JP4279993B2 - 一方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、方向性珪素鋼板の製造方法、特に、低鉄損高磁束密度の一方向性珪素鋼板を安価に製造する製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一方向性珪素鋼板は、主として変圧器その他の電気機器の鉄心材料として使用されており、磁束密度および鉄損値等の磁気特性に優れることが要求される。この一方向性珪素鋼板を製造するために、一般に採用されている方法は、厚さ１００〜３００mmのスラブを再加熱してから、熱間圧延し、得られた熱延板を１回または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、さらに、脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してからフォルステライトを主成分とするグラス皮膜の形成、二次再結晶および純化を目的とした仕上げ焼鈍を行うのが一般的である。
【０００３】
すなわち、まず、スラブを高温加熱してインヒビター成分を完全に固溶させた後、熱間圧延、さらには、１回または２回以上の冷間圧延および１回または２回以上の焼鈍によって得られる一次再結晶粒組織を制御し、しかる後、仕上げ焼鈍でその一次再結晶粒｛１１０｝<００１>方位の結晶粒に二次再結晶させることにより、必要な磁気特性を確保するようにしたものである。
【０００４】
このような二次再結晶を効果的に促進させるためには、まず、一次再結晶粒の正常粒成長を抑制するためのインヒビターと呼ばれる分散相を、鋼中に均一かつ適正なサイズで分散するようにその析出状態を制御し、かつ、一次再結晶粒組織を板厚全体にわたって適当な大きさの結晶粒でしかも均一な分布とすることが重要である。
【０００５】
かかるインヒビターの代表的なものとして、ＭｎＳ、ＭｎＳｅ、ＡｌＮおよびＶＮのような硫化物、セレン化物や窒化物等で、鋼中への溶解度が極めて小さい物質が用いられている。また、Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｃｅ、ＣｕおよびＭｏ等の粒界偏析型元素もインヒビターとして利用されている。
一方向性珪素鋼板の製造でＡｌＮを主なインヒビターとして用いる方法は、大きく２つに別けられる。一つは、例えば、特公昭４０−１５６４４号公報に記載のように、インヒビターをスラブ加熱段階で完全に固溶させる方法である。この方法では、スラブ加熱炉内での温度不均一が不可避的に生じるので、少なくとも、スラブ最低温度位置でのスラブ厚み方向の半分以上でインヒビターを固溶させることが必須である。このため、実操業では超高温スラブ加熱を行うか、スラブ均一加熱のための特別な装置が必要になる。それ故、従来から言われているノロの発生や、熱延鋼板の端部割れ等の弊害が生じ、また、大きな設備投資が必要となる。
【０００６】
他の一つは、例えば、特開昭５９−５６５２２号公報に記載のように、スラブ加熱段階では固溶させず積極的に析出させ、脱炭焼鈍後二次再結晶開始間に窒化処理により二次インヒビター（二次再結晶現象に作用するインヒビター）を確保する方法である。この場合、スラブ加熱温度を低くすることができるので、上記の高温過熱に伴う困難はないが、一次インヒビター（脱炭焼鈍後の一次再結晶粒径を決めるインヒビター）強度が弱いため、良好なＧＯＳＳ方位集合組織を得るためには、脱炭焼鈍での温度を変更し一次再結晶粒系を調節する必要が生じ、また、グラス皮膜形成が行われる仕上げ焼鈍時における窒素含有量が、上記固溶法の場合より多くなることから、グラス皮膜の品質が安定しないことがある。
【０００７】
以上のように、Ａｌを含有する一方向性珪素鋼板は、その磁気特性は優れているものの実工業生産において多大な困難が存在する。
いずれにしても、良好な二次再結晶組織を得るためには、インヒビターの成分元素、熱間圧延におけるインヒビターの析出から、それ以降の二次再結晶焼鈍に至までのインヒビターの制御が重要な要件であり、より優れた磁気特性を確保するためには、かかるインヒビター制御の重要性はますます大きくなってきたといえる。
【０００８】
ところで、固溶法ではインヒビター制御の観点から、熱間圧延工程における仕上げ圧延から巻き取りまでの温度履歴に着目した従来技術として、例えば、特公昭３８−１４００９号公報、特開昭５６−３３４３１号公報、特開昭５９−５０１１８号公報、特開昭６４−７３０２３号公報、特開平２−２６３９２４号公報、特開平４−３２３号公報、特開平２−２７４８１１号公報、特開平５−２９５４４２号公報記載のものが知られている。
【０００９】
特開昭５６−３３４３１号公報には、巻取温度を７００〜１０００℃の温度範囲にコントールする方法、７００〜１０００℃の高温巻取後該コイルを１０分〜５時間保熱する方法、および、７００〜１０００℃の高温巻取後該コイルを急冷する方法が開示されている。この技術は、インヒビターとしてのＡｌＮの析出分散状態を改善する方法であるが、巻き取り後のコイル形状での自己焼鈍により不均一な脱炭が進み、その後の冷延集合組織の形成も不安定となり製品特性のばらつきが大きくなる。とくにコイル形状での水冷等は、冷却速度の不均一を招くことで製品特性のばらつきの要因となる。
【００１０】
特開昭５９−５０１１８号公報には熱延鋼帯を仕上最終スタンドを離れてから下記の（１）、（２）式より算出される温度の範囲まで７〜４０℃／秒の冷却速度で冷却し、その後、巻取り放冷する方法、および、熱延鋼帯を仕上最終スタンドを離れてから下記の（３）式より算出される温度以下に７〜３０℃／秒で冷却した後、巻取り、さらに、該巻取り鋼帯を水冷する方法が開示されている。
【００１１】
（３５×ｌｏｇＶ＋５１５）℃ ・・・・・・（１）
（４４５×ｌｏｇＶ−５７０）℃・・・・・・（２）
（２０×ｌｏｇＶ＋５５５）℃ ・・・・・・（３）
〔ただし、Ｖ：仕上げ最終スタンドを離れてから巻取るまでの熱延鋼帯の冷却速度（℃／秒）〕
ただし、この技術が対象とするのはインヒビターとしてＡｌＮを用いない場合である。
【００１２】
また、特開平２−２６３９２４号公報では、質量％でＣ：０．０２〜０．１００％、Ｓｉ：２．５〜４．５％ならびに通常のインヒビター成分を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる珪素鋼スラブを熱延し、熱延板焼鈍することなく、引き続き圧下率８０％以上の冷延、脱炭焼鈍、最終仕上げ焼鈍を施して一方向性珪素鋼板を製造する方法において、熱延終了温度を７５０〜１１５０℃とし、熱延終了後少なくとも１秒以上、７００℃以上の温度を保持し、巻取り温度７００℃未満とする技術が開示されている。
【００１３】
この技術は、コストダウンの観点から、仕上げ圧延後に高温保持することにより再結晶を促進させ、組織を改善し、熱延板焼鈍を省略しようというものである。この技術により熱延後の再結晶を促進することで、組織的には改善され、熱延板焼鈍を省略することはできるが、従来に増して良好なインヒビター析出状態を得るには至っていない。しかも、この技術は、熱延板焼鈍を省略していることから、インヒビターの析出制御を犠牲にしなければならないという問題点がある。
【００１４】
また、特開平２−２７４８１１号公報では、質量％でＣ：０．０２１〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１３０％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０１４％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．８％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなるスラブを１２８０℃未満の温度で加熱してから、熱延を行い、引き続き、必要に応じて熱延板焼鈍を行い、次いで圧下率８０％以上の最終冷延を含み、必要に応じて、中間焼鈍をはさむ一回以上の冷延を行い、その後、脱炭焼鈍と最終仕上げ焼鈍を施して一方向性珪素鋼板を製造する方法において、熱延終了温度を７５０〜１１５０℃とし、熱延終了後少なくとも１秒以上、７００℃以上の温度に保持し、巻き取り温度を７００℃未満とする技術が開示されている。
【００１５】
この技術は、低温スラブ加熱を施す製造プロセスにおいて仕上げ圧延後に高温保持することにより再結晶を促進させ、磁気特性を向上、安定化しようとするものである。しかしながら、低温スラブ加熱ではＡｌＮは十分に固溶せず、ＡｌＮの析出挙動が鋼板位置により変動するため、磁気特性に優れた製品を安定して製造することはできない。すなわち、低温スラブ加熱を行う工程では、スラブ加熱・熱間圧延におけるインヒビターの制御が効を奏しないため、磁気特性に優れた製品を安定して製造することができないという問題がある。
【００１６】
また、特開平８−１００２１６号公報は、ＡｌＮを主なインヒビターとする場合の熱延のでの冷却条件が規定されており、Ｃｕの含有も記述されているがその効用について記載はなくＣｕは必須ではない。
【００１７】
【発明が解決しようとする課題】
上記の従来技術に共通していることは、ＡｌＮを主なインヒビターとする一方向性珪素鋼板の製造においては、良好なインヒビターの機能を確保するために、超高温スラブ加熱（１３５０℃を超える温度）、または、窒化処理によるグラス皮膜欠陥等の本質的課題が存在していることである。
【００１８】
そこで、本発明者らは、インヒビターを各種鋭意検討して、スラブ加熱温度が超高温度でなくても、また、脱炭焼鈍温度を変更させることなく一方向性電磁鋼板を安定的に製造できる方法を見いだすことを試みた。ＡｌＮを主なインヒビターとして用いる一方向性珪素鋼板の製造において補助インヒビターとしてＭｎＳ、Ｃｕ2Ｓ 、ＭｎＳｅを用いる方法は、固溶法では、例えば、特開昭５８−２１７６３０号公報に、また、析出法でも、例えば、特開平７−２０４７８１号公報に開示されている。本発明者らはこれらに代えて、補助インヒビターとして銅のセレン化合物が有効であることを見いだし、本発明を完成した。
【００１９】
【課題を解決するための手段】
（１） Ｃ：０．０１〜０．１０質量％、Ｓｉ：２．５〜４．５質量％、Ａｌ：０．０１５〜０．０３５質量％、Ｎ：０．００３〜０．００８質量％、Ｃｕ：０．０２〜０．１５質量％、Ｓｅ：０．００７〜０．０２５質量％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを、１２００℃以上１３５０℃以下のＡｌＮが固溶する温度に加熱してから、熱間圧延し、該熱間圧延の仕上げ圧延終了温度を９００〜１１００℃の範囲とし、かつ、仕上げ圧延終了後巻き取りまでの冷却を下記式；
Ｔ（ｔ）＜ＦＤＴ−（ＦＤＴ−７００）×ｔ／６
２≦ｔ≦６
〔ただし、Ｔ（ｔ）：鋼板温度（℃）、ＦＤＴ：仕上げ圧延終了温度（℃）、
ｔ：熱間圧延の仕上げ圧延終了からの経過時間（秒）〕
を満足するように処理し、７００℃以下で巻き取り、次いで、熱延板焼鈍を施した後、１回または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を行い、その後、脱炭焼鈍を行い、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、次いで、箱型焼鈍炉で二次再結晶、グラス皮膜形成と純化を起こさしめ、次いで、形状矯正の熱処理を行うことを特徴とする一方向性珪素鋼板の製造方法。
【００２０】
（２） 前記珪素鋼スラブ中のＳｅとＳとが、
１／１８（０．２１５−５［Ｓｅ］）≦［Ｓ］≦１／１８（０．４３０−１０［Ｓｅ］）（ただし、［Ｓｅ］、［Ｓ］は質量％）
を満たすことを特徴とする（１）の一方向性珪素鋼板の製造方法。
【００２２】
（３） 前記珪素鋼スラブの成分として、さらに、Ｍｎを０．０２〜０．１０質量％含有することを特徴とする（１）または（２）の一方向性珪素鋼板の製造方法。
（４） 前記脱炭焼鈍完了後の一次再結晶粒の平均粒径を７μｍ以上１８μｍ未満とすることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかの一方向性珪素鋼板の製造方法。
【００２３】
（５） 前記珪素鋼スラブの成分として、さらに、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐの少なくとも１種を０．０２〜０．３０質量％含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかの一方向性珪素鋼板の製造方法。
（６） 前記珪素鋼スラブの成分として、さらに、Ｃｒを０．０２〜０．３０質量％含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれかの一方向性珪素鋼板の製造方法。
【００２４】
（７） 前記珪素鋼スラブの成分として、さらに、Ｎｉを０．０３〜０．３０質量％含有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれかの一方向性珪素鋼板の製造方法。
（８） 前記珪素鋼スラブの成分として、さらに、Ｍｏ、Ｃｄの少なくとも１種を０．００５〜０．３０質量％含有することを特徴とする（１）〜（７）のいずれかの一方向性珪素鋼板の製造方法。
【００２５】
（９） 前記冷間圧延における最終冷間圧延の直前の鋼板焼鈍において、その焼鈍温度を９５０〜１１５０℃、焼鈍時間を３０秒以上６００秒以下とすることを特徴とする（１）〜（８）のいずれかの一方向性電磁鋼板の製造方法。
（１０） 前記冷間圧延における最終冷間圧延の圧延率を８０〜９２％とすることを特徴とする（１）〜（９）のいずれかの一方向性珪素鋼板の製造方法。
【００２６】
（１１） 前記冷間圧延における最終冷間圧延の少なくとも１パスにおいて、鋼板を１００〜３００℃の温度範囲に１分以上保つことを特徴とする（１）〜（１０）のいずれかの一方向性珪素鋼板の製造方法。
【００２７】
【発明の実施の形態】
本発明の最大の特徴は、次の２点である。
まず第１に、インヒビターとして用いるＡｌＮのみでなく、ＣｕとＳｅを含有することにより、銅のセレン化合物Ｃｕ−Ｓｅのインヒビター効果を見いだしたことである。
【００２８】
次に、従来熱延での加熱炉の温度不均一で生じる磁気特性不良（主に所謂スキットマーク）は、主にＡｌＮの固溶程度の差で生じることを見いだした。また、Ｍｎ系とＣｕ系の析出物は、相手元素Ｓ、Ｓｅの含有量が少ない場合は微細に少量析出し、その結果、磁気特性不良が生じるが、本発明の範囲では、二次再結晶に影響しないことを見いだした。
【００２９】
また、このインヒビター複合と脱炭焼鈍後二次再結晶開始までの間の窒化により、さらに、磁気特性が良好となることを見いだした。
以下、本発明について詳細に述べる。本発明者らは、上掲の目的の実現に向けて詳細に検討した結果、Ａｌ含有の一方向性珪素鋼板において、Ｃｕ−Ｓｅが、一方向性珪素鋼板製造におけるＧＯＳＳ方位粒を確保するための非常に大きな補助インヒビター効果を有することを見いだした。もちろん、Ｃｕ−Ｓｅのインヒビション効果（粒成長抑制効果）については、CAMP-ISIJ Vol.3(1990)-1837に記載されているが、この文献の材料はＡｌを含有しておらず、さらに、一方向性珪素鋼板の磁気特性については何ら言及していない。
【００３０】
本発明者らは、検討の結果、ＡｌＮはスラブ加熱時に固溶させ熱延板では固溶させ、続く最終冷間圧延前の連続焼鈍で微細析出させると、Ｃｕ系、Ｍｎ系化合物の析出がある程度不均一でも、また、脱炭焼鈍・一次再結晶温度を８１０℃〜９００℃まで変化させても、一次再結晶焼鈍後の粒径は大きく変動しないことを見いだした。逆に、熱延での再加熱時にＡｌＮを完全固溶させず、また、熱延での固溶が不十分であると、脱炭焼鈍・一次再結晶温度の粒径は変動する。
【００３１】
言い換えれば、一度固溶し、その後微細析出したＡｌＮは従来技術での一次・二次インヒビター機能の両方を持たせるための量がなくても、非常に強い一次インヒビター効果があることを見いだした。
しかし、この微細ＡｌＮのみでは一方向性電磁鋼板での二次再結晶ＧＯＳＳ方位を安定的に得ることはできない。
【００３２】
そこで、本発明者は、一方向性珪素鋼板で安定的にＧＯＳＳ方位二次再結晶を得るために、この微細ＡｌＮを主なインヒビターとし、補助インヒビターとしてＣｕのセレン化物を用いると、良好なＧＯＳＳ二次再結晶が得られることを見いだした。
Ｃｕ−Ｓｅは固溶後の析出速度は非常に早く、特にＭｎが少ない場合は優先的に析出する。また、このＣｕ−Ｓｅが、ＡｌＮの補助二次インヒビターとして効果的であることを見いだした。この理由としては、析出サイズがＭｎＳより大きく均一で熱的に安定なためであると推定している。
【００３３】
スラブ加熱温度を１２００〜１３５０℃に規定するのは、１２００℃未満ではＡｌＮの固溶に不均一が生じるからである。１３５０℃を超えると熱延の加熱炉の操業が超高温度となり、従来から言われている数々の困難が伴う。この温度範囲では、Ｃｕが存在するとＭｎの化合物の固溶温度が下がると推定され、結果として、Ｍｎ化合物単体の場合よりインヒビターの析出が均一にもなる。なお、好ましい加熱温度範囲は１２５０〜１３１５℃である。
【００３４】
この均一に析出したＣｕ−Ｓｅは、二次再結晶焼鈍時に二次インヒビターとしてＡｌＮを補強し、ＧＯＳＳ（｛１１０｝＜００１＞）方位粒の優先成長を助長して良好な磁気特性が得られる。
仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）を９００〜１１００℃としたのは、９００℃未満では仕上げ圧延スタンド内で望ましくないインヒビター析出が起こり、１１００℃を超えて高温になると、通板と冷却の両立が極めて困難となるためである。なお、好ましい仕上げ圧延終了温度範囲は９５０〜１０００℃である。
【００３５】
巻き取り温度を７００℃以下としたのは、７００℃を超えた高温では、巻き取り後の自己焼鈍によりＡｌＮが析出し、磁気特性不良となる。なお、好ましい巻き取り温度範囲は５００〜６００℃である。
すなわち、熱延の仕上げ圧延終了から巻き取りまでの温度履歴を規定するのは、規定範囲ではＡｌＮを析出させず固溶を十分行わしめるためである。規定範囲より遅くすると熱延中に析出して磁気特性が不良となる。
【００３６】
仕上げ熱延終了後の温度履歴によってかかる効果の得られる理由については明らかである。添加されたインヒビター成分のＡｌＮの熱延でのほぼ完全な固溶とＣｕ−Ｓｅの析出をより均一とするためである。したがって、仕上げ熱延終了直後の高温滞留時間を短くすることが、良好なインヒビターの析出形態を得るために基本的に重要である。
【００３７】
本発明においては、上述した条件以外の、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、中間焼鈍、冷間圧延、脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布および仕上げ焼鈍などの各工程における製造条件は、それぞれ、公知の方法に従って行えばよい。
本発明の素材である含珪素鋼としては、溶鋼段階からは主にＡｌＮとＣｕ−Ｓｅをインヒビターとして複合添加したものが適合する。その成分組成を挙げると次のとおりである。
【００３８】
Ｃ：０．０１〜０．１０質量％
Ｃは、熱間圧延、冷間圧延中の組成の均一微細化のみならず、ゴス方位の発達に有用な元素であり、少なくとも０．０１質量％は含有させる必要がある。しかし、０．１０質量％を超えて含有すると脱炭が困難となり、かえってゴス方位に乱れが生じるので上限は０．１０質量％とする。なお、好ましいＣ含有量は０．０３〜０．０８質量％である。
【００３９】
Ｓｉ：２．５〜４．５質量％
Ｓｉは、鋼板の比抵抗を高め、鉄損の低減に寄与する。Ｓｉ含有量が、２．５質量％未満では鉄損低減効果が十分ではなく、また、純化と２次再結晶のため行われる高温での仕上げ焼鈍において、α−γ変態による結晶方位のランダム化が生じ、十分な磁気特性が得られない。一方、４．５質量％を超えると冷間圧延性が損なわれ、製造が困難となる。したがって、Ｓｉ含有量は、２．５〜４．５質量％とする。なお、好ましくは３．０〜３．７質量％の範囲とする。
【００４０】
Ｍｎ：０．０２〜０．１０質量％
Ｍｎは、不可避的に溶鋼に存在するが、本発明ではＣｕを主なインヒビターとして用いるため、インヒビター元素としては必須ではない。しかし、Ｍｎは熱間脆性による熱間圧延時の割れを防止するのに有効な元素であり、その効果は０．０２質量％未満では得られない。一方、０．１０質量％を超えて添加すると、スラブ加熱時に固溶せず磁気特性の変動の要因となり、該特性を劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は、０．０２〜０．１０質量％とする。なお、好ましくは０．０３〜０．０７質量％の範囲とする。
【００４１】
Ａｌ：０．０１５〜０．０３５質量％
Ａｌは、ＡｌＮを形成してインヒビターとして作用する元素である。Ａｌ含有量が、０．０１５質量％未満では抑制力の確保が十分ではなく、一方、０．０３５質量％を超えるとその効果が損なわれるので、Ａｌ含有量は０．０１５〜０．０３５質量％とする。なお、好ましい範囲は０．０２４〜０．０３０質量％である。
【００４２】
Ｎ：０．００３〜０．００８質量％
Ｎは、ＡｌＮを形成してインヒビターとして作用する元素である。本発明ではＡｌＮはスラブ加熱時には完全に固溶させる必要が有るので、Ａｌとのバランスで制限を受ける。Ｎ含有量が、０．００３質量％未満では抑制力の確保が十分ではなく、二次再結晶不良で磁気特性が劣化する。一方、０．０１質量％を超えるとブリスターなる欠陥（膨れ）が生じるが、Ａｌが上記範囲で固溶するので０．００８質量％となる。なお、好ましい範囲は０．００４〜０．００６質量％である。
【００４３】
Ｓｅ：単独で０．００７〜０．０２５質量％
Ｓｅは、Ｃｕ−Ｓｅを形成してインヒビターとして作用する有力な元素である。Ｓｅ含有量が、単独で０．００７質量％未満では微細に少量析出して、抑制力の確保が均一ではなくなり、一方、０．０２５質量％を超えると同様に磁気特性が不良となる。
【００４４】
Ｓ：下記式を満たす量
Ｓは、従来はＭｎＳを形成してインヒビターとして作用する有力な元素であり、本発明の場合はＳｅを補完する効果があるが、あまり多いとＭｎＳを形成し固溶しない。Ｓｅとのバランスで、
１／１８（０．２１５−５［Ｓｅ］）≦［Ｓ］≦１／１８（０．４３０−１０［Ｓｅ］）（ただし、［Ｓｅ］、［Ｓ］ともに質量％）
とする。もちろん、Ｓは不可避的に０．００３質量％程度溶鋼に含有されているので現実的には複合含有となる。
Ｃｕ：０．０２〜０．１５質量％
Ｃｕは、本発明では補助インヒビターとして非常に重要であり、０．０２質量％未満であれば、Ｃｕ−Ｓｅとしてのインヒビター効果はない。また、０．１５質量％を超えると鋼板表面に疵が生じ易くなる。このため、Ｃｕ含有量は、０．０２〜０．１５質量％とする。
【００４５】
なお、本発明においては、インヒビター成分として上記した元素の他に、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐ、Ｃｒも有利に作用するので、それぞれ前記成分に併せて含有させることもできる。これらの成分の好適添加範囲は、それぞれ、０．０２〜０．３０質量％である。さらに、Ｎｉは０．０３〜０．３０質量％、Ｍｏ、Ｃｄは０．００５〜０．３０質量％で効果がある。
【００４６】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す化学組成を有し、残部は実質的にＦｅよりなる厚み２００mm、幅１０００mmの珪素鋼連続鋳造スラブを通常のガス加熱炉にて１３００℃で、ＡｌＮを溶体化すべく加熱し、熱間粗圧延した後、圧延終了温度９５０℃の熱間仕上げ圧延を行い２．３mm厚とし、その後、図１に示す各温度履歴で制御冷却し、５５０℃で巻き取った。
【００４７】
この熱延板に、９８０℃×３分間の熱延板焼鈍、酸洗を施した後、１．５５mmの中間板厚までの冷間圧延、１１２０℃×４５秒の中間焼鈍を経た後、０．２３mmの最終板厚まで冷間圧延した。
次いで、得られた冷延板を、湿水素雰囲気中で８５０℃、２分の脱炭焼鈍を施し、次いで、ＭｇＯを主体成分とする焼鈍分離剤を塗布し、窒素２５％、水素７５％雰囲気中で９００〜１１００℃間の昇温速度１５℃／時間で二次再結晶させ、その後、水素雰囲気中で１２００℃×２０時間の最終仕上げ純化焼鈍を施し、その後、形状矯正と張力を有する絶縁皮膜を塗布して成品とした。かくして得られた成品について、磁気特性を測定した。その結果を、表２に示す。
【００４８】
表２に示すように、本発明の方法によれば、いずれも、高磁束密度かつ低鉄損の優れた磁気特性を示すことがわかる。これに対し、本発明の範囲を外れた比較例では、磁気特性も劣っていることがわかる。
【００４９】
【表１】
【００５０】
【表２】
【００５１】
（実施例２）
表３に示す化学組成を有し、残部は実質的にＦｅよりなる厚み２５０mm、幅１０００mmの珪素鋼連続鋳造スラブを通常のガス加熱炉にて１２９０℃でインヒビター成分を溶体化すべく加熱し、熱間粗圧延した後、圧延終了温度９５０℃の熱間仕上げ圧延を行い２．３mm厚とし、その後、図１に示すＡ、Ｂの温度履歴で制御冷却し、５６０℃で巻き取った。
【００５２】
この熱延板に、熱延板焼鈍（１１２０℃、９０秒）、酸洗を施した後、最終板厚（０．２９mm）まで１８０℃〜２５０℃の温間で圧延した。次いで、得られた冷延板を、湿水素雰囲気中で８５０℃、３分の脱炭焼鈍を施し、次いで、ＭｇＯを主体成分とする焼鈍分離剤を塗布し、窒素２５％、水素７５％雰囲気中で９００〜１１００℃間の昇温速度１０℃／時間１５℃／時間で二次再結晶をさせその後、水素雰囲気中で１２００℃、２０時間の最終仕上げ純化焼鈍を施し、その後、形状矯正と張力を有する絶縁皮膜を塗布して成品とした。かくして得られた成品について、磁気特性を測定した。その結果を、表４に示す。
【００５３】
表４に示すように、本発明の方法によれば、いずれも高磁束密度かつ低鉄損の優れた磁気特性を示すことがわかる。これに対し、本発明の範囲を外れた比較例では、磁気特性も劣っていることがわかる。
【００５４】
【表３】
【００５５】
【表４】
【００５６】
【発明の効果】
上述したように、本発明によれば、インヒビターとしてＡｌＮとＣｕ−Ｓｅを複合して用いる一方向性珪素鋼板の製造では、従来の方法が抱えていた超高温加熱の問題点が解消され、また、脱炭焼鈍の条件、特に焼鈍温度を変更する必要がなく、磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板の製造が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】熱間圧延の仕上げ圧延終了後の冷却履歴を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、方向性珪素鋼板の製造方法、特に、低鉄損高磁束密度の一方向性珪素鋼板を安価に製造する製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一方向性珪素鋼板は、主として変圧器その他の電気機器の鉄心材料として使用されており、磁束密度および鉄損値等の磁気特性に優れることが要求される。この一方向性珪素鋼板を製造するために、一般に採用されている方法は、厚さ１００〜３００mmのスラブを再加熱してから、熱間圧延し、得られた熱延板を１回または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、さらに、脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してからフォルステライトを主成分とするグラス皮膜の形成、二次再結晶および純化を目的とした仕上げ焼鈍を行うのが一般的である。
【０００３】
すなわち、まず、スラブを高温加熱してインヒビター成分を完全に固溶させた後、熱間圧延、さらには、１回または２回以上の冷間圧延および１回または２回以上の焼鈍によって得られる一次再結晶粒組織を制御し、しかる後、仕上げ焼鈍でその一次再結晶粒｛１１０｝<００１>方位の結晶粒に二次再結晶させることにより、必要な磁気特性を確保するようにしたものである。
【０００４】
このような二次再結晶を効果的に促進させるためには、まず、一次再結晶粒の正常粒成長を抑制するためのインヒビターと呼ばれる分散相を、鋼中に均一かつ適正なサイズで分散するようにその析出状態を制御し、かつ、一次再結晶粒組織を板厚全体にわたって適当な大きさの結晶粒でしかも均一な分布とすることが重要である。
【０００５】
かかるインヒビターの代表的なものとして、ＭｎＳ、ＭｎＳｅ、ＡｌＮおよびＶＮのような硫化物、セレン化物や窒化物等で、鋼中への溶解度が極めて小さい物質が用いられている。また、Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｃｅ、ＣｕおよびＭｏ等の粒界偏析型元素もインヒビターとして利用されている。
一方向性珪素鋼板の製造でＡｌＮを主なインヒビターとして用いる方法は、大きく２つに別けられる。一つは、例えば、特公昭４０−１５６４４号公報に記載のように、インヒビターをスラブ加熱段階で完全に固溶させる方法である。この方法では、スラブ加熱炉内での温度不均一が不可避的に生じるので、少なくとも、スラブ最低温度位置でのスラブ厚み方向の半分以上でインヒビターを固溶させることが必須である。このため、実操業では超高温スラブ加熱を行うか、スラブ均一加熱のための特別な装置が必要になる。それ故、従来から言われているノロの発生や、熱延鋼板の端部割れ等の弊害が生じ、また、大きな設備投資が必要となる。
【０００６】
他の一つは、例えば、特開昭５９−５６５２２号公報に記載のように、スラブ加熱段階では固溶させず積極的に析出させ、脱炭焼鈍後二次再結晶開始間に窒化処理により二次インヒビター（二次再結晶現象に作用するインヒビター）を確保する方法である。この場合、スラブ加熱温度を低くすることができるので、上記の高温過熱に伴う困難はないが、一次インヒビター（脱炭焼鈍後の一次再結晶粒径を決めるインヒビター）強度が弱いため、良好なＧＯＳＳ方位集合組織を得るためには、脱炭焼鈍での温度を変更し一次再結晶粒系を調節する必要が生じ、また、グラス皮膜形成が行われる仕上げ焼鈍時における窒素含有量が、上記固溶法の場合より多くなることから、グラス皮膜の品質が安定しないことがある。
【０００７】
以上のように、Ａｌを含有する一方向性珪素鋼板は、その磁気特性は優れているものの実工業生産において多大な困難が存在する。
いずれにしても、良好な二次再結晶組織を得るためには、インヒビターの成分元素、熱間圧延におけるインヒビターの析出から、それ以降の二次再結晶焼鈍に至までのインヒビターの制御が重要な要件であり、より優れた磁気特性を確保するためには、かかるインヒビター制御の重要性はますます大きくなってきたといえる。
【０００８】
ところで、固溶法ではインヒビター制御の観点から、熱間圧延工程における仕上げ圧延から巻き取りまでの温度履歴に着目した従来技術として、例えば、特公昭３８−１４００９号公報、特開昭５６−３３４３１号公報、特開昭５９−５０１１８号公報、特開昭６４−７３０２３号公報、特開平２−２６３９２４号公報、特開平４−３２３号公報、特開平２−２７４８１１号公報、特開平５−２９５４４２号公報記載のものが知られている。
【０００９】
特開昭５６−３３４３１号公報には、巻取温度を７００〜１０００℃の温度範囲にコントールする方法、７００〜１０００℃の高温巻取後該コイルを１０分〜５時間保熱する方法、および、７００〜１０００℃の高温巻取後該コイルを急冷する方法が開示されている。この技術は、インヒビターとしてのＡｌＮの析出分散状態を改善する方法であるが、巻き取り後のコイル形状での自己焼鈍により不均一な脱炭が進み、その後の冷延集合組織の形成も不安定となり製品特性のばらつきが大きくなる。とくにコイル形状での水冷等は、冷却速度の不均一を招くことで製品特性のばらつきの要因となる。
【００１０】
特開昭５９−５０１１８号公報には熱延鋼帯を仕上最終スタンドを離れてから下記の（１）、（２）式より算出される温度の範囲まで７〜４０℃／秒の冷却速度で冷却し、その後、巻取り放冷する方法、および、熱延鋼帯を仕上最終スタンドを離れてから下記の（３）式より算出される温度以下に７〜３０℃／秒で冷却した後、巻取り、さらに、該巻取り鋼帯を水冷する方法が開示されている。
【００１１】
（３５×ｌｏｇＶ＋５１５）℃ ・・・・・・（１）
（４４５×ｌｏｇＶ−５７０）℃・・・・・・（２）
（２０×ｌｏｇＶ＋５５５）℃ ・・・・・・（３）
〔ただし、Ｖ：仕上げ最終スタンドを離れてから巻取るまでの熱延鋼帯の冷却速度（℃／秒）〕
ただし、この技術が対象とするのはインヒビターとしてＡｌＮを用いない場合である。
【００１２】
また、特開平２−２６３９２４号公報では、質量％でＣ：０．０２〜０．１００％、Ｓｉ：２．５〜４．５％ならびに通常のインヒビター成分を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる珪素鋼スラブを熱延し、熱延板焼鈍することなく、引き続き圧下率８０％以上の冷延、脱炭焼鈍、最終仕上げ焼鈍を施して一方向性珪素鋼板を製造する方法において、熱延終了温度を７５０〜１１５０℃とし、熱延終了後少なくとも１秒以上、７００℃以上の温度を保持し、巻取り温度７００℃未満とする技術が開示されている。
【００１３】
この技術は、コストダウンの観点から、仕上げ圧延後に高温保持することにより再結晶を促進させ、組織を改善し、熱延板焼鈍を省略しようというものである。この技術により熱延後の再結晶を促進することで、組織的には改善され、熱延板焼鈍を省略することはできるが、従来に増して良好なインヒビター析出状態を得るには至っていない。しかも、この技術は、熱延板焼鈍を省略していることから、インヒビターの析出制御を犠牲にしなければならないという問題点がある。
【００１４】
また、特開平２−２７４８１１号公報では、質量％でＣ：０．０２１〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１３０％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０１４％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．８％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなるスラブを１２８０℃未満の温度で加熱してから、熱延を行い、引き続き、必要に応じて熱延板焼鈍を行い、次いで圧下率８０％以上の最終冷延を含み、必要に応じて、中間焼鈍をはさむ一回以上の冷延を行い、その後、脱炭焼鈍と最終仕上げ焼鈍を施して一方向性珪素鋼板を製造する方法において、熱延終了温度を７５０〜１１５０℃とし、熱延終了後少なくとも１秒以上、７００℃以上の温度に保持し、巻き取り温度を７００℃未満とする技術が開示されている。
【００１５】
この技術は、低温スラブ加熱を施す製造プロセスにおいて仕上げ圧延後に高温保持することにより再結晶を促進させ、磁気特性を向上、安定化しようとするものである。しかしながら、低温スラブ加熱ではＡｌＮは十分に固溶せず、ＡｌＮの析出挙動が鋼板位置により変動するため、磁気特性に優れた製品を安定して製造することはできない。すなわち、低温スラブ加熱を行う工程では、スラブ加熱・熱間圧延におけるインヒビターの制御が効を奏しないため、磁気特性に優れた製品を安定して製造することができないという問題がある。
【００１６】
また、特開平８−１００２１６号公報は、ＡｌＮを主なインヒビターとする場合の熱延のでの冷却条件が規定されており、Ｃｕの含有も記述されているがその効用について記載はなくＣｕは必須ではない。
【００１７】
【発明が解決しようとする課題】
上記の従来技術に共通していることは、ＡｌＮを主なインヒビターとする一方向性珪素鋼板の製造においては、良好なインヒビターの機能を確保するために、超高温スラブ加熱（１３５０℃を超える温度）、または、窒化処理によるグラス皮膜欠陥等の本質的課題が存在していることである。
【００１８】
そこで、本発明者らは、インヒビターを各種鋭意検討して、スラブ加熱温度が超高温度でなくても、また、脱炭焼鈍温度を変更させることなく一方向性電磁鋼板を安定的に製造できる方法を見いだすことを試みた。ＡｌＮを主なインヒビターとして用いる一方向性珪素鋼板の製造において補助インヒビターとしてＭｎＳ、Ｃｕ2Ｓ 、ＭｎＳｅを用いる方法は、固溶法では、例えば、特開昭５８−２１７６３０号公報に、また、析出法でも、例えば、特開平７−２０４７８１号公報に開示されている。本発明者らはこれらに代えて、補助インヒビターとして銅のセレン化合物が有効であることを見いだし、本発明を完成した。
【００１９】
【課題を解決するための手段】
（１） Ｃ：０．０１〜０．１０質量％、Ｓｉ：２．５〜４．５質量％、Ａｌ：０．０１５〜０．０３５質量％、Ｎ：０．００３〜０．００８質量％、Ｃｕ：０．０２〜０．１５質量％、Ｓｅ：０．００７〜０．０２５質量％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを、１２００℃以上１３５０℃以下のＡｌＮが固溶する温度に加熱してから、熱間圧延し、該熱間圧延の仕上げ圧延終了温度を９００〜１１００℃の範囲とし、かつ、仕上げ圧延終了後巻き取りまでの冷却を下記式；
Ｔ（ｔ）＜ＦＤＴ−（ＦＤＴ−７００）×ｔ／６
２≦ｔ≦６
〔ただし、Ｔ（ｔ）：鋼板温度（℃）、ＦＤＴ：仕上げ圧延終了温度（℃）、
ｔ：熱間圧延の仕上げ圧延終了からの経過時間（秒）〕
を満足するように処理し、７００℃以下で巻き取り、次いで、熱延板焼鈍を施した後、１回または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を行い、その後、脱炭焼鈍を行い、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、次いで、箱型焼鈍炉で二次再結晶、グラス皮膜形成と純化を起こさしめ、次いで、形状矯正の熱処理を行うことを特徴とする一方向性珪素鋼板の製造方法。
【００２０】
（２） 前記珪素鋼スラブ中のＳｅとＳとが、
１／１８（０．２１５−５［Ｓｅ］）≦［Ｓ］≦１／１８（０．４３０−１０［Ｓｅ］）（ただし、［Ｓｅ］、［Ｓ］は質量％）
を満たすことを特徴とする（１）の一方向性珪素鋼板の製造方法。
【００２２】
（３） 前記珪素鋼スラブの成分として、さらに、Ｍｎを０．０２〜０．１０質量％含有することを特徴とする（１）または（２）の一方向性珪素鋼板の製造方法。
（４） 前記脱炭焼鈍完了後の一次再結晶粒の平均粒径を７μｍ以上１８μｍ未満とすることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかの一方向性珪素鋼板の製造方法。
【００２３】
（５） 前記珪素鋼スラブの成分として、さらに、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐの少なくとも１種を０．０２〜０．３０質量％含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかの一方向性珪素鋼板の製造方法。
（６） 前記珪素鋼スラブの成分として、さらに、Ｃｒを０．０２〜０．３０質量％含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれかの一方向性珪素鋼板の製造方法。
【００２４】
（７） 前記珪素鋼スラブの成分として、さらに、Ｎｉを０．０３〜０．３０質量％含有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれかの一方向性珪素鋼板の製造方法。
（８） 前記珪素鋼スラブの成分として、さらに、Ｍｏ、Ｃｄの少なくとも１種を０．００５〜０．３０質量％含有することを特徴とする（１）〜（７）のいずれかの一方向性珪素鋼板の製造方法。
【００２５】
（９） 前記冷間圧延における最終冷間圧延の直前の鋼板焼鈍において、その焼鈍温度を９５０〜１１５０℃、焼鈍時間を３０秒以上６００秒以下とすることを特徴とする（１）〜（８）のいずれかの一方向性電磁鋼板の製造方法。
（１０） 前記冷間圧延における最終冷間圧延の圧延率を８０〜９２％とすることを特徴とする（１）〜（９）のいずれかの一方向性珪素鋼板の製造方法。
【００２６】
（１１） 前記冷間圧延における最終冷間圧延の少なくとも１パスにおいて、鋼板を１００〜３００℃の温度範囲に１分以上保つことを特徴とする（１）〜（１０）のいずれかの一方向性珪素鋼板の製造方法。
【００２７】
【発明の実施の形態】
本発明の最大の特徴は、次の２点である。
まず第１に、インヒビターとして用いるＡｌＮのみでなく、ＣｕとＳｅを含有することにより、銅のセレン化合物Ｃｕ−Ｓｅのインヒビター効果を見いだしたことである。
【００２８】
次に、従来熱延での加熱炉の温度不均一で生じる磁気特性不良（主に所謂スキットマーク）は、主にＡｌＮの固溶程度の差で生じることを見いだした。また、Ｍｎ系とＣｕ系の析出物は、相手元素Ｓ、Ｓｅの含有量が少ない場合は微細に少量析出し、その結果、磁気特性不良が生じるが、本発明の範囲では、二次再結晶に影響しないことを見いだした。
【００２９】
また、このインヒビター複合と脱炭焼鈍後二次再結晶開始までの間の窒化により、さらに、磁気特性が良好となることを見いだした。
以下、本発明について詳細に述べる。本発明者らは、上掲の目的の実現に向けて詳細に検討した結果、Ａｌ含有の一方向性珪素鋼板において、Ｃｕ−Ｓｅが、一方向性珪素鋼板製造におけるＧＯＳＳ方位粒を確保するための非常に大きな補助インヒビター効果を有することを見いだした。もちろん、Ｃｕ−Ｓｅのインヒビション効果（粒成長抑制効果）については、CAMP-ISIJ Vol.3(1990)-1837に記載されているが、この文献の材料はＡｌを含有しておらず、さらに、一方向性珪素鋼板の磁気特性については何ら言及していない。
【００３０】
本発明者らは、検討の結果、ＡｌＮはスラブ加熱時に固溶させ熱延板では固溶させ、続く最終冷間圧延前の連続焼鈍で微細析出させると、Ｃｕ系、Ｍｎ系化合物の析出がある程度不均一でも、また、脱炭焼鈍・一次再結晶温度を８１０℃〜９００℃まで変化させても、一次再結晶焼鈍後の粒径は大きく変動しないことを見いだした。逆に、熱延での再加熱時にＡｌＮを完全固溶させず、また、熱延での固溶が不十分であると、脱炭焼鈍・一次再結晶温度の粒径は変動する。
【００３１】
言い換えれば、一度固溶し、その後微細析出したＡｌＮは従来技術での一次・二次インヒビター機能の両方を持たせるための量がなくても、非常に強い一次インヒビター効果があることを見いだした。
しかし、この微細ＡｌＮのみでは一方向性電磁鋼板での二次再結晶ＧＯＳＳ方位を安定的に得ることはできない。
【００３２】
そこで、本発明者は、一方向性珪素鋼板で安定的にＧＯＳＳ方位二次再結晶を得るために、この微細ＡｌＮを主なインヒビターとし、補助インヒビターとしてＣｕのセレン化物を用いると、良好なＧＯＳＳ二次再結晶が得られることを見いだした。
Ｃｕ−Ｓｅは固溶後の析出速度は非常に早く、特にＭｎが少ない場合は優先的に析出する。また、このＣｕ−Ｓｅが、ＡｌＮの補助二次インヒビターとして効果的であることを見いだした。この理由としては、析出サイズがＭｎＳより大きく均一で熱的に安定なためであると推定している。
【００３３】
スラブ加熱温度を１２００〜１３５０℃に規定するのは、１２００℃未満ではＡｌＮの固溶に不均一が生じるからである。１３５０℃を超えると熱延の加熱炉の操業が超高温度となり、従来から言われている数々の困難が伴う。この温度範囲では、Ｃｕが存在するとＭｎの化合物の固溶温度が下がると推定され、結果として、Ｍｎ化合物単体の場合よりインヒビターの析出が均一にもなる。なお、好ましい加熱温度範囲は１２５０〜１３１５℃である。
【００３４】
この均一に析出したＣｕ−Ｓｅは、二次再結晶焼鈍時に二次インヒビターとしてＡｌＮを補強し、ＧＯＳＳ（｛１１０｝＜００１＞）方位粒の優先成長を助長して良好な磁気特性が得られる。
仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）を９００〜１１００℃としたのは、９００℃未満では仕上げ圧延スタンド内で望ましくないインヒビター析出が起こり、１１００℃を超えて高温になると、通板と冷却の両立が極めて困難となるためである。なお、好ましい仕上げ圧延終了温度範囲は９５０〜１０００℃である。
【００３５】
巻き取り温度を７００℃以下としたのは、７００℃を超えた高温では、巻き取り後の自己焼鈍によりＡｌＮが析出し、磁気特性不良となる。なお、好ましい巻き取り温度範囲は５００〜６００℃である。
すなわち、熱延の仕上げ圧延終了から巻き取りまでの温度履歴を規定するのは、規定範囲ではＡｌＮを析出させず固溶を十分行わしめるためである。規定範囲より遅くすると熱延中に析出して磁気特性が不良となる。
【００３６】
仕上げ熱延終了後の温度履歴によってかかる効果の得られる理由については明らかである。添加されたインヒビター成分のＡｌＮの熱延でのほぼ完全な固溶とＣｕ−Ｓｅの析出をより均一とするためである。したがって、仕上げ熱延終了直後の高温滞留時間を短くすることが、良好なインヒビターの析出形態を得るために基本的に重要である。
【００３７】
本発明においては、上述した条件以外の、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、中間焼鈍、冷間圧延、脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布および仕上げ焼鈍などの各工程における製造条件は、それぞれ、公知の方法に従って行えばよい。
本発明の素材である含珪素鋼としては、溶鋼段階からは主にＡｌＮとＣｕ−Ｓｅをインヒビターとして複合添加したものが適合する。その成分組成を挙げると次のとおりである。
【００３８】
Ｃ：０．０１〜０．１０質量％
Ｃは、熱間圧延、冷間圧延中の組成の均一微細化のみならず、ゴス方位の発達に有用な元素であり、少なくとも０．０１質量％は含有させる必要がある。しかし、０．１０質量％を超えて含有すると脱炭が困難となり、かえってゴス方位に乱れが生じるので上限は０．１０質量％とする。なお、好ましいＣ含有量は０．０３〜０．０８質量％である。
【００３９】
Ｓｉ：２．５〜４．５質量％
Ｓｉは、鋼板の比抵抗を高め、鉄損の低減に寄与する。Ｓｉ含有量が、２．５質量％未満では鉄損低減効果が十分ではなく、また、純化と２次再結晶のため行われる高温での仕上げ焼鈍において、α−γ変態による結晶方位のランダム化が生じ、十分な磁気特性が得られない。一方、４．５質量％を超えると冷間圧延性が損なわれ、製造が困難となる。したがって、Ｓｉ含有量は、２．５〜４．５質量％とする。なお、好ましくは３．０〜３．７質量％の範囲とする。
【００４０】
Ｍｎ：０．０２〜０．１０質量％
Ｍｎは、不可避的に溶鋼に存在するが、本発明ではＣｕを主なインヒビターとして用いるため、インヒビター元素としては必須ではない。しかし、Ｍｎは熱間脆性による熱間圧延時の割れを防止するのに有効な元素であり、その効果は０．０２質量％未満では得られない。一方、０．１０質量％を超えて添加すると、スラブ加熱時に固溶せず磁気特性の変動の要因となり、該特性を劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は、０．０２〜０．１０質量％とする。なお、好ましくは０．０３〜０．０７質量％の範囲とする。
【００４１】
Ａｌ：０．０１５〜０．０３５質量％
Ａｌは、ＡｌＮを形成してインヒビターとして作用する元素である。Ａｌ含有量が、０．０１５質量％未満では抑制力の確保が十分ではなく、一方、０．０３５質量％を超えるとその効果が損なわれるので、Ａｌ含有量は０．０１５〜０．０３５質量％とする。なお、好ましい範囲は０．０２４〜０．０３０質量％である。
【００４２】
Ｎ：０．００３〜０．００８質量％
Ｎは、ＡｌＮを形成してインヒビターとして作用する元素である。本発明ではＡｌＮはスラブ加熱時には完全に固溶させる必要が有るので、Ａｌとのバランスで制限を受ける。Ｎ含有量が、０．００３質量％未満では抑制力の確保が十分ではなく、二次再結晶不良で磁気特性が劣化する。一方、０．０１質量％を超えるとブリスターなる欠陥（膨れ）が生じるが、Ａｌが上記範囲で固溶するので０．００８質量％となる。なお、好ましい範囲は０．００４〜０．００６質量％である。
【００４３】
Ｓｅ：単独で０．００７〜０．０２５質量％
Ｓｅは、Ｃｕ−Ｓｅを形成してインヒビターとして作用する有力な元素である。Ｓｅ含有量が、単独で０．００７質量％未満では微細に少量析出して、抑制力の確保が均一ではなくなり、一方、０．０２５質量％を超えると同様に磁気特性が不良となる。
【００４４】
Ｓ：下記式を満たす量
Ｓは、従来はＭｎＳを形成してインヒビターとして作用する有力な元素であり、本発明の場合はＳｅを補完する効果があるが、あまり多いとＭｎＳを形成し固溶しない。Ｓｅとのバランスで、
１／１８（０．２１５−５［Ｓｅ］）≦［Ｓ］≦１／１８（０．４３０−１０［Ｓｅ］）（ただし、［Ｓｅ］、［Ｓ］ともに質量％）
とする。もちろん、Ｓは不可避的に０．００３質量％程度溶鋼に含有されているので現実的には複合含有となる。
Ｃｕ：０．０２〜０．１５質量％
Ｃｕは、本発明では補助インヒビターとして非常に重要であり、０．０２質量％未満であれば、Ｃｕ−Ｓｅとしてのインヒビター効果はない。また、０．１５質量％を超えると鋼板表面に疵が生じ易くなる。このため、Ｃｕ含有量は、０．０２〜０．１５質量％とする。
【００４５】
なお、本発明においては、インヒビター成分として上記した元素の他に、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐ、Ｃｒも有利に作用するので、それぞれ前記成分に併せて含有させることもできる。これらの成分の好適添加範囲は、それぞれ、０．０２〜０．３０質量％である。さらに、Ｎｉは０．０３〜０．３０質量％、Ｍｏ、Ｃｄは０．００５〜０．３０質量％で効果がある。
【００４６】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す化学組成を有し、残部は実質的にＦｅよりなる厚み２００mm、幅１０００mmの珪素鋼連続鋳造スラブを通常のガス加熱炉にて１３００℃で、ＡｌＮを溶体化すべく加熱し、熱間粗圧延した後、圧延終了温度９５０℃の熱間仕上げ圧延を行い２．３mm厚とし、その後、図１に示す各温度履歴で制御冷却し、５５０℃で巻き取った。
【００４７】
この熱延板に、９８０℃×３分間の熱延板焼鈍、酸洗を施した後、１．５５mmの中間板厚までの冷間圧延、１１２０℃×４５秒の中間焼鈍を経た後、０．２３mmの最終板厚まで冷間圧延した。
次いで、得られた冷延板を、湿水素雰囲気中で８５０℃、２分の脱炭焼鈍を施し、次いで、ＭｇＯを主体成分とする焼鈍分離剤を塗布し、窒素２５％、水素７５％雰囲気中で９００〜１１００℃間の昇温速度１５℃／時間で二次再結晶させ、その後、水素雰囲気中で１２００℃×２０時間の最終仕上げ純化焼鈍を施し、その後、形状矯正と張力を有する絶縁皮膜を塗布して成品とした。かくして得られた成品について、磁気特性を測定した。その結果を、表２に示す。
【００４８】
表２に示すように、本発明の方法によれば、いずれも、高磁束密度かつ低鉄損の優れた磁気特性を示すことがわかる。これに対し、本発明の範囲を外れた比較例では、磁気特性も劣っていることがわかる。
【００４９】
【表１】
【表２】
（実施例２）
表３に示す化学組成を有し、残部は実質的にＦｅよりなる厚み２５０mm、幅１０００mmの珪素鋼連続鋳造スラブを通常のガス加熱炉にて１２９０℃でインヒビター成分を溶体化すべく加熱し、熱間粗圧延した後、圧延終了温度９５０℃の熱間仕上げ圧延を行い２．３mm厚とし、その後、図１に示すＡ、Ｂの温度履歴で制御冷却し、５６０℃で巻き取った。
【００５２】
この熱延板に、熱延板焼鈍（１１２０℃、９０秒）、酸洗を施した後、最終板厚（０．２９mm）まで１８０℃〜２５０℃の温間で圧延した。次いで、得られた冷延板を、湿水素雰囲気中で８５０℃、３分の脱炭焼鈍を施し、次いで、ＭｇＯを主体成分とする焼鈍分離剤を塗布し、窒素２５％、水素７５％雰囲気中で９００〜１１００℃間の昇温速度１０℃／時間１５℃／時間で二次再結晶をさせその後、水素雰囲気中で１２００℃、２０時間の最終仕上げ純化焼鈍を施し、その後、形状矯正と張力を有する絶縁皮膜を塗布して成品とした。かくして得られた成品について、磁気特性を測定した。その結果を、表４に示す。
【００５３】
表４に示すように、本発明の方法によれば、いずれも高磁束密度かつ低鉄損の優れた磁気特性を示すことがわかる。これに対し、本発明の範囲を外れた比較例では、磁気特性も劣っていることがわかる。
【００５４】
【表３】
【表４】
【発明の効果】
上述したように、本発明によれば、インヒビターとしてＡｌＮとＣｕ−Ｓｅを複合して用いる一方向性珪素鋼板の製造では、従来の方法が抱えていた超高温加熱の問題点が解消され、また、脱炭焼鈍の条件、特に焼鈍温度を変更する必要がなく、磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板の製造が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】熱間圧延の仕上げ圧延終了後の冷却履歴を示す図である。
Claims (11)
- Ｃ：０．０１〜０．１０質量％、Ｓｉ：２．５〜４．５質量％、Ａｌ：０．０１５〜０．０３５質量％、Ｎ：０．００３〜０．００８質量％、Ｃｕ：０．０２〜０．１５質量％、Ｓｅ：０．００７〜０．０２５質量％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを、１２００℃以上１３５０℃以下のＡｌＮが固溶する温度に加熱してから、熱間圧延し、該熱間圧延の仕上げ圧延終了温度を９００〜１１００℃の範囲とし、かつ、仕上げ圧延終了後巻き取りまでの冷却を下記式；
Ｔ（ｔ）＜ＦＤＴ−（ＦＤＴ−７００）×ｔ／６
２≦ｔ≦６
〔ただし、Ｔ（ｔ）：鋼板温度（℃）、ＦＤＴ：仕上げ圧延終了温度（℃）、
ｔ：熱間圧延の仕上げ圧延終了からの経過時間（秒）〕
を満足するように処理し、７００℃以下で巻き取り、次いで、熱延板焼鈍を施した後、１回または中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を行い、その後、脱炭焼鈍を行い、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、次いで、箱型焼鈍炉で二次再結晶、グラス皮膜形成と純化を起こさしめ、次いで、形状矯正の熱処理を行うことを特徴とする一方向性珪素鋼板の製造方法。 - 前記珪素鋼スラブ中のＳｅとＳとが、
１／１８（０．２１５−５［Ｓｅ］）≦［Ｓ］≦１／１８（０．４３０−１０［Ｓｅ］）（ただし、［Ｓｅ］、［Ｓ］は質量％）
を満たすことを特徴とする請求項１に記載の一方向性珪素鋼板の製造方法。 - 前記珪素鋼スラブの成分として、さらに、Ｍｎを０．０２〜０．１０質量％含有することを特徴とする請求項１または２に記載の一方向性珪素鋼板の製造方法。
- 前記脱炭焼鈍完了後の一次再結晶粒の平均粒径を７μｍ以上１８μｍ未満とすることを特徴とする請求項１〜３のいずれかの項に記載の一方向性珪素鋼板の製造方法。
- 前記珪素鋼スラブの成分として、さらに、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐの少なくとも１種を０．０２〜０．３０質量％含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかの項に記載の一方向性珪素鋼板の製造方法。
- 前記珪素鋼スラブの成分として、さらに、Ｃｒを０．０２〜０．３０質量％含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかの項に記載の一方向性珪素鋼板の製造方法。
- 前記珪素鋼スラブの成分として、さらに、Ｎｉを０．０３〜０．３０質量％含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれかの項に記載の一方向性珪素鋼板の製造方法。
- 前記珪素鋼スラブの成分として、さらに、Ｍｏ、Ｃｄの少なくとも１種を０．００５〜０．３０質量％含有することを特徴とする請求項１〜７のいずれかの項に記載の一方向性珪素鋼板の製造方法。
- 前記冷間圧延における最終冷間圧延の直前の鋼板焼鈍において、その焼鈍温度を９５０〜１１５０℃、焼鈍時間を３０秒以上６００秒以下とすることを特徴とする請求項１〜８のいずれかの項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記冷間圧延における最終冷間圧延の圧延率を８０〜９２％とすることを特徴とする請求項１〜９のいずれかの項に記載の一方向性珪素鋼板の製造方法。
- 前記冷間圧延における最終冷間圧延の少なくとも１パスにおいて、鋼板を１００〜３００℃の温度範囲に１分以上保つことを特徴とする請求項１〜１０のいずれかの項に記載の一方向性珪素鋼板の製造方法。
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