発達が阻害される。
【００２９】
ここで、この発明ではインヒビター形成成分をできる限り低減しているため、二次再結晶開始温度より高めの保持でもインヒビター粗大化の悪影響が無く、粒界移動速度を増加させる高温側のほうが、かえって二次再結晶粒の発達に有利であるものと推定される。
【００３０】
次に、この発明において、素材であるスラブの成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.08mass％以下
Ｃ量が0.08mass％を超えると、脱炭焼鈍を施してもＣを磁気時効の起こらない 50ppm以下まで低減することが困難になるため、Ｃは0.08mass％以下に制限する。
【００３１】
Si：2.0 〜8.0 mass％
Siは、鋼の電気抵抗を増大し鉄損を低減するのに有用な元素であるため、2.0mass％以上で含有させる。しかしながら、含有量が 8.0mass％を超えると加工性が著しく低下して冷間圧延が困難となる。そこで、Si量は 2.0〜8.0 mass％の範囲に限定した。
【００３２】
Mn：0.005 〜3.0 mass％
Mnは、熱間加工性を改善するために有用な元素であるが、含有量が 0.005mass％未満ではその添加効果に乏しく、一方 3.0mass％を超えると磁束密度の低下を招くことから、Mn量は 0.005〜3.0 mass％の範囲とする。
【００３３】
Al：100 ppm 未満、Ｎ、ＳおよびSeはそれぞれ 50ppm以下
また、不純物元素であるAlは 100 ppm未満、Ｎ, ＳおよびSeについても 50ppm以下、好ましくは 30ppm以下に低減することが、良好に二次再結晶させる上で有利である。
【００３４】
以上、必須成分および抑制成分について説明したが、この発明では、その他にも以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ni：0.005 〜1.50％mass％、Sn：0.01〜0.50mass％、Sb：0.005 〜0.50mass％、Cu：0.01〜1.50mass％、Ｐ：0.005 〜0.50mass％、Cr：0.01〜1.50mass％のうちから選んだ少なくとも１種
Niは、熱延板組織を改善して磁気特性を向上させる有用元素である。しかしながら、含有量が0.005 mass％未満では磁気特性の向上量が小さく、一方1.50mass％を超えると二次再結晶が不安定になり磁気特性が劣化するので、Ni量は 0.005〜1.50mass％とした。
【００３５】
また、Sn，Sb，Cu, Ｐ, Crはそれぞれ、鉄損の向上に有用な元素であるが、いずれも上記範囲の下限値に満たないと鉄損の向上効果が小さく、一方上限量を超えると二次再結晶粒の発達が阻害されるので、それぞれSn：0.01〜0.50mass％、Sb：0.005 〜0.50mass％、Cu：0.01〜1.50mass％、Ｐ：0.005 〜0.50mass％、Cr：0.01〜1.5 mass％の範囲で含有させる。
【００３６】
次に、この発明の製造工程について説明する。
上記の好適成分組成に調整した溶鋼を、転炉、電気炉などを用いる公知の方法で精錬し、必要があれば真空処理などを施したのち、通常の造塊法や連続鋳造法を用いてスラブを製造する。また、直接鋳造法を用いて 100mm以下の厚さの薄鋳片を直接製造してもよい。
【００３７】
スラブは、通常の方法で加熱して熱間圧延するが、鋳造後、加熱せずに直ちに熱間圧延に供してもよい。また、薄鋳片の場合には、熱間圧延を行っても良いし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めてもよい。
熱間圧延前のスラブ加熱温度は、1250℃以下に抑えることが、熱間圧延時に生成するスケール量を低減する上で特に望ましい。また、結晶組織の微細化および不可避的に混入するインヒビター形成成分の弊害を無害化して、均一な整粒一次再結晶組織を実現する意味でも、スラブ加熱温度を低温化することが望ましい。
【００３８】
次いで、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。特に、冷間圧延を１回しか行わない場合には、この熱延板焼鈍はゴス組織の発達の点で有効である。すなわち、ゴス組織を製品板において高度に発達させるためには、熱延板焼鈍温度は 800〜1100℃の範囲が好適である。というのは、熱延板焼鈍温度が 800℃未満では熱間圧延でのバンド組織が残留し、整粒の一次再結晶組織を実現することが困難になり、二次再結晶の発達が阻害され、一方熱延板焼鈍温度が1100℃を超えると、不可避的に混入するインヒビター形成成分が固溶し冷却時に不均一に再析出するために、整粒一次再結晶組繊を実現することが困難となり、やはり二次再結晶の発達が阻害されるからである。さらに、熱延板焼鈍温度が1100℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化しすぎることも、整粒の一次再結晶組織を実現する上で極めて不利である。
【００３９】
上記熱延板焼鈍後は、必要に応じて中間焼鈍を挟む１回以上の冷間圧延を施して再結晶焼鈍を行う。ここで、冷間圧延の温度を 100℃〜 250℃に上昇させて行うこと、および冷間圧延途中で 100〜250 ℃の範囲での時効処理を１回または複数回行うことが、ゴス組織を発達させる点で有効である。
【００４０】
また、最終冷間圧延後の再結晶焼鈍は、脱炭を必要とする場合は湿潤雰囲気中において、700 〜1000℃の温度範囲で行うことが好適である。また、再結晶焼鈍後に浸珪法によって、Si量を増加させる技術を併用してもよい。その後、鉄損を重視して、フォルステライト被膜を形成させる場合には、MgＯを主成分とする焼鈍分離剤を適用して最終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。一方、打抜き加工性を重視して、フォルステライト被膜を必要としない場合には、焼鈍分離剤を適用しないか、適用する場合でもフォルステライトを形成するMgＯは使用せずシリカ、アルミナ等を用いる。
【００４１】
さらに、焼鈍分離剤を塗布するに際し、水分を持ち込まず酸化物生成を抑制する目的で、静電塗布を行うことなどの手法を用いることが有効である。また、耐熱無機材料シート（シリカ、アルミナ、マイカ）を用いてもよい。
【００４２】
次に、最終仕上焼鈍は、二次再結晶開始温度より20〜80℃高い温度域で保持することが肝要である。
すなわち、保持温度が二次再結晶開始温度よりも20℃以上高くないと、二次再結晶粒の発達が充分でないために磁気特性が劣化する。一方、保持温度が二次再結晶開始温度に対して80℃を超える高温側となると、粒界構造が変化し粒界構造差が低下するために、やはり二次再結晶粒の発達が充分でなくなり磁気特性が劣化する。なお、この保持温度までの加熱速度は、昇温中に二次再結晶が開始しない程度の１℃／ｈ以上とすることが好ましい。
【００４３】
ここで、二次再結晶開始温度は、再結晶焼鈍後の鋼板から試料を切りだし、温度勾配を有する炉で50時間の焼鈍後、そのマクロ組織を観察することにより、求めることができる。なお、工業的生産においては、各微量成分量、一次再結晶粒径の測定値から二次再結晶開始温度を推定する、予測式を作成してから、操業時の保持温度を定める方法が便利である。
【００４４】
また、保持温度は一定である必要はないが、二次再結晶開始温度より20〜80℃高い温度域で30時間以上保持することが、二次再結晶粒を発達させて良好な磁気特性を得るために必要である。
すなわち、この温度域での保持時間が30時間未満であると、保持中に二次再結晶が完了しないで磁気特性が劣化するため、保持時間は30時間以上必要である。なお、保持時間の上限は特に規定しないが、100 時間以上の保持を行っても二次再結晶の発現状態に大きな影響を与えないから、100 時間をこえる必要はない。
【００４５】
ここで、打抜き性を重視してフォルステライト被膜を形成させない場合には、保持後の純化焼鈍を行わずに最終仕上焼純を終了することも可能である。一方、鉄損を重視する場合、あるいはトランスの騒音を低下させるためにフォルステライト被膜を形成させる場合には、保持後1200℃程度まで昇温させることが有利である。この昇温時の雰囲気は水素を用いることが、微量不純物を低減して鉄損を改善するために有利である。
【００４６】
最終仕上焼鈍後は平坦化焼鈍により形状矯正する。 なお、鉄損を改善するために、鋼板表面に張力を付与する絶縁コーティングを施すことも有効である。
【００４７】
【実施例】
実施例１
Ｃ：0.033 mass％、Si：3.3 mass％、Mn：0.08mass％、Sb：0.02mass％、Cu：0.10mass％およびCr：0.08mass％を含有し、Alを60ppm 、Ｎを32ppm 、Ｓを15ppm およびSeを20ppm に低減し、その他の不可避混入成分についてもすべて50ppm以下に低減した鋼スラブを、1170℃で加熱し熱間圧延にて2.2mm 厚に仕上げた。その後、常温での冷間圧延にて、0.35mmの最終板厚に仕上げた。
【００４８】
次いで、水素25 vol％および窒素75 vol％、露点30℃で850 ℃均熱100 秒の脱炭をかねる再結晶焼鈍を行った。 この再結晶焼鈍後の鋼板から試料を切りだし、温度勾配を有する炉で800 〜950 ℃で50時間の焼鈍後、マクロ組織を観察することにより二次再結晶開始温度（ＴSR）を調査した結果、845 ℃であった。
【００４９】
その後、MgＯにTiO2を５重量部含有させた焼鈍分離剤を塗布した後、窒素50 vol％および水素50 vol％の混合雰囲気中で800 ℃までを50℃／h の昇温速度で、表１に示す温度および時間に保持した後、20℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する、最終仕上焼鈍を行った。さらに、平坦化焼鈍を施してから、燐酸マグネシウムにコロイダルシリカを混合したコーティング液を塗布し、焼付けを露点−30℃の水素雰囲気中にて850 ℃×10秒間にて行って製品とした。かくして得られた製品板について、その圧延方向の磁束密度B8と鉄損W17/50を測定した。
【００５０】
その測定結果を表１に示すように、二次再結晶開始温度よりも20〜80℃高い温度での保持時間を30時間以上確保することにより、良好な磁気特性のフォオルステライト被膜を有する方向性電磁鋼製品板が得られた。
【００５１】
【表１】
【００５２】
実施例２
Ｃ：0003mass％、Si：3.0 mass％、Mn：0.08mass％およびSb：0.05mass％を含有し、Alを30ppm 、Ｎを12ppm 、Ｓを15ppm およびSeを２ppm に低減し、その他の不可避混入成分についてもすべて50ppm 以下に低減した鋼スラブを、1120℃で加熱し熱間圧延にて3.4mm 厚に仕上げた。次に、熱延板焼鈍を900 ℃で30秒均熱する条件にて行い、その後常温での冷間圧延にて0.50mmの最終板厚に仕上げた。さらに、水素25 vol％、窒素75 vol％、雰囲気露点−50℃で950 ℃、均熱20秒の再結晶焼鈍を行った。 この再結晶焼鈍後の鋼板から試料を切りだし、温度勾配を有する炉で800 〜950 ℃で50時間の焼鈍後、マクロ組織を観察することにより二次再結晶開始温度（ＴSR）を調査したところ、二次再結晶開始温度は875 ℃であった。
【００５３】
次いで、焼鈍分離剤を適用せずに窒素雰囲気中にて、表２に示す温度まで50℃／ｈの昇温速度で加熱した後、表２に示す時間で保持する、最終仕上焼鈍を行った。その後、900 ℃、10秒間の平坦化焼鈍を施し、燐酸塩を主成分とする無機系コーティング液を塗布して300 ℃で焼き付けて製品とした。かくして得られた製品板について、その圧延方向の磁束密度B8と鉄損W17/50を測定した。
【００５４】
その結果を表２に示すように、二次再結晶開始温度よりも20〜80℃高い温度での保持時間を30時間以上確保することにより、良好な磁気特性のフォルステライト被膜を有さない方向性電磁鋼製品板が得られた。
【００５５】
【表２】
【００５６】
実施例３
表３に示す成分組成を有する鋼スラブを、1170℃で加熱し熱間圧延にて2.2mm厚に仕上げた。なお、表３に示されていない成分については、全て50ppm 以下に低減した。その後、熱延板焼鈍を1000℃で30秒均熱する条件で施したのち、150℃の温度での冷間圧延にて0.30mmの最終板厚に仕上げた。 次いで、水素25 vol％および窒素75 vol％、前段を雰囲気露点50℃で850 ℃および均熱100 秒、後段を雰囲気露点20℃で870 ℃および20秒、にて行う脱炭をかねる再結晶焼鈍を行った。この再結晶焼鈍後の鋼板から試料を切りだし、温度勾配を有する炉で800 〜950 ℃で50時間の焼鈍後、マクロ組織を観察することにより二次再結晶開始温度（ＴSR）を調査した。
【００５７】
次に、MgＯにSrSO4 を３重量部含有させた焼鈍分散剤を塗布した後、窒素50 vol％および水素50 vol％の混合雰囲気中で800 ℃までを50℃／ｈの昇温速度で900 ℃まで昇温して40時間保持した後、水素雰囲気へと切り替えて20℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する、最終仕上焼鈍を行った。その後、平坦化焼鈍を施してから、燐酸マグネシウムにコロイダルシリカを混合したコーティング液を塗布し、焼付を露点−30℃の水素雰囲気中にて870 ℃で10秒間行って、製品とした。
かくして得られた製品板について、その圧延方向の磁束密度Ｂ8 と鉄損Ｗ17/50 を測定した。
【００５８】
その結果を表３に併記するように、この発明で規定した成分組成を有する素材を用いて、二次再結晶開始温度よりも20〜80℃高い温度での保持時間を30時間以上確保することにより、良好な磁気特性のフォルステライト被膜を有する方向性電磁鋼製品板が得られた。
【００５９】
【表３】
【００６０】
【発明の効果】
この発明によれば、インヒビター形成成分を極力低減した成分系の素材を用いて、最終仕上焼鈍時に二次再結晶開始温度よりも20〜80℃高い温度での保持時間を30時間以上確保することにより、良好な磁気特性の方向性電磁鋼製品板をより安定して製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 方向性電磁鋼板の一次再結晶組織における、様々な結晶方位を持つ各々の結晶粒周囲の粒界について、粒界方位差角が20〜45°である粒界の全体に対する割合を示す図である。
【図２】 仕上焼鈍後の製品板の磁束密度と最終仕上焼鈍時の保持温度（ＴFA）および二次再結晶温度（ＴFA）の差（ＴFA−ＴsR) との関係を示す図である。
【発明の属する技術分野】
この発明は、変圧器の鉄心などに使用して好適な磁気特性に優れた方向性電磁鋼板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粒と呼ばれる｛１１０｝＜００１＞方位粒を優先的に二次再結晶させることが、一般的な技術として使用されている。
例えば、特公昭40−15644 号公報には、インヒビターとしてAlＮ，MnＳを使用する方法が、また特公昭51−13469 号公報には、インヒビターとしてMnＳ, MnSeを使用する方法が開示され、いずれも工業的に実用化されている。
これらとは別に、CuSeとＢＮを添加する技術が特公昭58−42244 号公報に、またTi，Zr，Ｖ等の窒化物を使用する方法が特公昭46−40855 号公報に、それぞれ開示されている。
【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のに有用な方法であるが、析出物を微細に分散させなければならないので、熱延前のスラブ加熱を1300℃以上の高温で行うことが必要とされる。
しかしながら、スラブの高温加熱は、設備コストが嵩むことの他、熱間圧延時に生成するスケール量も増大することから歩留りが低下し、また設備のメンテナンスが煩雑になる等の問題がある。
【０００４】
これに対して、インヒビターを使用しないで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 号および特開平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ことを意図していることである。
表面エネルギーを有効に利用するためには、表面の寄与を大きくするために板厚を薄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以下に、また特開平２−57635 号公報に開示の技術では板厚が0.15mm以下に、それぞれ制限されている。
しかしながら、現在使用されている方向性電磁鋼板の板厚は0.20mm以上がほとんどであるため、上記したような表面エネルギーを利用した方法で磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を製造することは難しい。
【０００５】
ここに、表面エネルギーを利用するためには、表面酸化物の生成を抑制した状態で高温の最終仕上焼鈍を行わなければならない。例えば、特開昭64−55339 号公報に開示の技術では、1180℃以上の温度で、しかも焼鈍雰囲気として、真空または不活性ガス、あるいは水素ガスまたは水素ガスと窒素ガスとの混合ガスを使用することが記載されている。
また、特開平２−57635 号公報に開示の技術では、950 〜1100℃の温度で、不活性ガス雰囲気あるいは水素ガスまたは水素ガスと不活性ガスの混合雰囲気で、しかもこれらを減圧することが推奨されている。さらに、特開平７−197126号公報に開示の技術では、1000〜1300℃の温度で酸素分圧が0.5 Pa以下の非酸化性雰囲気中または真空中で最終仕上焼鈍を行うことが記載されている。
【０００６】
このように、表面エネルギーを利用して良好な磁気特性を得ようとすると、最終仕上焼鈍の雰囲気は不活性ガスや水素が必要とされ、また推奨される条件として真空とすることが要求されるけれども、高温と真空の両立は設備的には極めて難しく、またコスト高ともなる。
【０００７】
また、表面エネルギーを利用した場合には、原理的には｛１１０｝面の選択のみが可能であるにすぎず、圧延方向に＜００１＞方向が揃ったゴス粒の成長が選択されるわけではない。
方向性電磁鋼板は、圧延方向に磁化容易軸＜００１＞を揃えてこそ磁気特性が向上するので、｛１１０｝面の選択のみでは原理的に良好な磁気特性は得られない。そのため、表面エネルギーを利用する方法で良好な磁気特性を得ることができる圧延条件や焼鈍条件は極めて限られたものとなり、その結果、得られる磁気特性は不安定とならざるを得ない。
【０００８】
さらに、表面エネルギーを利用する方法では、表面酸化層の形成を抑制して最終仕上焼鈍を行わねばならず、たとえばMgO のような焼鈍分離剤を塗布焼鈍することができないので、最終仕上焼鈍後に通常の方向性電磁鋼板と同様な酸化物被膜を形成することはできない。例えば、フォルステライト被膜は、焼鈍分離剤としてMgO を主成分として塗布した時に形成される被膜であるが、この被膜は鋼板表面に張力を与えるだけでなく、フォルステライト被膜の上にさらに塗布焼き付けるリン酸塩を主体とする絶縁張力コーティングの密着性を確保する機能を担っている。従って、フォルステライト被膜の無い場合には鉄損は大幅に劣化する。
【０００９】
その他にも、インヒビター成分を使用しないで、熱延圧下率を30％以上、熱延板厚を 1.5mm以下とすることによって二次再結晶させる技術が、特開平11−61263 号公報で提案されているが、この技術で得られるゴス方位の集積度は、従来のインヒビターを使用する技術に比較すると、低いものでしかなかった。
【００１０】
この点、発明者らは、上記したような、熱延前の高温スラブ加熱に付随する問題点を回避したインヒビターを使用しない製造技術であって、しかもインヒビターを使用せず、表面エネルギーを利用する方法に必然的に付随する、鋼板板厚が限定されること、二次再結晶方位の集積が劣ること、そして表面酸化被膜がないために鉄損が劣ること、という問題点をも解決した、方向性電磁鋼板の新規な製造技術を開発し、特開2000−129356号公報において提案した。
【００１１】
この技術は、インヒビター形成成分を含有しない素材を用いて、ゴス方位結晶粒を二次再結晶により発達させる技術であり、一次再結晶後の集合組織を制御することによって二次再結晶を発現させるという思想に立脚したものである。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、上記特開2000−129356号公報に開示した方向性電磁鋼板の製造技術の改良に係り、最終仕上焼鈍をより適正に行うことによって、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板をさらに安定して製造しようとするものである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
（１）Ｃ：0.08mass％以下、Si： 2.0〜 8.0mass％およびMn：0.005 〜3.0 mass％を含み、Alを100ppm未満に低減すると共に、Ｎ、ＳおよびSeをそれぞれ50ppm 以下に低減し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼スラブを、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回以上の冷間圧延を施し、次いで再結晶焼鈍を行い、その後必要に応じて焼鈍分離剤を塗布してから最終仕上焼鈍を施す、方向性電磁鋼板の製造方法において、該最終仕上焼鈍は、二次再結晶開始温度よりも20〜80℃高い温度域における、少なくとも30時間以上の保持を含むことを特徴とする磁気特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１４】
（２）上記（１）において、鋼スラブが、さらにNi：0.005 〜1.50mass％、Sn：0.01〜0.50mass％、Sb：0.005 〜0.50mass％、Cu：0.01〜1.50mass％、Cr：0.01〜1.50mass％およびＰ：0.005 〜0.50mass％のうちから選んだ少なくとも１種を含有することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、この発明を具体的に説明する。
この発明では、インヒビターを使用しないで二次再結晶を発現させる方法を利用する。
さて、発明者らは、ゴス方位粒が二次再結晶する理由について鋭意研究を重ねた結果、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発見し、Acta Material 45巻（1997）1285頁に報告した。
【００１６】
すなわち、方向性電磁鋼板の二次再結晶直前の状態である一次再結晶組織を解析し、様々な結晶方位を持つ各々の結晶粒周囲の粒界について、粒界方位差角が20〜45°である粒界の全体に対する割合（mass％）について調査した結果を、図１に示す。図１において、結晶方位空間はオイラー角（Φ1 、Φ、Φ2 ）のΦ2＝45°断面を用いて表示しており、ゴス方位など主な方位を模式的に表示してある。
【００１７】
図１は、方向性電磁鋼板の一次再結晶組織における、方位差角20〜45°である粒界の存在頻度を示したものであるが、ゴス方位が最も高い頻度を持つことがわかる。ここに、方位差角20〜45°の粒界は、C ．G ．Dunnらによる実験データ（AIME Transaction 188巻（1949）368 頁）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。
【００１８】
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・粗大化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、ゴス方位となる粒の粒界が優先的にピン止めがはずれて粒界移動を開始し、ゴス方位粒が成長すると考えられる。
【００１９】
発明者らは、上記の研究をさらに発展させて、二次再結晶におけるゴス方位粒の優先的成長の本質的要因は、一次再結晶組織中の高エネルギー粒界の分布状態にあり、インヒビターの役割は、高エネルギー粒界であるゴス方位粒の粒界と他の粒界との移動速度差を生じさせることにあることを見出した。
従って、この理論に従えば、インヒビターを用いなくとも、粒界の移動速度差を生じさせることができれば、ゴス方位に二次再結晶させることが可能となる。
【００２０】
さて、鋼中に存在する不純物元素は、粒界とくに高エネルギー粒界に偏析し易いため、不純物元素を多く含む場合には、高エネルギー粒界と他の粒界との移動速度に差がなくなっているものと考えられる。
よって、素材を高純度化し、上記のような不純物元素の影響を排除することにより、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て、ゴス方位粒に二次再結晶させることが可能になる。
【００２１】
さらに、粒界の移動速度差を利用して安定した二次再結晶を可能とするためには、一次再結晶組織をできる限り均一な粒径分布に保つことが肝要である。なぜなら、均一な粒径分布が保たれている場合には、ゴス方位粒以外の結晶粒は粒界移動速度の小さい低エネルギー粒界の頻度が高いために、粒成長が抑制されている状態、すなわちTexture Inhibitionが効果的に発揮され、粒界移動速度が大きい高エネルギー粒界の頻度が最大である、ゴス方位粒の選択的粒成長が促進されて、ゴス方位への二次再結晶が実現するからである。
【００２２】
これに対して、粒径分布が一様でない場合には、隣接する結晶粒同士の粒径差を駆動力とする正常粒成長が起こるため、すなわち粒界の移動速度差とは異なる要因で成長可能となる結晶粒が選択されるために、上記したTexture Inhibitionの効果が発揮されずに、ゴス方位粒の選択的粒成長が起こらなくなる。
【００２３】
ところが、工業的生産では、インヒビター成分を完全に除去することは困難なので、実際はこれら成分が不可避的に含有されてしまい、さらには熱延時の加熱温度が高い場合、加熱時に固溶した微量不純物としてのインヒビター形成成分が熱延中に不均一に微細析出する。その結果、不均一に分布した析出物により、粒界移動が局所的に抑制されて粒径分布も極めて不均一になり、上記したとおりゴス方位への二次再結晶粒の発達が阻害される。従って、インヒビター形成成分をほぼ皆無な状態にすることが理想的であるが、実用上は、インヒビター形成成分を低減しつつ、熱延時の加熱温度を圧延可能な範囲でできる限り低めに抑えること、具体的には、スラブ加熱温度を1250℃以下にして、不可避的に含まれてしまう微量のインヒビター形成成分の微細析出を回避して無害化するために有効である。
【００２４】
さらに、発明者らは、上記のインヒビターを使用しないで二次再結晶を発現させる技術を基本として、さらなる磁気特性の向上を実現する方途について鋭意究明したところ、最終仕上焼鈍条件に関する新たな知見を得た。
【００２５】
以下、この知見を得るに到った実験結果について説明する。
すなわち、Ｃ：0.035 mass％、Si：3.4 mass％、Mn：0.05mass％およびSb：0.033 mass％を含み、かつAl：40ppm 、Ｎ：35ppm 、Ｓ：5ppm、Se：2ppm、その他の不可避混入成分を合計50ppm 未満に低減した鋼Ａと、Ｃ：0.038 mass％、Si：3.4 mass％、Mn:0.05 mass％およびSb：0.033 mass％を含み、かつAl：150ppm、Ｎ：55ppm 、Ｓ：10ppm およびSe：130ppmに低減した、インヒビター成分を含む鋼Ｂと、から成る鋼スラブを、それぞれ連続鋳造にて製造した。次いで、鋼Ａは1180℃に加熱し、また鋼Ｂは1350℃に加熱した後、熱間圧延により2.4 mmの板厚に仕上げたのち、950 ℃の窒素雰囲気中で20秒均熱してから急冷した。 その後、150 ℃の温度で冷間圧延を行って0.34mmの最終板厚としたのち、水素50 vol％および窒素50 vol％、露点−20℃の雰囲気で850 ℃で均熱後、120 秒の脱炭を兼ねた再結晶焼鈍を行った。 この再結晶焼鈍後の鋼板から試料を切りだし、温度勾配を有する炉で800 〜950 ℃で50時間の焼鈍後、マクロ組織を観察することにより、各鋼板の二次再結晶開始温度（ＴSR）を調査した。その結果、鋼Ａの二次再結晶開始温度は845 ℃および鋼Ｂの二次再結晶開始温度は830 ℃であった。
【００２６】
次いで、最終仕上焼鈍における保持温度（ＴFA）を変更して、以下の実験を行った。すなわち、水素50 vol％および窒素50 vol％の混合雰囲気中にて、種々の温度までを50℃／h の昇温速度で900 ℃まで昇温し、40時間保持した後水素雰囲気へと切り替えて20℃／ｈの速度で1180℃まで昇温する方法において、最終仕上焼鈍の保持温度（ＴFA）と、製品板磁束密度との関係を調査した。
図２に二次再結晶開始温度および保持温度の差（ＴFA−ＴSR）と製品板磁束密度との関係を示す。同図から、鋼Ａでは、二次再結晶開始温度から20〜80℃以内の広範囲の温度域で高磁束密度が得られているが、インヒビターを使用している鋼Ｂでは二次再結晶開始温度から20℃以下の温度域のみで高磁束密度が得られていることがわかる。
【００２７】
ここで、インヒビターを使用する技術においては、二次再結晶温度付近で保持することにより磁束密度が向上することが、経験的に知られている。すなわち、特開平４−56729 号公報では、インヒビター形成成分の含有量から二次再結晶最適温度を推定し、その温度に対して±10°以内の温度に保持することにより良好な磁気特性が得られている。このインヒビターを使用した場合の経験的な知見と異なり、今回、インヒビター形成成分を含まない不純物を低減した鋼Ａでは、二次再結晶開始温度よりも高めの温度での保持が有効であることが、新規に知見されたのである。
【００２８】
かように、インヒビター形成成分を含まない場合、最終仕上焼鈍時に二次再結晶開始温度よりも20〜80℃程度高めの温度域で保持することにより、磁束密度が向上する。 一方、インヒビター形成成分を含有する場合、二次再結晶開始温度よりも高い温度で保持すると、インヒビターの粗大化速度が大きくなり二次再結晶の発達が阻害される。
【００２９】
ここで、この発明ではインヒビター形成成分をできる限り低減しているため、二次再結晶開始温度より高めの保持でもインヒビター粗大化の悪影響が無く、粒界移動速度を増加させる高温側のほうが、かえって二次再結晶粒の発達に有利であるものと推定される。
【００３０】
次に、この発明において、素材であるスラブの成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.08mass％以下
Ｃ量が0.08mass％を超えると、脱炭焼鈍を施してもＣを磁気時効の起こらない 50ppm以下まで低減することが困難になるため、Ｃは0.08mass％以下に制限する。
【００３１】
Si：2.0 〜8.0 mass％
Siは、鋼の電気抵抗を増大し鉄損を低減するのに有用な元素であるため、2.0mass％以上で含有させる。しかしながら、含有量が 8.0mass％を超えると加工性が著しく低下して冷間圧延が困難となる。そこで、Si量は 2.0〜8.0 mass％の範囲に限定した。
【００３２】
Mn：0.005 〜3.0 mass％
Mnは、熱間加工性を改善するために有用な元素であるが、含有量が 0.005mass％未満ではその添加効果に乏しく、一方 3.0mass％を超えると磁束密度の低下を招くことから、Mn量は 0.005〜3.0 mass％の範囲とする。
【００３３】
Al：100 ppm 未満、Ｎ、ＳおよびSeはそれぞれ 50ppm以下
また、不純物元素であるAlは 100 ppm未満、Ｎ, ＳおよびSeについても 50ppm以下、好ましくは 30ppm以下に低減することが、良好に二次再結晶させる上で有利である。
【００３４】
以上、必須成分および抑制成分について説明したが、この発明では、その他にも以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ni：0.005 〜1.50％mass％、Sn：0.01〜0.50mass％、Sb：0.005 〜0.50mass％、Cu：0.01〜1.50mass％、Ｐ：0.005 〜0.50mass％、Cr：0.01〜1.50mass％のうちから選んだ少なくとも１種
Niは、熱延板組織を改善して磁気特性を向上させる有用元素である。しかしながら、含有量が0.005 mass％未満では磁気特性の向上量が小さく、一方1.50mass％を超えると二次再結晶が不安定になり磁気特性が劣化するので、Ni量は 0.005〜1.50mass％とした。
【００３５】
また、Sn，Sb，Cu, Ｐ, Crはそれぞれ、鉄損の向上に有用な元素であるが、いずれも上記範囲の下限値に満たないと鉄損の向上効果が小さく、一方上限量を超えると二次再結晶粒の発達が阻害されるので、それぞれSn：0.01〜0.50mass％、Sb：0.005 〜0.50mass％、Cu：0.01〜1.50mass％、Ｐ：0.005 〜0.50mass％、Cr：0.01〜1.5 mass％の範囲で含有させる。
【００３６】
次に、この発明の製造工程について説明する。
上記の好適成分組成に調整した溶鋼を、転炉、電気炉などを用いる公知の方法で精錬し、必要があれば真空処理などを施したのち、通常の造塊法や連続鋳造法を用いてスラブを製造する。また、直接鋳造法を用いて 100mm以下の厚さの薄鋳片を直接製造してもよい。
【００３７】
スラブは、通常の方法で加熱して熱間圧延するが、鋳造後、加熱せずに直ちに熱間圧延に供してもよい。また、薄鋳片の場合には、熱間圧延を行っても良いし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めてもよい。
熱間圧延前のスラブ加熱温度は、1250℃以下に抑えることが、熱間圧延時に生成するスケール量を低減する上で特に望ましい。また、結晶組織の微細化および不可避的に混入するインヒビター形成成分の弊害を無害化して、均一な整粒一次再結晶組織を実現する意味でも、スラブ加熱温度を低温化することが望ましい。
【００３８】
次いで、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。特に、冷間圧延を１回しか行わない場合には、この熱延板焼鈍はゴス組織の発達の点で有効である。すなわち、ゴス組織を製品板において高度に発達させるためには、熱延板焼鈍温度は 800〜1100℃の範囲が好適である。というのは、熱延板焼鈍温度が 800℃未満では熱間圧延でのバンド組織が残留し、整粒の一次再結晶組織を実現することが困難になり、二次再結晶の発達が阻害され、一方熱延板焼鈍温度が1100℃を超えると、不可避的に混入するインヒビター形成成分が固溶し冷却時に不均一に再析出するために、整粒一次再結晶組繊を実現することが困難となり、やはり二次再結晶の発達が阻害されるからである。さらに、熱延板焼鈍温度が1100℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化しすぎることも、整粒の一次再結晶組織を実現する上で極めて不利である。
【００３９】
上記熱延板焼鈍後は、必要に応じて中間焼鈍を挟む１回以上の冷間圧延を施して再結晶焼鈍を行う。ここで、冷間圧延の温度を 100℃〜 250℃に上昇させて行うこと、および冷間圧延途中で 100〜250 ℃の範囲での時効処理を１回または複数回行うことが、ゴス組織を発達させる点で有効である。
【００４０】
また、最終冷間圧延後の再結晶焼鈍は、脱炭を必要とする場合は湿潤雰囲気中において、700 〜1000℃の温度範囲で行うことが好適である。また、再結晶焼鈍後に浸珪法によって、Si量を増加させる技術を併用してもよい。その後、鉄損を重視して、フォルステライト被膜を形成させる場合には、MgＯを主成分とする焼鈍分離剤を適用して最終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。一方、打抜き加工性を重視して、フォルステライト被膜を必要としない場合には、焼鈍分離剤を適用しないか、適用する場合でもフォルステライトを形成するMgＯは使用せずシリカ、アルミナ等を用いる。
【００４１】
さらに、焼鈍分離剤を塗布するに際し、水分を持ち込まず酸化物生成を抑制する目的で、静電塗布を行うことなどの手法を用いることが有効である。また、耐熱無機材料シート（シリカ、アルミナ、マイカ）を用いてもよい。
【００４２】
次に、最終仕上焼鈍は、二次再結晶開始温度より20〜80℃高い温度域で保持することが肝要である。
すなわち、保持温度が二次再結晶開始温度よりも20℃以上高くないと、二次再結晶粒の発達が充分でないために磁気特性が劣化する。一方、保持温度が二次再結晶開始温度に対して80℃を超える高温側となると、粒界構造が変化し粒界構造差が低下するために、やはり二次再結晶粒の発達が充分でなくなり磁気特性が劣化する。なお、この保持温度までの加熱速度は、昇温中に二次再結晶が開始しない程度の１℃／ｈ以上とすることが好ましい。
【００４３】
ここで、二次再結晶開始温度は、再結晶焼鈍後の鋼板から試料を切りだし、温度勾配を有する炉で50時間の焼鈍後、そのマクロ組織を観察することにより、求めることができる。なお、工業的生産においては、各微量成分量、一次再結晶粒径の測定値から二次再結晶開始温度を推定する、予測式を作成してから、操業時の保持温度を定める方法が便利である。
【００４４】
また、保持温度は一定である必要はないが、二次再結晶開始温度より20〜80℃高い温度域で30時間以上保持することが、二次再結晶粒を発達させて良好な磁気特性を得るために必要である。
すなわち、この温度域での保持時間が30時間未満であると、保持中に二次再結晶が完了しないで磁気特性が劣化するため、保持時間は30時間以上必要である。なお、保持時間の上限は特に規定しないが、100 時間以上の保持を行っても二次再結晶の発現状態に大きな影響を与えないから、100 時間をこえる必要はない。
【００４５】
ここで、打抜き性を重視してフォルステライト被膜を形成させない場合には、保持後の純化焼鈍を行わずに最終仕上焼純を終了することも可能である。一方、鉄損を重視する場合、あるいはトランスの騒音を低下させるためにフォルステライト被膜を形成させる場合には、保持後1200℃程度まで昇温させることが有利である。この昇温時の雰囲気は水素を用いることが、微量不純物を低減して鉄損を改善するために有利である。
【００４６】
最終仕上焼鈍後は平坦化焼鈍により形状矯正する。 なお、鉄損を改善するために、鋼板表面に張力を付与する絶縁コーティングを施すことも有効である。
【００４７】
【実施例】
実施例１
Ｃ：0.033 mass％、Si：3.3 mass％、Mn：0.08mass％、Sb：0.02mass％、Cu：0.10mass％およびCr：0.08mass％を含有し、Alを60ppm 、Ｎを32ppm 、Ｓを15ppm およびSeを20ppm に低減し、その他の不可避混入成分についてもすべて50ppm以下に低減した鋼スラブを、1170℃で加熱し熱間圧延にて2.2mm 厚に仕上げた。その後、常温での冷間圧延にて、0.35mmの最終板厚に仕上げた。
【００４８】
次いで、水素25 vol％および窒素75 vol％、露点30℃で850 ℃均熱100 秒の脱炭をかねる再結晶焼鈍を行った。 この再結晶焼鈍後の鋼板から試料を切りだし、温度勾配を有する炉で800 〜950 ℃で50時間の焼鈍後、マクロ組織を観察することにより二次再結晶開始温度（ＴSR）を調査した結果、845 ℃であった。
【００４９】
その後、MgＯにTiO2を５重量部含有させた焼鈍分離剤を塗布した後、窒素50 vol％および水素50 vol％の混合雰囲気中で800 ℃までを50℃／h の昇温速度で、表１に示す温度および時間に保持した後、20℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する、最終仕上焼鈍を行った。さらに、平坦化焼鈍を施してから、燐酸マグネシウムにコロイダルシリカを混合したコーティング液を塗布し、焼付けを露点−30℃の水素雰囲気中にて850 ℃×10秒間にて行って製品とした。かくして得られた製品板について、その圧延方向の磁束密度B8と鉄損W17/50を測定した。
【００５０】
その測定結果を表１に示すように、二次再結晶開始温度よりも20〜80℃高い温度での保持時間を30時間以上確保することにより、良好な磁気特性のフォオルステライト被膜を有する方向性電磁鋼製品板が得られた。
【００５１】
【表１】
実施例２
Ｃ：0003mass％、Si：3.0 mass％、Mn：0.08mass％およびSb：0.05mass％を含有し、Alを30ppm 、Ｎを12ppm 、Ｓを15ppm およびSeを２ppm に低減し、その他の不可避混入成分についてもすべて50ppm 以下に低減した鋼スラブを、1120℃で加熱し熱間圧延にて3.4mm 厚に仕上げた。次に、熱延板焼鈍を900 ℃で30秒均熱する条件にて行い、その後常温での冷間圧延にて0.50mmの最終板厚に仕上げた。さらに、水素25 vol％、窒素75 vol％、雰囲気露点−50℃で950 ℃、均熱20秒の再結晶焼鈍を行った。 この再結晶焼鈍後の鋼板から試料を切りだし、温度勾配を有する炉で800 〜950 ℃で50時間の焼鈍後、マクロ組織を観察することにより二次再結晶開始温度（ＴSR）を調査したところ、二次再結晶開始温度は875 ℃であった。
【００５３】
次いで、焼鈍分離剤を適用せずに窒素雰囲気中にて、表２に示す温度まで50℃／ｈの昇温速度で加熱した後、表２に示す時間で保持する、最終仕上焼鈍を行った。その後、900 ℃、10秒間の平坦化焼鈍を施し、燐酸塩を主成分とする無機系コーティング液を塗布して300 ℃で焼き付けて製品とした。かくして得られた製品板について、その圧延方向の磁束密度B8と鉄損W17/50を測定した。
【００５４】
その結果を表２に示すように、二次再結晶開始温度よりも20〜80℃高い温度での保持時間を30時間以上確保することにより、良好な磁気特性のフォルステライト被膜を有さない方向性電磁鋼製品板が得られた。
【００５５】
【表２】
実施例３
表３に示す成分組成を有する鋼スラブを、1170℃で加熱し熱間圧延にて2.2mm厚に仕上げた。なお、表３に示されていない成分については、全て50ppm 以下に低減した。その後、熱延板焼鈍を1000℃で30秒均熱する条件で施したのち、150℃の温度での冷間圧延にて0.30mmの最終板厚に仕上げた。 次いで、水素25 vol％および窒素75 vol％、前段を雰囲気露点50℃で850 ℃および均熱100 秒、後段を雰囲気露点20℃で870 ℃および20秒、にて行う脱炭をかねる再結晶焼鈍を行った。この再結晶焼鈍後の鋼板から試料を切りだし、温度勾配を有する炉で800 〜950 ℃で50時間の焼鈍後、マクロ組織を観察することにより二次再結晶開始温度（ＴSR）を調査した。
【００５７】
次に、MgＯにSrSO4 を３重量部含有させた焼鈍分散剤を塗布した後、窒素50 vol％および水素50 vol％の混合雰囲気中で800 ℃までを50℃／ｈの昇温速度で900 ℃まで昇温して40時間保持した後、水素雰囲気へと切り替えて20℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する、最終仕上焼鈍を行った。その後、平坦化焼鈍を施してから、燐酸マグネシウムにコロイダルシリカを混合したコーティング液を塗布し、焼付を露点−30℃の水素雰囲気中にて870 ℃で10秒間行って、製品とした。
かくして得られた製品板について、その圧延方向の磁束密度Ｂ8 と鉄損Ｗ17/50 を測定した。
【００５８】
その結果を表３に併記するように、この発明で規定した成分組成を有する素材を用いて、二次再結晶開始温度よりも20〜80℃高い温度での保持時間を30時間以上確保することにより、良好な磁気特性のフォルステライト被膜を有する方向性電磁鋼製品板が得られた。
【００５９】
【表３】
【発明の効果】
この発明によれば、インヒビター形成成分を極力低減した成分系の素材を用いて、最終仕上焼鈍時に二次再結晶開始温度よりも20〜80℃高い温度での保持時間を30時間以上確保することにより、良好な磁気特性の方向性電磁鋼製品板をより安定して製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 方向性電磁鋼板の一次再結晶組織における、様々な結晶方位を持つ各々の結晶粒周囲の粒界について、粒界方位差角が20〜45°である粒界の全体に対する割合を示す図である。
【図２】 仕上焼鈍後の製品板の磁束密度と最終仕上焼鈍時の保持温度（ＴFA）および二次再結晶温度（ＴFA）の差（ＴFA−ＴsR) との関係を示す図である。
Claims (2)
- Ｃ：0.08mass％以下、Si： 2.0〜 8.0mass％およびMn：0.005 〜3.0 mass％を含み、Alを100ppm未満に低減すると共に、Ｎ、ＳおよびSeをそれぞれ50ppm 以下に低減し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼スラブを、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回以上の冷間圧延を施し、次いで再結晶焼鈍を行い、その後必要に応じて焼鈍分離剤を塗布してから最終仕上焼鈍を施す、方向性電磁鋼板の製造方法において、該最終仕上焼鈍は、二次再結晶開始温度よりも20〜80℃高い温度域における、少なくとも30時間以上の保持を含むことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
- 請求項１において、鋼スラブが、さらにNi：0.005 〜1.50mass％、Sn：0.01〜0.50mass％、Sb：0.005 〜0.50mass％、Cu：0.01〜1.50mass％、Cr：0.01〜1.50mass％およびＰ：0.005 〜0.50mass％のうちから選んだ少なくとも１種を含有することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002004358A JP4258151B2 (ja) | 2002-01-11 | 2002-01-11 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002004358A JP4258151B2 (ja) | 2002-01-11 | 2002-01-11 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003201518A JP2003201518A (ja) | 2003-07-18 |
| JP4258151B2 true JP4258151B2 (ja) | 2009-04-30 |
Family
ID=27643702
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002004358A Expired - Fee Related JP4258151B2 (ja) | 2002-01-11 | 2002-01-11 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4258151B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4626155B2 (ja) * | 2004-02-25 | 2011-02-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低磁場磁気特性の経時安定性に優れた方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
| JP4747564B2 (ja) | 2004-11-30 | 2011-08-17 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板 |
| JP6171887B2 (ja) * | 2013-11-20 | 2017-08-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| CN116162771B (zh) * | 2023-04-25 | 2023-08-01 | 首钢智新迁安电磁材料有限公司 | 提高取向硅钢二次再结晶捕捉精度的方法、装置及设备 |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0625381B2 (ja) * | 1987-10-30 | 1994-04-06 | 住友金属工業株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPH07122092B2 (ja) * | 1988-07-11 | 1995-12-25 | 川崎製鉄株式会社 | 磁気特性に優れた一方向性けい素鋼板の製造方法 |
| JP3430426B2 (ja) * | 1994-02-08 | 2003-07-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 板幅方向に均一な磁気特性を有する方向性珪素鋼板の製造方法 |
| JPH0987747A (ja) * | 1995-09-21 | 1997-03-31 | Kawasaki Steel Corp | 磁気特性の優れた一方向性けい素鋼板の製造方法 |
| JPH09143560A (ja) * | 1995-11-14 | 1997-06-03 | Kawasaki Steel Corp | 高磁束密度方向性けい素鋼板の製造方法 |
| JP2000017334A (ja) * | 1998-07-06 | 2000-01-18 | Kawasaki Steel Corp | 低鉄損でかつ高磁束密度を有する方向性及び無方向性電磁鋼板の製造方法並びに連続焼鈍設備 |
| JP3707268B2 (ja) * | 1998-10-28 | 2005-10-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
2002
- 2002-01-11 JP JP2002004358A patent/JP4258151B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2003201518A (ja) | 2003-07-18 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4258349B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP7068312B2 (ja) | 方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JP4032162B2 (ja) | 方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| CN113166836B (zh) | 取向电工钢板及其制造方法 | |
| JPWO2003087420A1 (ja) | 皮膜密着性の極めて優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JP4258157B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP4239458B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP4211260B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP4206665B2 (ja) | 磁気特性および被膜特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP4029523B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3846064B2 (ja) | 方向性電磁鋼板 | |
| JP6947147B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP4258151B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3948284B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP4258185B2 (ja) | 方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JP4196565B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP4239457B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP4239456B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP4259269B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3928275B2 (ja) | 電磁鋼板 | |
| JP4259025B2 (ja) | ベンド特性に優れる方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JP4258156B2 (ja) | 方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JP4501655B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH0784615B2 (ja) | 磁束密度に優れる方向性けい素鋼板の製造方法 | |
| JP4211447B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20041201 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20061023 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20080819 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20081014 |
|
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20081014 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20090113 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20090126 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120220 Year of fee payment: 3 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4258151 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120220 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130220 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130220 Year of fee payment: 4 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |