JP5928362B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法および方向性電磁鋼板製造用の一次再結晶鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は、優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板を安価に得ることができる磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法およびかような方向性電磁鋼板の製造に適した方向性電磁鋼板用の一次再結晶鋼板に関するものである。
方向性電磁鋼板は、変圧器や発電機の鉄心材料として用いられる軟磁性材料で、鉄の磁化容易軸である＜００１＞方位が鋼板の圧延方向に高度に揃った結晶組織を有するものである。このような集合組織は、方向性電磁鋼板の製造工程中、二次再結晶焼鈍の際にいわゆるゴス（Goss）方位と称される（１１０）〔００１〕方位の結晶粒を優先的に巨大成長させる、二次再結晶を通じて形成される。
従来、このような方向性電磁鋼板は、4.5mass％以下程度のSiと、MnＳ，MnSe，AlＮなどのインヒビター成分を含有するスラブを、1300℃以上に加熱して、インヒビター成分を一旦固溶させたのち、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回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、ついで湿潤水素雰囲気中で一次再結晶焼鈍を施して、一次再結晶および脱炭を行い、ついでマグネシア（MgＯ）を主剤とする焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶およびインヒビター成分の純化のために1200℃で５ｈ程度の最終仕上焼鈍を行うことによって製造されてきた（例えば、特許文献１、特許文献２、特許文献３）。
上述したとおり、従来の方向性電磁鋼板の製造に際しては、MnＳ，MnSe，AlＮなどの析出物（インヒビター成分）をスラブ段階で含有させ、1300℃を超える高温のスラブ加熱により、これらのインヒビター成分を一旦固溶させ、後工程で微細析出させることにより、二次再結晶を発現させるという工程が採用されてきた。このように、従来の方向性電磁鋼板の製造工程では、1300℃を超える高温でのスラブ加熱が必要であったため、その製造コストは極めて高いものとならざるを得ず、近年の製造コスト低減の要求に応えることができないというところに問題を残していた。
上記の問題を解決するために、例えば特許文献４では、酸可溶性Al（sol.Al）を0.010〜0.060％含有させ、スラブ加熱を低温に抑え、脱炭焼鈍工程で適正な窒化雰囲気下で窒化を行うことにより、二次再結晶時に(Al,Si)Ｎを析出させてインヒビターとして用いる方法が提案されている。(Al,Si)Ｎは鋼中に微細分散して有効なインヒビターとして機能するが、Alの含有量によってインヒビター強度が決まるため、製鋼でのAl量的中精度が十分ではない場合は、十分な粒成長抑制力が得られない場合があった。このような途中工程で窒化処理を行い、(Al,Si)ＮあるいはAlＮをインヒビターとして利用する方法は数多く提案されており、最近ではスラブ加熱温度が1300℃を超える製造方法等も開示されている。
一方、そもそもスラブにインヒビター成分を含有させずに二次再結晶を発現させる技術についても検討が進められ、例えば特許文献５では、インヒビター成分を含有させなくとも二次再結晶ができる技術、いわゆるインヒビターレス法が開発された。このインヒビターレス法は、より高純度化した鋼を利用し、テクスチャー（集合組織の制御）によって二次再結晶を発現させる技術である。
このインヒビターレス法では、高温のスラブ加熱が不要であり、低コストでの方向性電磁鋼板の製造が可能ではあるが、インヒビターを有しないが故に製造時に、途中工程での温度のバラツキ等の影響を受け、製品の磁気特性もバラツキやすいという特徴があった。なお、集合組織の制御は、本技術においては重要な要素であり、集合組織制御のため温間圧延などの多くの技術が提案されている。但し、こうした集合組織制御が十分に行えない場合は、インヒビターを用いる技術に比べて二次再結晶後のゴス方位（（１１０）〔００１〕）への集積度は低く、磁束密度も低くなる傾向にあった。
このインヒビターレス法では、高温のスラブ加熱が不要であり、低コストでの方向性電磁鋼板の製造が可能ではあるが、インヒビターを有しないが故に製造時に、途中工程での温度のバラツキ等の影響を受け、製品の磁気特性もバラツキやすいという特徴があった。なお、集合組織の制御は、本技術においては重要な要素であり、集合組織制御のため温間圧延などの多くの技術が提案されている。但し、こうした集合組織制御が十分に行えない場合は、インヒビターを用いる技術に比べて二次再結晶後のゴス方位（（１１０）〔００１〕）への集積度は低く、磁束密度も低くなる傾向にあった。
この点、発明者らは、特許文献６において、インヒビターレス法を用いて、高い磁束密度を得ることができる方向性電磁鋼板の製造方法を提案している。この方法では、一次再結晶焼鈍後に鋼中Ｃ量を0.005〜0.025質量％の範囲で残存させ、その状態で二次再結晶焼鈍を行うことによって、高い磁束密度を実現している。
この方法によれば比較的高い磁束密度が得られるものの、変圧器や発電機等のエネルギー効率向上の観点からは、より高い磁束密度を安定して得ることが求められていた。
この方法によれば比較的高い磁束密度が得られるものの、変圧器や発電機等のエネルギー効率向上の観点からは、より高い磁束密度を安定して得ることが求められていた。
上述したとおり、これまで提案されてきたインヒビターレス法を用いた方向性電磁鋼板の製造方法では、良好な磁気特性を安定的に実現することは必ずしも容易ではなかった。
本発明は、Alを100ppm未満に抑制したインヒビターレス成分に準じた成分を用い、高温スラブ加熱を回避しつつ、浸炭および窒化を併用することで、AlＮではなく窒化珪素（Si3N4）を析出させ、同時に鋼中の炭素量を増加させることによって、この窒化珪素と固溶Ｃを正常粒成長の抑制力として機能させることにより、磁気特性のバラツキを大幅に低減して、工業的に安定して良好な磁気特性を有する方向性電磁鋼板の製造を可能にしたものである。
発明者らは、スラブ加熱温度を抑えつつ、磁気特性のバラツキを低減した方向性電磁鋼板を得るために、インヒビターレス法を用いて一次再結晶集合組織の作り込みを行い、これに途中工程で窒化を利用して窒化珪素を析出させ、これをインヒビターとして利用する検討を行った。
すなわち、発明者らは、方向性電磁鋼板で一般に数％程度含有される珪素を窒化珪素として析出させ、これをインヒビターとして利用することが可能であれば、窒化処理時の窒化量を制御することにより、窒化物形成元素（Al，Ti，Cr，Ｖ等）の多寡によらず同等の粒成長抑制力が得られるのではないかと考えた。
一方で純粋な窒化珪素は、AlＮ中にSiが固溶した(Al,Si)Ｎとは異なり、鋼の結晶格子との整合性が悪く、また共有結合性の複雑な結晶構造を有するため、粒内に微細に析出させることが極めて困難であることが知られている。したがって、従来法のように窒化後に、粒内に微細に析出させることは困難であると考えられる。
しかしながら、これを逆に利用すれば、粒内析出を抑制して、窒化珪素を粒界に選択的に析出させることができる可能性が考えられる。そして、仮に粒界に選択的に析出させることが可能であれば、析出物が粗大となっていても十分な抑制力が得られると考えられる。
また、発明者らは、窒化処理に浸炭処理を併用するいわゆる浸炭窒化処理を採用し、窒化珪素を形成させると共に、固溶Ｃも併せて活用すれば、粒成長抑制力のさらなる向上が望めるのではないかと考えた。
そこで、発明者らは、上記の考えに立脚し、素材の成分組成をはじめとして、浸炭窒化処理における窒素量および炭素量、さらには窒素を粒界に拡散させて窒化珪素を形成するための熱処理条件等について鋭意検討を重ねた。
その結果、窒化珪素と固溶Ｃを併用することの有用性を新たに見出し、本発明を完成させるに至ったのである。
その結果、窒化珪素と固溶Ｃを併用することの有用性を新たに見出し、本発明を完成させるに至ったのである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：0.08％以下、Si：2.0〜4.5％およびMn：0.5％以下を含有すると共に、Ｓ，SeおよびＯをそれぞれ50ppm未満、sol.Alを100ppm未満に抑制し、さらにＮを[sol.Al]×（14/27）ppm≦Ｎ≦80ppmの範囲に制御し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、再加熱することなくまたは再加熱後、熱間圧延により熱延板としたのち、焼鈍および冷間圧延を施して最終板厚の冷間圧延板とし、ついでサブスケール形成を兼ねる一次再結晶焼鈍を施したのち、焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法において、
サブスケール形成を兼ねる一次再結晶焼鈍後、二次再結晶焼鈍開始前までに、窒素量が50ppm以上1000ppm以下で、かつ炭素量が50ppm以上250ppm以下となる浸炭窒化処理を施したのち、二次再結晶焼鈍の昇温過程において300〜800℃の温度域における滞留時間を20時間以上確保することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
ただし、前記浸炭窒化処理は、NH 3 ガスと二酸化炭素および窒素の混合ガスによる処理温度：600〜800℃、処理時間：10〜300ｓのガス浸炭窒化処理、またはKCNOを添加したNaCN−Na 2 CO 3 −NaCl系の塩浴による塩浴温度：400〜700℃、処理時間：10〜300ｓの塩浴窒化処理である。
１．質量％で、Ｃ：0.08％以下、Si：2.0〜4.5％およびMn：0.5％以下を含有すると共に、Ｓ，SeおよびＯをそれぞれ50ppm未満、sol.Alを100ppm未満に抑制し、さらにＮを[sol.Al]×（14/27）ppm≦Ｎ≦80ppmの範囲に制御し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、再加熱することなくまたは再加熱後、熱間圧延により熱延板としたのち、焼鈍および冷間圧延を施して最終板厚の冷間圧延板とし、ついでサブスケール形成を兼ねる一次再結晶焼鈍を施したのち、焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法において、
サブスケール形成を兼ねる一次再結晶焼鈍後、二次再結晶焼鈍開始前までに、窒素量が50ppm以上1000ppm以下で、かつ炭素量が50ppm以上250ppm以下となる浸炭窒化処理を施したのち、二次再結晶焼鈍の昇温過程において300〜800℃の温度域における滞留時間を20時間以上確保することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
ただし、前記浸炭窒化処理は、NH 3 ガスと二酸化炭素および窒素の混合ガスによる処理温度：600〜800℃、処理時間：10〜300ｓのガス浸炭窒化処理、またはKCNOを添加したNaCN−Na 2 CO 3 −NaCl系の塩浴による塩浴温度：400〜700℃、処理時間：10〜300ｓの塩浴窒化処理である。
２．前記鋼スラブが、さらに質量％で、
Ni：0.005〜1.50％、 Sn：0.01〜0.50％、
Sb：0.005〜0.50％、 Cu：0.01〜0.50％、
Cr：0.01〜1.50％、 Ｐ：0.0050〜0.50％、
Mo：0.01〜0.50％およびNb：0.0005〜0.0100％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする前記１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
Ni：0.005〜1.50％、 Sn：0.01〜0.50％、
Sb：0.005〜0.50％、 Cu：0.01〜0.50％、
Cr：0.01〜1.50％、 Ｐ：0.0050〜0.50％、
Mo：0.01〜0.50％およびNb：0.0005〜0.0100％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする前記１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
３．前記１に記載の方向性電磁鋼板の製造用中間素材である一次再結晶鋼板であって、該一次再結晶鋼板の組成が、質量％で、Si：2.0〜4.5％およびMn：0.5％以下を含有し、Ｓ，SeおよびＯがそれぞれ50ppm未満、sol.Alが100ppm未満、Ｎが50ppm以上1000ppm以下、Ｃが50ppm以上250ppm以下で、残部はFeおよび不可避的不純物の組成範囲を満足し、かつ該一次再結晶鋼板の表層にFe炭化物層とFe窒化物層をそなえることを特徴とする方向性電磁鋼板製造用の一次再結晶鋼板。
４．前記一次再結晶鋼板が、さらに質量％で、
Ni：0.005〜1.50％、 Sn：0.01〜0.50％、
Sb：0.005〜0.50％、 Cu：0.01〜0.50％、
Cr：0.01〜1.50％、 Ｐ：0.0050〜0.50％、
Mo：0.01〜0.50％およびNb：0.0005〜0.0100％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする前記３に記載の方向性電磁鋼板製造用の一次再結晶鋼板。
Ni：0.005〜1.50％、 Sn：0.01〜0.50％、
Sb：0.005〜0.50％、 Cu：0.01〜0.50％、
Cr：0.01〜1.50％、 Ｐ：0.0050〜0.50％、
Mo：0.01〜0.50％およびNb：0.0005〜0.0100％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする前記３に記載の方向性電磁鋼板製造用の一次再結晶鋼板。
本発明によれば、高温スラブ加熱の必要なしに、磁気特性のバラツキを大幅に低減して、良好な磁気特性を有する方向性電磁鋼板を、工業的に安定して製造することができる。
また、本発明では、Alとの複合析出ではない純粋な窒化珪素および固溶Ｃを利用するので、純化に際しては、比較的拡散の早い窒素および炭素を純化するだけで鋼の純化を達成することができる。
さらに、析出物として、従来のようなAlやTiを利用する場合には、最終的な純化と確実なインヒビター効果という観点から、ppmオーダーでの制御が必要であったが、本発明のように析出物としてSiを利用する場合には、製鋼時にそのような制御は一切不要である。
また、本発明では、Alとの複合析出ではない純粋な窒化珪素および固溶Ｃを利用するので、純化に際しては、比較的拡散の早い窒素および炭素を純化するだけで鋼の純化を達成することができる。
さらに、析出物として、従来のようなAlやTiを利用する場合には、最終的な純化と確実なインヒビター効果という観点から、ppmオーダーでの制御が必要であったが、本発明のように析出物としてSiを利用する場合には、製鋼時にそのような制御は一切不要である。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼スラブの成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.08％以下
Ｃは、一次再結晶集合組織を改善する上で有用な元素であるが、含有量が0.08％を超えるとかえって一次再結晶集合組織の劣化を招くので、Ｃ量は0.08％以下に限定した。磁気特性の観点から望ましい含有量は0.01〜0.06％の範囲である。
まず、本発明において、鋼スラブの成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.08％以下
Ｃは、一次再結晶集合組織を改善する上で有用な元素であるが、含有量が0.08％を超えるとかえって一次再結晶集合組織の劣化を招くので、Ｃ量は0.08％以下に限定した。磁気特性の観点から望ましい含有量は0.01〜0.06％の範囲である。
Si：2.0〜4.5％
Siは、電気抵抗を高めることによって鉄損を改善する有用元素であるが、含有量が4.5 ％を超えると冷間圧延性が著しく劣化するので、Si量は4.5％以下に限定した。一方、Siは窒化物形成元素として機能させる必要があるため、2.0％以上含有させることが必要である。また鉄損の観点からも望ましい含有量は2.0〜4.5％の範囲である。
Siは、電気抵抗を高めることによって鉄損を改善する有用元素であるが、含有量が4.5 ％を超えると冷間圧延性が著しく劣化するので、Si量は4.5％以下に限定した。一方、Siは窒化物形成元素として機能させる必要があるため、2.0％以上含有させることが必要である。また鉄損の観点からも望ましい含有量は2.0〜4.5％の範囲である。
Mn：0.5％以下
Mnは、製造時における熱間加工性を向上させる効果があるので0.03％以上含有させることが好ましいが、含有量が0.5％を超えた場合には、一次再結晶集合組織が悪化して磁気特性の劣化を招くので、Mn量は0.5％以下に限定した。
Mnは、製造時における熱間加工性を向上させる効果があるので0.03％以上含有させることが好ましいが、含有量が0.5％を超えた場合には、一次再結晶集合組織が悪化して磁気特性の劣化を招くので、Mn量は0.5％以下に限定した。
Ｓ，SeおよびＯ：それぞれ50ppm未満
Ｓ，SeおよびＯ量がそれぞれ50ppm以上になると、二次再結晶が困難となる。この理由は、粗大な酸化物や、スラブ加熱によって粗大化したMnＳ，MnSeが一次再結晶組織を不均一にするためである。従って、Ｓ，SeおよびＯはいずれも50ppm未満に抑制するものとした。
Ｓ，SeおよびＯ量がそれぞれ50ppm以上になると、二次再結晶が困難となる。この理由は、粗大な酸化物や、スラブ加熱によって粗大化したMnＳ，MnSeが一次再結晶組織を不均一にするためである。従って、Ｓ，SeおよびＯはいずれも50ppm未満に抑制するものとした。
sol.Al：100ppm未満
Alは、表面に緻密な酸化膜を形成し、窒化の際にその窒化量の制御を困難にしたり、脱炭を阻害することもあるため、Alはsol.Al量で100ppm未満に抑制する。但し、酸素親和力の高いAlは、製鋼工程で微量添加することにより鋼中の溶存酸素量を低減し、特性劣化につながる酸化物系介在物の低減などを見込めるため、100ppm未満（好ましくは20ppm以上）の範囲で添加することにより磁性劣化を抑制することができる。
Alは、表面に緻密な酸化膜を形成し、窒化の際にその窒化量の制御を困難にしたり、脱炭を阻害することもあるため、Alはsol.Al量で100ppm未満に抑制する。但し、酸素親和力の高いAlは、製鋼工程で微量添加することにより鋼中の溶存酸素量を低減し、特性劣化につながる酸化物系介在物の低減などを見込めるため、100ppm未満（好ましくは20ppm以上）の範囲で添加することにより磁性劣化を抑制することができる。
[sol.Al]×（14/27）ppm≦Ｎ≦80ppm
本発明は、窒化後に窒化珪素を析出させることが特徴であるため、含有するAl量に対してAlＮとして析出させるのに必要なＮ量以上のＮを事前に含有させておくことが肝要である。すなわち、AlＮはそれぞれ１：１で結合しているため、（sol.Alの質量％）×[Ｎ原子量(14)／Al原子量(27)］以上のＮを含有させておくことで、鋼中に含まれる微量Alを窒化処理前に完全に析出させておくことができる。一方で、Ｎは、スラブ加熱時にフクレなどの欠陥の原因になることがあるため、Ｎ量は80ppm以下に抑制する必要がある。望ましくは60ppm以下である。
本発明は、窒化後に窒化珪素を析出させることが特徴であるため、含有するAl量に対してAlＮとして析出させるのに必要なＮ量以上のＮを事前に含有させておくことが肝要である。すなわち、AlＮはそれぞれ１：１で結合しているため、（sol.Alの質量％）×[Ｎ原子量(14)／Al原子量(27)］以上のＮを含有させておくことで、鋼中に含まれる微量Alを窒化処理前に完全に析出させておくことができる。一方で、Ｎは、スラブ加熱時にフクレなどの欠陥の原因になることがあるため、Ｎ量は80ppm以下に抑制する必要がある。望ましくは60ppm以下である。
以上、基本成分について説明したが、本発明では、工業的により安定して磁気特性を改善する成分として、以下の元素を適宜含有させることができる。
Ni：0.005〜1.50％
Niは、熱延板組織の均一性を高めることにより、磁気特性を改善する働きがあり、そのためには0.005％以上含有させることが好ましいが、一方で含有量が1.50％を超えると二次再結晶が困難となり、磁気特性が劣化するので、Niは0.005〜1.50％の範囲で含有させることが望ましい。
Ni：0.005〜1.50％
Niは、熱延板組織の均一性を高めることにより、磁気特性を改善する働きがあり、そのためには0.005％以上含有させることが好ましいが、一方で含有量が1.50％を超えると二次再結晶が困難となり、磁気特性が劣化するので、Niは0.005〜1.50％の範囲で含有させることが望ましい。
Sn：0.01〜0.50％
Snは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を向上させる有用元素であり、そのためには0.01％以上含有させることが好ましいが、一方で0.50％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するので、Snは0.01〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。
Snは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を向上させる有用元素であり、そのためには0.01％以上含有させることが好ましいが、一方で0.50％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するので、Snは0.01〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。
Sb：0.005〜0.50％
Sbは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を効果的に向上させる有用元素であり、その目的のためには0.005％以上含有させることが好ましいが、一方で0.50％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するので、Sbは0.005〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。
Sbは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を効果的に向上させる有用元素であり、その目的のためには0.005％以上含有させることが好ましいが、一方で0.50％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するので、Sbは0.005〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。
Cu：0.01〜0.50％
Cuは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を効果的に向上させる働きがあり、そのためには0.01％以上含有させることが好ましいが、一方で0.50％を超えて含有されると熱間圧延性の劣化を招くので、Cuは0.01〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。
Cuは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を効果的に向上させる働きがあり、そのためには0.01％以上含有させることが好ましいが、一方で0.50％を超えて含有されると熱間圧延性の劣化を招くので、Cuは0.01〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。
Cr：0.01〜1.50％
Crは、フォルステライト被膜の形成を安定化させる働きがあり、そのためには0.01％以上含有させることが好ましいが、一方で含有量が1.50％を超えると二次再結晶が困難となり、磁気特性が劣化するので、Crは0.01〜1.50％の範囲で含有させることが望ましい。
Crは、フォルステライト被膜の形成を安定化させる働きがあり、そのためには0.01％以上含有させることが好ましいが、一方で含有量が1.50％を超えると二次再結晶が困難となり、磁気特性が劣化するので、Crは0.01〜1.50％の範囲で含有させることが望ましい。
Ｐ：0.0050〜0.50％
Ｐは、フォルステライト被膜の形成を安定化させる働きがあり、そのためには0.0050％以上含有させることが好ましいが、一方で含有量が0.50％を超えると冷間圧延性が劣化するので、Ｐは0.0050〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。
Ｐは、フォルステライト被膜の形成を安定化させる働きがあり、そのためには0.0050％以上含有させることが好ましいが、一方で含有量が0.50％を超えると冷間圧延性が劣化するので、Ｐは0.0050〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。
Mo：0.01〜0.50％、Nb：0.0005〜0.0100％
MoおよびNbはいずれも、スラブ加熱時の温度変化による割れの抑制等を介して、熱延後のヘゲを抑制する効果を有している。これらはそれぞれ、Moは0.01％以上、Nbは0.0005％以上含有させなければヘゲ抑制の効果は小さく、一方Moは0.50％を超えると、Nbは0.0100％を超えると炭化物、窒化物を形成するなどして最終製品まで残留した際、鉄損の劣化を引き起こすため、それぞれ上述の範囲とすることが望ましい。
MoおよびNbはいずれも、スラブ加熱時の温度変化による割れの抑制等を介して、熱延後のヘゲを抑制する効果を有している。これらはそれぞれ、Moは0.01％以上、Nbは0.0005％以上含有させなければヘゲ抑制の効果は小さく、一方Moは0.50％を超えると、Nbは0.0100％を超えると炭化物、窒化物を形成するなどして最終製品まで残留した際、鉄損の劣化を引き起こすため、それぞれ上述の範囲とすることが望ましい。
次に、本発明の製造方法について説明する。
上記の好適成分組成範囲に調整した鋼スラブを、再加熱することなくまたは再加熱したのち、熱間圧延に供する。なお、スラブを再加熱する場合には、再加熱温度は1000℃以上、1300℃以下程度とすることが望ましい。というのは、1300℃を超えるスラブ加熱は、スラブの段階で鋼中にインヒビターをほとんど含まない本発明では無意味であって、コストアップとなるだけであり、一方1000℃未満では、圧延荷重が高くなり、圧延が困難となるからである。
上記の好適成分組成範囲に調整した鋼スラブを、再加熱することなくまたは再加熱したのち、熱間圧延に供する。なお、スラブを再加熱する場合には、再加熱温度は1000℃以上、1300℃以下程度とすることが望ましい。というのは、1300℃を超えるスラブ加熱は、スラブの段階で鋼中にインヒビターをほとんど含まない本発明では無意味であって、コストアップとなるだけであり、一方1000℃未満では、圧延荷重が高くなり、圧延が困難となるからである。
ついで、熱延板に、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して、最終冷延板とする。この冷間圧延は、常温で行ってもよいし、常温より高い温度たとえば250℃程度に鋼板温度を上げて圧延する温間圧延としてもよい。
ついで、最終冷間圧延板に一次再結晶焼鈍を施す。
この一次再結晶焼鈍の目的は、圧延組織を有する冷間圧延板を一次再結晶させて、二次再結晶に最適な一次再結晶粒径に調整することである。そのためには、一次再結晶焼鈍の焼鈍温度は800℃以上、950℃未満程度とすることが望ましい。また、この時の焼鈍雰囲気を、湿水素窒素または湿水素アルゴン雰囲気とすることでサブスケールを形成させる。サブスケールは、最終仕上焼鈍中に、一次再結晶焼鈍後に塗布するMgOを主体とする焼鈍分離剤と反応してフォルステライト被膜を形成するために必要である。さらに、この一次再結晶焼鈍時には同時に脱炭反応も進行し、通常、炭素量は50ppm以下に低減される。
この一次再結晶焼鈍の目的は、圧延組織を有する冷間圧延板を一次再結晶させて、二次再結晶に最適な一次再結晶粒径に調整することである。そのためには、一次再結晶焼鈍の焼鈍温度は800℃以上、950℃未満程度とすることが望ましい。また、この時の焼鈍雰囲気を、湿水素窒素または湿水素アルゴン雰囲気とすることでサブスケールを形成させる。サブスケールは、最終仕上焼鈍中に、一次再結晶焼鈍後に塗布するMgOを主体とする焼鈍分離剤と反応してフォルステライト被膜を形成するために必要である。さらに、この一次再結晶焼鈍時には同時に脱炭反応も進行し、通常、炭素量は50ppm以下に低減される。
そして、本発明では、磁気特性に有利となる炭素量および窒素量を確保するために、上記した一次再結晶焼鈍により鋼中のＣを低減した鋼板に対して、二次再結晶焼鈍開始までの間に、あらためて浸炭窒化処理を施す。この浸炭窒化の手法については、窒化量および浸炭量を制御することができればいずれでも良く、特に限定はしない。例えば、過去に実施されている、コイル形態のままNH3雰囲気ガスと二酸化炭素および窒素の混合ガスを用いてガス浸炭窒化を行ってもよいし、走行するストリップに対して連続的に浸炭窒化を行ってもよい。この場合における好適処理条件は処理温度：600〜800℃、処理時間：10〜300ｓである。
また、ガス浸炭窒化に比べて窒化能が高く、かつ浸炭能も有する塩浴浸炭窒化処理を利用することも可能である。ここに、塩浴としては、KCNOを添加したNaCN−Na2CO3−NaCl系の塩浴が好適である。この場合における好適処理条件は塩浴温度：400〜700℃、処理時間：10〜300ｓである。
また、ガス浸炭窒化に比べて窒化能が高く、かつ浸炭能も有する塩浴浸炭窒化処理を利用することも可能である。ここに、塩浴としては、KCNOを添加したNaCN−Na2CO3−NaCl系の塩浴が好適である。この場合における好適処理条件は塩浴温度：400〜700℃、処理時間：10〜300ｓである。
上記の浸炭窒化処理において重要な点は、表層に炭化物（Fe3Ｃ）層と窒化物（Fe2NやFe4N）層を形成することである。鋼中への拡散を抑制するためには、800℃以下の温度で浸炭窒化処理を行うことが望ましいが、時間を短時間（例えば30秒程度）とすることで高温であっても表面のみに炭化物層と窒化物層を形成させることができる。
ここに、浸炭窒化後の窒素量は50ppm以上1000ppm以下とする必要がある。窒素量が50ppm未満では、その効果は十分に得られず、一方1000ppmを超えると窒化珪素の析出量が過多となり二次再結晶が生じ難くなる。好ましくは200ppm以上1000ppm未満の範囲である。
また、浸炭窒化後の炭素量は50ppm以上250ppm以下とする必要がある。炭素量が50ppm未満では、磁気特性向上効果は十分に得られず、一方250ppmを超えるとγ変態を起こして二次再結晶が生じ難くなる。
ここに、浸炭窒化後の窒素量は50ppm以上1000ppm以下とする必要がある。窒素量が50ppm未満では、その効果は十分に得られず、一方1000ppmを超えると窒化珪素の析出量が過多となり二次再結晶が生じ難くなる。好ましくは200ppm以上1000ppm未満の範囲である。
また、浸炭窒化後の炭素量は50ppm以上250ppm以下とする必要がある。炭素量が50ppm未満では、磁気特性向上効果は十分に得られず、一方250ppmを超えるとγ変態を起こして二次再結晶が生じ難くなる。
上記の一次再結晶焼鈍および浸炭窒化処理を施したのち、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布する。二次再結晶焼鈍後の鋼板表面にフォルステライト被膜を形成するためには、焼鈍分離剤の主剤をマグネシア（MgＯ）とする必要があるが、フォルステライト被膜の形成が必要ない場合には、焼鈍分離剤主剤として、アルミナ（Al2O3）やカルシア（CaＯ）など、二次再結晶焼鈍温度より高い融点を有する適当な酸化物を用いることができる。
これに引き続き二次再結晶焼鈍を行う。この二次再結晶焼鈍では、その昇温工程中、300〜800℃の温度域における滞留時間を５時間以上とする必要がある。この間に、浸炭窒化処理により形成された表層のFe3Ｃを主体とする炭化物層とFe2N，Fe4Nを主体とする窒化物層は分解し、ＣとＮが鋼中へ拡散する。本発明の成分系では、AlＮを形成することができるAlが残存しないため、粒界偏析元素であるＮは粒界を拡散経路として、鋼中へ拡散する。
窒化珪素は、鋼との整合性が悪い（misfit率が大きい）ため、析出速度は極めて遅い。とはいえ、窒化珪素の析出は、正常粒成長の抑制が目的であるため、正常粒成長が進行する800℃の段階では十分な量を粒界上に選択的に析出させておく必要がある。この点については、300〜800℃の温度域における滞留時間を５時間以上とすることにより、窒化珪素を粒内で析出させることはできないものの、粒界を拡散して来たＮとSiを結び付けて、粒界上に選択的に析出させることができる。滞留時間の上限については必ずしも設ける必要はないが、150時間を超える焼鈍を行っても効果の向上は望めないので、上限は150時間とすることが好ましい。なお、焼鈍雰囲気は、Ｎ2，Ar，Ｈ2あるいはこれらの混合ガスのいずれもが適合する。
Ｃの場合は、二次再結晶焼鈍の昇温過程中でのFe3Ｃの分解開始後、Ｎに比較して拡散速度が大きいため、速やかに板厚全体に拡散する。これにより鋼中の固溶Ｃが粒界に偏析することで二次再結晶粒方位の集積度が高まり、結果として、単独での窒化処理に比較して二次再結晶粒方位の理想ゴス方位への集積が格段に高まるのである。
上記したように、鋼中のAl量が抑制され、AlＮ析出に対して過剰のＮを添加し、さらにMnＳやMnSe等に代表されるインヒビター成分をほとんど含有しないスラブに対して、上述の工程を経て製造される方向性電磁鋼板では、二次再結晶焼鈍の昇温過程中、二次再結晶開始までの段階において、従来インヒビターに比べて粗大なサイズ（100nm以上）の窒化珪素を粒界に選択的に形成させ、また粒界に固溶Ｃを偏析させることができる。
ここに、本発明の特徴であるAlとの複合析出ではない純粋な窒化珪素を利用するという点は、鋼中に数％というオーダーで存在し、鉄損改善に効果を有するSiを有効に活用するという点において、極めて高い安定性を有している。すなわち、これまでの技術で利用されてきたAlやTiといった成分は、窒素との親和力が高く、高温まで安定な析出物であることから、最終的に鋼中に残留しやすく、また残留することにより磁気特性を劣化させる要因となるおそれがある。
しかしながら、窒化珪素を利用した場合、比較的拡散の早い窒素を純化するだけで磁気特性に有害となる析出物の純化を達成することができる。この点については、固溶Ｃも同じである。
また、AlやTiについては、最終的に純化しなければならないという観点と、インヒビター効果を確実に得なければならないという観点から、ppmオーダーでの制御が必要であるが、Siを利用する場合には、製鋼時にそのような制御が不要であることも、本発明の重要な特徴である。
しかしながら、窒化珪素を利用した場合、比較的拡散の早い窒素を純化するだけで磁気特性に有害となる析出物の純化を達成することができる。この点については、固溶Ｃも同じである。
また、AlやTiについては、最終的に純化しなければならないという観点と、インヒビター効果を確実に得なければならないという観点から、ppmオーダーでの制御が必要であるが、Siを利用する場合には、製鋼時にそのような制御が不要であることも、本発明の重要な特徴である。
なお、製造上、窒化珪素の析出には二次再結晶昇温過程を利用するのがエネルギー効率上、最も有効であることは明白であるが、同様のヒートサイクルを利用すれば窒化珪素の粒界選択析出は可能となるため、長時間の二次再結晶焼鈍の前に、窒化珪素分散焼鈍として実施することによっても製造することはできる。
ついで、850℃程度の温度で二次再結晶焼鈍を施し、引き続き1150℃程度の温度で純化焼鈍を施す。
なお、浸炭窒化処理により増量させたＮやＣは、この純化焼鈍によって、Ｃ：50ppm未満、Ｎ：10ppm未満まで低減させる。
なお、浸炭窒化処理により増量させたＮやＣは、この純化焼鈍によって、Ｃ：50ppm未満、Ｎ：10ppm未満まで低減させる。
その後、さらに絶縁被膜を塗布、焼き付けることもできる。かかる絶縁被膜の種類については、特に限定されることはなく、従来公知のあらゆる絶縁被膜が適合する。たとえば、特開昭50−79442号公報や特開昭48−39338号公報に記載されているリン酸塩−クロム酸塩−コロイダルシリカを含有する塗布液を鋼板に塗布し、800℃程度で焼き付ける方法が好適である。
また、平坦化焼鈍によって鋼板の形状を整えることも可能であり、さらにこの平坦化焼鈍を絶縁被膜の焼き付け処理と兼備させることもできる。
また、平坦化焼鈍によって鋼板の形状を整えることも可能であり、さらにこの平坦化焼鈍を絶縁被膜の焼き付け処理と兼備させることもできる。
（実施例１）
Ｃ：0.04％、Si：3.4％、Mn：0.10％、Ｓ：0.002％、Al：0.006％、Ｎ：0.0035％、Cu：0.06％およびSb：0.04％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを、1150℃で30分加熱後、熱間圧延により2.2mm厚の熱延板とし、1080℃，１分間の焼鈍を施したのち、冷間圧延により0.23mmの最終板厚とし、ついで得られた冷間圧延コイルの中央部から100mm×400mmサイズの試料を採取し、ラボにて一次再結晶と脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を行った。なお、一次再結晶焼鈍後のＣ量は30ppmであった。続いて、表１に示す条件でガス処理または塩浴処理による浸炭窒化処理を行い、鋼中のＣ量とＮ量を増加させた。
Ｃ：0.04％、Si：3.4％、Mn：0.10％、Ｓ：0.002％、Al：0.006％、Ｎ：0.0035％、Cu：0.06％およびSb：0.04％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを、1150℃で30分加熱後、熱間圧延により2.2mm厚の熱延板とし、1080℃，１分間の焼鈍を施したのち、冷間圧延により0.23mmの最終板厚とし、ついで得られた冷間圧延コイルの中央部から100mm×400mmサイズの試料を採取し、ラボにて一次再結晶と脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を行った。なお、一次再結晶焼鈍後のＣ量は30ppmであった。続いて、表１に示す条件でガス処理または塩浴処理による浸炭窒化処理を行い、鋼中のＣ量とＮ量を増加させた。
ガス処理の浸炭窒化条件としては、NH3：30vol％、CO2：0.5vol％、N2：69.5vol％の混合雰囲気を用いた。
塩浴処理の浸炭窒化条件としては、NaCN−Na2CO3−NaClの３元系塩に１％のKCNOを添加した溶融塩を用いた。
また、比較として、NH3−N2混合雰囲気を使用したガス窒化処理を行った。
上記の浸炭窒化処理後に鋼板のＣ量とＮ量を測定した。
塩浴処理の浸炭窒化条件としては、NaCN−Na2CO3−NaClの３元系塩に１％のKCNOを添加した溶融塩を用いた。
また、比較として、NH3−N2混合雰囲気を使用したガス窒化処理を行った。
上記の浸炭窒化処理後に鋼板のＣ量とＮ量を測定した。
その後、MgOを主成分としTiO2を５％含有する焼鈍分離剤を水スラリ状にしてから塗布乾燥し、鋼板上に焼き付けたのち、表１の条件で最終仕上げ焼鈍を行い、ついでリン酸塩系の絶縁張力コーティングを塗布焼付けて製品とした。
得られた製品について、磁化力：800A/mでの磁束密度Ｂ8(Ｔ)を評価した。
得られた製品について、磁化力：800A/mでの磁束密度Ｂ8(Ｔ)を評価した。
表１に見られるように、発明例では、従来のインヒビターレスの製造工程で製造されたものに比べ、磁気特性が改善していることは明らかである。
（実施例２）
表２に示す成分を含有する鋼スラブを、1220℃で20分加熱後、熱間圧延により2.5mm厚の熱延板とし、1075℃，１分間の焼鈍後、冷間圧延により板厚：0.27mmの最終板厚としてから、Ｐ(H2O)/Ｐ(H2)＝0.2の雰囲気下で焼鈍温度：820℃となる条件で２分間保持する一次再結晶焼鈍を行った。なお、一次再結晶焼鈍後のＣ量はいずれも50ppm未満であった。その後、一部コイルに対して550℃で20秒間のガス浸炭窒化処理（NH3：30vol％＋C3H8：0.5vol％＋N2：69.5vol％雰囲気下）を行ったのち、鋼板のＣ量とＮ量を測定した。
ついで、MgOを主成分とし、TiO2を10％添加した焼鈍分離剤を水と混ぜてスラリ状としたものを塗布してから、コイルに巻き取り、300〜800℃間の滞留時間が30時間となる昇温速度で最終仕上げ焼鈍を行い、引き続きリン酸塩系の絶縁張力コーティングの塗布焼付けと鋼帯の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施して製品とした。
かくして得られた製品コイルからエプスタイン試験片を採取し、磁束密度Ｂ8を測定した結果を、表２に示す。
表２に示す成分を含有する鋼スラブを、1220℃で20分加熱後、熱間圧延により2.5mm厚の熱延板とし、1075℃，１分間の焼鈍後、冷間圧延により板厚：0.27mmの最終板厚としてから、Ｐ(H2O)/Ｐ(H2)＝0.2の雰囲気下で焼鈍温度：820℃となる条件で２分間保持する一次再結晶焼鈍を行った。なお、一次再結晶焼鈍後のＣ量はいずれも50ppm未満であった。その後、一部コイルに対して550℃で20秒間のガス浸炭窒化処理（NH3：30vol％＋C3H8：0.5vol％＋N2：69.5vol％雰囲気下）を行ったのち、鋼板のＣ量とＮ量を測定した。
ついで、MgOを主成分とし、TiO2を10％添加した焼鈍分離剤を水と混ぜてスラリ状としたものを塗布してから、コイルに巻き取り、300〜800℃間の滞留時間が30時間となる昇温速度で最終仕上げ焼鈍を行い、引き続きリン酸塩系の絶縁張力コーティングの塗布焼付けと鋼帯の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施して製品とした。
かくして得られた製品コイルからエプスタイン試験片を採取し、磁束密度Ｂ8を測定した結果を、表２に示す。
表２から明らかなように、本発明に従い得られた発明例はいずれも、高い磁束密度が得られていることが分かる。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：0.08％以下、Si：2.0〜4.5％およびMn：0.5％以下を含有すると共に、Ｓ，SeおよびＯをそれぞれ50ppm未満、sol.Alを100ppm未満に抑制し、さらにＮを[sol.Al]×（14/27）ppm≦Ｎ≦80ppmの範囲に制御し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、再加熱することなくまたは再加熱後、熱間圧延により熱延板としたのち、焼鈍および冷間圧延を施して最終板厚の冷間圧延板とし、ついでサブスケール形成を兼ねる一次再結晶焼鈍を施したのち、焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法において、
サブスケール形成を兼ねる一次再結晶焼鈍後、二次再結晶焼鈍開始前までに、窒素量が50ppm以上1000ppm以下で、かつ炭素量が50ppm以上250ppm以下となる浸炭窒化処理を施したのち、二次再結晶焼鈍の昇温過程において300〜800℃の温度域における滞留時間を20時間以上確保することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
ただし、前記浸炭窒化処理は、NH3ガスと二酸化炭素および窒素の混合ガスによる処理温度：600〜800℃、処理時間：10〜300ｓのガス浸炭窒化処理、またはKCNOを添加したNaCN−Na2CO3−NaCl系の塩浴による塩浴温度：400〜700℃、処理時間：10〜300ｓの塩浴窒化処理である。 - 前記鋼スラブが、さらに質量％で、
Ni：0.005〜1.50％、 Sn：0.01〜0.50％、
Sb：0.005〜0.50％、 Cu：0.01〜0.50％、
Cr：0.01〜1.50％、 Ｐ：0.0050〜0.50％、
Mo：0.01〜0.50％およびNb：0.0005〜0.0100％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。 - 請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造用中間素材である一次再結晶鋼板であって、該一次再結晶鋼板の組成が、質量％で、Si：2.0〜4.5％およびMn：0.5％以下を含有し、Ｓ，SeおよびＯがそれぞれ50ppm未満、sol.Alが100ppm未満、Ｎが50ppm以上1000ppm以下、Ｃが50ppm以上250ppm以下で、残部はFeおよび不可避的不純物の組成範囲を満足し、かつ該一次再結晶鋼板の表層にFe炭化物層とFe窒化物層をそなえることを特徴とする方向性電磁鋼板製造用の一次再結晶鋼板。
- 前記一次再結晶鋼板が、さらに質量％で、
Ni：0.005〜1.50％、 Sn：0.01〜0.50％、
Sb：0.005〜0.50％、 Cu：0.01〜0.50％、
Cr：0.01〜1.50％、 Ｐ：0.0050〜0.50％、
Mo：0.01〜0.50％およびNb：0.0005〜0.0100％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする請求項３に記載の方向性電磁鋼板製造用の一次再結晶鋼板。
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