JP5949813B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - 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と被膜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。
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。このような結晶組織は、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、後工程で微細に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につき、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。
この問題を解決するために、発明者らは、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、鋭意研究を進め、その結果、スラブにインヒビター成分を含有させない場合であっても、一次再結晶焼鈍後、二次再結晶完了前に、地鉄中のＳ量を増加させることによって、安定して二次再結晶を発現させることができる技術（「増硫法」）を開発し、特許文献４において提案した。
上記した増硫法により地鉄中のＳ量を増加させ、粒界に偏析するＳ量を増すことによって、ゴス方位以外の方位を囲む粒界の移動がさらに抑制され、二次再結晶を安定化させると共に、二次粒のゴス方位への先鋭性が増し、磁気特性を向上させることができた。
しかしながら、増硫薬剤の多量添加に伴い二次再結晶焼鈍中の酸化反応が過度に生じることに起因して、「キラキラ」あるいは「霜降り」と呼ばれる下地被膜欠損部が発生するという問題が生じた。
しかしながら、増硫薬剤の多量添加に伴い二次再結晶焼鈍中の酸化反応が過度に生じることに起因して、「キラキラ」あるいは「霜降り」と呼ばれる下地被膜欠損部が発生するという問題が生じた。
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、方向性電磁鋼板の製造工程において高温のスラブ加熱を施すことなしに低コストで、また脱炭焼鈍条件と浸硫処理条件の双方の適切な組み合わせによって磁気特性と下地被膜特性を両立させた、方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
さて、発明者らは、上記の問題を解決するために、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、増硫処理により磁気特性を向上させる技術について、鋭意研究を進めた。
その結果、増硫処理を行った場合でも、脱炭焼鈍処理の際の雰囲気酸化性と温度、および増硫処理の方法を適正化することにより、安定して良好な下地被膜を形成できる技術を開発した。
その結果、増硫処理を行った場合でも、脱炭焼鈍処理の際の雰囲気酸化性と温度、および増硫処理の方法を適正化することにより、安定して良好な下地被膜を形成できる技術を開発した。
以下、本発明を由来するに至った実験結果について説明する。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。
実験１
Ｃ：0.03％、Si：3.5％、Mn：0.05％、sol.Al：45ppm、Ｎ：35ppm、Ｓ：20ppm、Se：１ppmおよびＯ：10ppm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連鋳スラブを、1200℃に加熱後、熱間圧延により板厚：2.7mmの熱延板としたのち、1050℃で30秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により板厚：0.30mmとしたのち、840℃で120秒間均熱する脱炭焼鈍を水素分圧：50％、窒素分圧：50％、露点：60℃の条件で行った。
ついで、MgＯを主剤とし、種々の硫化物、すなわち硫酸マグネシウム（MgSO4）、硫化マグネシウム（MgＳ）、チオ硫酸ナトリウム（Na2S2O3）、硫酸第１鉄（FeSO4）、硫酸マンガン（MnSO4）、硫酸カルシウム（CaSO4）、硫酸ランタン（La2(SO4)3）、硫酸カリウム（K2SO4）および硫酸アルミニウム（Al2(SO4)3）をそれぞれ10mass％含有する焼鈍分離剤を、一次再結晶焼鈍板の表面に12.5g/m2塗布し、乾燥した。ついで、昇温速度：15℃/ｈ、雰囲気ガス：900℃までＮ2ガス、900℃以上はＨ2ガス、均熱処理：1160℃，５ｈの条件で二次再結晶焼鈍を施した。
実験１
Ｃ：0.03％、Si：3.5％、Mn：0.05％、sol.Al：45ppm、Ｎ：35ppm、Ｓ：20ppm、Se：１ppmおよびＯ：10ppm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連鋳スラブを、1200℃に加熱後、熱間圧延により板厚：2.7mmの熱延板としたのち、1050℃で30秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により板厚：0.30mmとしたのち、840℃で120秒間均熱する脱炭焼鈍を水素分圧：50％、窒素分圧：50％、露点：60℃の条件で行った。
ついで、MgＯを主剤とし、種々の硫化物、すなわち硫酸マグネシウム（MgSO4）、硫化マグネシウム（MgＳ）、チオ硫酸ナトリウム（Na2S2O3）、硫酸第１鉄（FeSO4）、硫酸マンガン（MnSO4）、硫酸カルシウム（CaSO4）、硫酸ランタン（La2(SO4)3）、硫酸カリウム（K2SO4）および硫酸アルミニウム（Al2(SO4)3）をそれぞれ10mass％含有する焼鈍分離剤を、一次再結晶焼鈍板の表面に12.5g/m2塗布し、乾燥した。ついで、昇温速度：15℃/ｈ、雰囲気ガス：900℃までＮ2ガス、900℃以上はＨ2ガス、均熱処理：1160℃，５ｈの条件で二次再結晶焼鈍を施した。
二次再結晶焼鈍後の磁束密度について調べた結果を図１に示す。
図１に示したとおり、硫化物として硫酸マグネシウムを添加した場合が最も磁気特性向上効果が大きいことが判明した。ただし、二次再結晶焼鈍後の下地被膜表面には「キラキラ」あるいは「霜降り」と呼ばれる下地被膜欠損部が発生していた。
図１に示したとおり、硫化物として硫酸マグネシウムを添加した場合が最も磁気特性向上効果が大きいことが判明した。ただし、二次再結晶焼鈍後の下地被膜表面には「キラキラ」あるいは「霜降り」と呼ばれる下地被膜欠損部が発生していた。
実験１で、硫酸マグネシウムを添加することで大きな磁気特性向上効果が得られることが分かったので、次に被膜特性を改善すべく硫酸マグネシウムを添加した際の脱炭焼鈍条件について検討した。
実験２
Ｃ：0.03％、Si：3.5％、Mn：0.05％、sol.Al：45ppm、Ｎ：35ppm、Ｓ：20ppm、Se：１ppmおよびＯ：10 ppm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連鋳スラブを、1200℃に加熱後、熱間圧延により板厚：2.7mmの熱延板としたのち、1050℃で30秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により板厚：0.30mmとしたのち、840℃で120秒間均熱する脱炭焼鈍を、水素分圧：50％、窒素分圧：50％に固定した雰囲気で露点（DP）を25℃から65℃の範囲で種々変更する実験を行った。
ついで、MgＯを主剤とし、硫酸マグネシウム（MgSO4）を10mass％含有する焼鈍分離剤を、一次再結晶焼鈍板の表面に12.5g/m2塗布し、乾燥した。ついで、脱炭焼鈍後の酸素目付量を測定したのち、昇温速度：15℃/ｈ、雰囲気ガス：900℃までＮ2ガス、900℃以上はＨ2ガス、均熱処理：1160℃，５ｈの条件で二次再結晶焼鈍を施した。
Ｃ：0.03％、Si：3.5％、Mn：0.05％、sol.Al：45ppm、Ｎ：35ppm、Ｓ：20ppm、Se：１ppmおよびＯ：10 ppm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連鋳スラブを、1200℃に加熱後、熱間圧延により板厚：2.7mmの熱延板としたのち、1050℃で30秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により板厚：0.30mmとしたのち、840℃で120秒間均熱する脱炭焼鈍を、水素分圧：50％、窒素分圧：50％に固定した雰囲気で露点（DP）を25℃から65℃の範囲で種々変更する実験を行った。
ついで、MgＯを主剤とし、硫酸マグネシウム（MgSO4）を10mass％含有する焼鈍分離剤を、一次再結晶焼鈍板の表面に12.5g/m2塗布し、乾燥した。ついで、脱炭焼鈍後の酸素目付量を測定したのち、昇温速度：15℃/ｈ、雰囲気ガス：900℃までＮ2ガス、900℃以上はＨ2ガス、均熱処理：1160℃，５ｈの条件で二次再結晶焼鈍を施した。
二次再結晶焼鈍後に、酸素目付量と被膜付きでのＳ量、100mm×100mm角の試料内での下地被膜欠損部の面積率を測定した。また、下地被膜密着性の評価として、圧延方向に300mm、圧延直角方向に30mmの長さを有する試験片を採取し、種々の径を有する丸棒に試験片を押し付けながら180°折り曲げ、折り曲げ部分が剥離しない最小径を調査した。曲げ剥離最小径が小さいほど下地被膜の密着性が良好ということであり、通常の用途では50mm以下が求められている。
図２に、Ｐ(H2O)/Ｐ(H2)で定義される脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性と脱炭焼鈍後の酸素目付量との関係を示す。
図２によると、雰囲気酸化性が高くなるほど酸素目付量が増加するという通常の関係にあることが分かる。
図２によると、雰囲気酸化性が高くなるほど酸素目付量が増加するという通常の関係にあることが分かる。
図３に、脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性と二次再結晶焼鈍後の下地被膜欠損部面積率との関係を示す。
同図に示したとおり、雰囲気酸化性が0.35よりも高くなると被膜欠損部が発生することが分かる。
同図に示したとおり、雰囲気酸化性が0.35よりも高くなると被膜欠損部が発生することが分かる。
図４に、脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性と二次再結晶焼鈍後の曲げ剥離最小径との関係を示す。
同図によれば、下地被膜密着性は雰囲気酸化性が0.10を下回ると急激に低下することが分かる。
すなわち、被膜欠損部の発生と被膜密着性は相反する関係にあり、両者を満足させるためには雰囲気酸化性を0.10〜0.35の範囲に制御する必要があることが判明した。
同図によれば、下地被膜密着性は雰囲気酸化性が0.10を下回ると急激に低下することが分かる。
すなわち、被膜欠損部の発生と被膜密着性は相反する関係にあり、両者を満足させるためには雰囲気酸化性を0.10〜0.35の範囲に制御する必要があることが判明した。
そこで、次に、脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性の影響を二次再結晶焼鈍後の下地被膜の状態と関連づけるために、下地被膜付きのＳ量と酸素目付量を測定した。
図５に、下地被膜付きＳ量と被膜欠損率との関係を示す。
図５によると、下地被膜付きでのＳ量が15ppm以上確保されると被膜欠損が発生しないことが分かる。
図５に、下地被膜付きＳ量と被膜欠損率との関係を示す。
図５によると、下地被膜付きでのＳ量が15ppm以上確保されると被膜欠損が発生しないことが分かる。
次に、図６に、脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性と二次再結晶焼鈍後の下地被膜付きでのＳ量との関係について調べた結果を示す。
同図によれば、脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性を低下させることで下地被膜付きＳ量が増加していることが新規に知見された。また同時に、下地被膜を除去してＳ量を分析したところ、いずれの試料でも分析限界値（４ppm）未満の値であり、Ｓは下地被膜中に固定されていることも明らかになった。
同図によれば、脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性を低下させることで下地被膜付きＳ量が増加していることが新規に知見された。また同時に、下地被膜を除去してＳ量を分析したところ、いずれの試料でも分析限界値（４ppm）未満の値であり、Ｓは下地被膜中に固定されていることも明らかになった。
また、図７に、脱炭焼鈍後の酸素目付量（Ｏ2H）に対する二次再結晶焼鈍後の酸素目付量（ＯFA）の比（ＯFA/Ｏ2H）と二次再結晶焼鈍後の被膜密着性の指標である曲げ剥離最小径との関係を示す。
図７によると、脱炭焼鈍後の酸素目付量（Ｏ2H）に対する二次再結晶焼鈍後の酸素目付量（ＯFA）の比（ＯFA/Ｏ2H）が大きくなるほど下地被膜の密着性が低下することが分かった。
図７によると、脱炭焼鈍後の酸素目付量（Ｏ2H）に対する二次再結晶焼鈍後の酸素目付量（ＯFA）の比（ＯFA/Ｏ2H）が大きくなるほど下地被膜の密着性が低下することが分かった。
これらの実験からの結論として、硫酸マグネシウムを多量添加して増硫処理を施す場合には、通常よりも低めの酸化性雰囲気下で脱炭焼鈍を行い、脱炭焼鈍後での酸素目付量を低めにコントロールし、二次再結晶焼鈍中での硫酸マグネシウムの分解に伴う追加酸化により下地被膜を形成し、同時にＳを膜中に多く固定することで、被膜密着性の確保と共に、被膜欠損部の発生を抑えて良好な被膜を形成できることが判明した。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
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：4.5％以下およびMn：0.5％以下を含有し、Ｓ，SeおよびＯをそれぞれ50ppm未満ならびにＮを60ppm未満、sol.Alを100ppm未満に抑制し、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、再加熱することなくあるいは再加熱後、熱間圧延を施して熱延板としたのち、焼鈍および圧延により最終板厚の冷延板とし、ついで脱炭焼鈍を兼ねる一次再結晶焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
脱炭焼鈍前段の800℃を超える温度域で少なくとも60秒間にわたり、雰囲気酸化性〔Ｐ(H2O)/Ｐ(H2)〕を0.10以上、0.35以下に制御する、
脱炭焼鈍後段での最高到達温度を860℃以上とし、かつ雰囲気酸化性〔Ｐ(H 2 O)/Ｐ(H 2 )〕を0.10以下とする、
脱炭焼鈍後の鋼板両面当たりの酸素目付量を0.70〜1.10g/m2に制限する、
MgＯを主体とする焼鈍分離剤中に硫酸マグネシウムを2.0mass％以上含有させて、二次再結晶焼鈍後の鋼板両面当たりの酸素目付量（ＯFA）と脱炭焼鈍後の鋼板両面当たりの酸素目付量（Ｏ2H）の比（ＯFA/Ｏ2H）を2.8〜4.1にすると共に、二次再結晶焼鈍後の下地被膜付きＳ量を15ppm以上とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（１）質量％で、Ｃ：0.08％以下、Si：4.5％以下およびMn：0.5％以下を含有し、Ｓ，SeおよびＯをそれぞれ50ppm未満ならびにＮを60ppm未満、sol.Alを100ppm未満に抑制し、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、再加熱することなくあるいは再加熱後、熱間圧延を施して熱延板としたのち、焼鈍および圧延により最終板厚の冷延板とし、ついで脱炭焼鈍を兼ねる一次再結晶焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
脱炭焼鈍前段の800℃を超える温度域で少なくとも60秒間にわたり、雰囲気酸化性〔Ｐ(H2O)/Ｐ(H2)〕を0.10以上、0.35以下に制御する、
脱炭焼鈍後段での最高到達温度を860℃以上とし、かつ雰囲気酸化性〔Ｐ(H 2 O)/Ｐ(H 2 )〕を0.10以下とする、
脱炭焼鈍後の鋼板両面当たりの酸素目付量を0.70〜1.10g/m2に制限する、
MgＯを主体とする焼鈍分離剤中に硫酸マグネシウムを2.0mass％以上含有させて、二次再結晶焼鈍後の鋼板両面当たりの酸素目付量（ＯFA）と脱炭焼鈍後の鋼板両面当たりの酸素目付量（Ｏ2H）の比（ＯFA/Ｏ2H）を2.8〜4.1にすると共に、二次再結晶焼鈍後の下地被膜付きＳ量を15ppm以上とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（２）前記鋼スラブが、さらに質量％で、Cr：0.02〜0.5％、Ni：0.05〜0.5％、Cu：0.05〜0.5％、Ｐ：0.01〜0.2％、Sb：0.01〜0.2％、Sn：0.01〜0.4％、Nb：0.002〜0.01％およびMo：0.01〜0.2％のうちから選んだ一種または二種以上を含有する組成から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）脱炭焼鈍の昇温中、500〜700℃の温度域における昇温速度を50℃/ｓ以上とすることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
本発明によれば、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を、工業的に安定してかつ安価に製造することが可能となり、その工業的価値は極めて高い。
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。
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、本発明では0.08％以下に限定した。磁気特性の観点から望ましい添加量は0.01〜0.06％の範囲である。なお、要求される磁気特性のレベルがさほど高くない場合には、一次再結晶焼鈍における脱炭を省略あるいは簡略化するために、Ｃを0.01％以下としてもよい。
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。
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、本発明では0.08％以下に限定した。磁気特性の観点から望ましい添加量は0.01〜0.06％の範囲である。なお、要求される磁気特性のレベルがさほど高くない場合には、一次再結晶焼鈍における脱炭を省略あるいは簡略化するために、Ｃを0.01％以下としてもよい。
Si：4.5％以下
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は4.5％以下に限定した。鉄損の観点から望ましい添加量は、2.0〜4.0％の範囲である。なお、要求される鉄損レベルによっては、Siを添加しなくてもよい。
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は4.5％以下に限定した。鉄損の観点から望ましい添加量は、2.0〜4.0％の範囲である。なお、要求される鉄損レベルによっては、Siを添加しなくてもよい。
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。
Ｎ：60ppm未満
Ｎもまた、ＳやSe，Ｏと同様、過剰に存在すると二次再結晶を困難にする。特にＮ量が60ppm以上になると、二次再結晶が生じ難くなり、磁気特性が劣化するので、Ｎは60ppm未満に抑制するものとした。
Ｎもまた、ＳやSe，Ｏと同様、過剰に存在すると二次再結晶を困難にする。特にＮ量が60ppm以上になると、二次再結晶が生じ難くなり、磁気特性が劣化するので、Ｎは60ppm未満に抑制するものとした。
sol.Al：100ppm未満
Alもまた、過剰に存在すると二次再結晶を困難とする。特に、sol.Al量が100ppm以上になると、低温スラブ加熱の条件では二次再結晶し難くなり、磁気特性が劣化するので、Alはsol.Al量で100ppm未満に抑制するものとした。
Alもまた、過剰に存在すると二次再結晶を困難とする。特に、sol.Al量が100ppm以上になると、低温スラブ加熱の条件では二次再結晶し難くなり、磁気特性が劣化するので、Alはsol.Al量で100ppm未満に抑制するものとした。
以上、必須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。
Cr：0.02〜0.5％
Crは、フォルステライト下地被膜の形成を安定化させる働きがあり、そのためには0.02％以上含有させることが好ましいが、一方で含有量が0.5％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0.02〜0.5％の範囲で含有させることが望ましい。
Cr：0.02〜0.5％
Crは、フォルステライト下地被膜の形成を安定化させる働きがあり、そのためには0.02％以上含有させることが好ましいが、一方で含有量が0.5％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0.02〜0.5％の範囲で含有させることが望ましい。
Ni：0.05〜0.5％
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0.05％以上含有させることが好ましいが、含有量が0.5％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0.05〜0.5％の範囲で含有させることが望ましい。
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0.05％以上含有させることが好ましいが、含有量が0.5％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0.05〜0.5％の範囲で含有させることが望ましい。
Cu：0.05〜0.5％
Cu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働きがあり、そのためには0.05％以上含有させることが好ましいが、0.5％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0.05〜0.5％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働きがあり、そのためには0.05％以上含有させることが好ましいが、0.5％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0.05〜0.5％の範囲で含有させることが望ましい。
Ｐ：0.01〜0.2％
Ｐは、フォルステライト下地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、含有量が0.2％を超えると冷間圧延性が劣化するので、Ｐは0.01〜0.2％の範囲で含有させることが望ましい。
Ｐは、フォルステライト下地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、含有量が0.2％を超えると冷間圧延性が劣化するので、Ｐは0.01〜0.2％の範囲で含有させることが望ましい。
Sb：0.01〜0.2％
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0.01％以上含有させることが好ましいが、0.2％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するので、Sbは0.01〜0.2％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0.01％以上含有させることが好ましいが、0.2％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するので、Sbは0.01〜0.2％の範囲で含有させることが望ましい。
Sn：0.01〜0.4％
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、0.4％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するので、Snは0.01〜0.4％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、0.4％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するので、Snは0.01〜0.4％の範囲で含有させることが望ましい。
Nb：0.002〜0.01％
Nbは、一次再結晶粒の成長を抑制し、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0.002％以上含有することが望ましいが、0.01％を超えて含有されると地鉄中に残留して鉄損を劣化させるので0.002〜0.01％の範囲で含有させることが望ましい。
Nbは、一次再結晶粒の成長を抑制し、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0.002％以上含有することが望ましいが、0.01％を超えて含有されると地鉄中に残留して鉄損を劣化させるので0.002〜0.01％の範囲で含有させることが望ましい。
Mo：0.01〜0.2％
Moは、粒界に偏析することで一次再結晶粒の成長を抑制し、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％以上含有することが望ましいが、0.2％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するので、Moは0.01〜0.2％の範囲で含有させることが望ましい。
Moは、粒界に偏析することで一次再結晶粒の成長を抑制し、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％以上含有することが望ましいが、0.2％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するので、Moは0.01〜0.2％の範囲で含有させることが望ましい。
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あるいは再加熱したのち、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、スラブ中にインヒビターを含まない本発明では無意味で、コストアップとなるだけでなく、結晶粒の巨大化により磁気特性の劣化を招き、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あるいは再加熱したのち、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、スラブ中にインヒビターを含まない本発明では無意味で、コストアップとなるだけでなく、結晶粒の巨大化により磁気特性の劣化を招き、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、最終冷間圧延板に脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施す。
この一次再結晶焼鈍の第一の目的は、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集合組織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℃未満とすることが望ましい。
この一次再結晶焼鈍の第一の目的は、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集合組織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℃未満とすることが望ましい。
また、第二の目的は、脱炭である。
製品板中に炭素が50ppm以上含まれると鉄損が劣化するので、この一次再結晶焼鈍で炭素を50ppm未満まで低減する。なお、この時の焼鈍雰囲気は、湿水素窒素または湿水素アルゴン雰囲気とすることが望ましい。
製品板中に炭素が50ppm以上含まれると鉄損が劣化するので、この一次再結晶焼鈍で炭素を50ppm未満まで低減する。なお、この時の焼鈍雰囲気は、湿水素窒素または湿水素アルゴン雰囲気とすることが望ましい。
さらに、第三の目的は、フォルステラライトを主体とする下地被膜の原料となるSiO2の内部酸化層からなるサブスケールを形成することである。
二次再結晶焼鈍後に被膜欠損部がなく、かつ被膜密着性に優れた下地被膜を形成するためには、脱炭焼鈍前段の800℃を超える温度域で、少なくとも60秒間にわたって、雰囲気酸化性〔Ｐ(H2O)/Ｐ(H2)〕を0.10以上、0.35以下に制限し、かつ脱炭焼鈍後の酸素目付量を0.70〜1.10g/m2に制限することが重要である。
二次再結晶焼鈍後に被膜欠損部がなく、かつ被膜密着性に優れた下地被膜を形成するためには、脱炭焼鈍前段の800℃を超える温度域で、少なくとも60秒間にわたって、雰囲気酸化性〔Ｐ(H2O)/Ｐ(H2)〕を0.10以上、0.35以下に制限し、かつ脱炭焼鈍後の酸素目付量を0.70〜1.10g/m2に制限することが重要である。
脱炭焼鈍の前段温度が800℃以下の場合は、酸化反応、脱炭反応が十分進まず必要な酸化と脱炭を完了させることができない。従って、800℃を超える温度に加熱して酸化反応、脱炭反応を進行させるわけであるが、脱炭焼鈍前段の800℃を超える温度域で、少なくとも60秒間にわたって雰囲気酸化性が0.10未満であると層状のサブスケール構造となり、脱炭焼鈍後に必要量の酸化物を確保することが困難となり、二次再結晶焼鈍時に良好な下地被膜形成ができない。一方、上記の雰囲気酸化性が0.35を超えると、球状のサブスケール構造となり二次再結晶焼鈍時に異常酸化が進行して被膜欠損部を生じる。
従って、脱炭焼鈍前段の800℃を超える温度域で、少なくとも60秒間にわたり、雰囲気酸化性を0.10以上、0.35以下に制限する必要がある。
なお、雰囲気酸化度を制御すべき時間を少なくとも60秒間としたのは、サブスケールの厚みを十分確保するためである。
従って、脱炭焼鈍前段の800℃を超える温度域で、少なくとも60秒間にわたり、雰囲気酸化性を0.10以上、0.35以下に制限する必要がある。
なお、雰囲気酸化度を制御すべき時間を少なくとも60秒間としたのは、サブスケールの厚みを十分確保するためである。
また、脱炭焼鈍後の酸素目付量が0.70g/m2未満であると、二次再結晶焼鈍で形成される下地被膜量が不足して、被膜密着性が劣化し、一方1.10g/m2を超えると二次再結晶焼鈍時に異常酸化が進行して被膜欠損部を生じるので、脱炭焼鈍後の酸素目付量は0.70〜1.10g/m2とする。
サブスケールを上述の適正な範囲に制御したのち、一次再結晶粒径を二次再結晶発現のために好適な粒径に調整して磁気特性を向上させるために、脱炭焼鈍後段で最高到達温度に到達させる。後段の温度を高める場合、酸素目付量を過剰にしないために、雰囲気酸化性は極力低下させることが好ましい。脱炭焼鈍後段における最高到達温度は860℃以上、雰囲気酸化性は0.10以下とすることが好ましい。
また、脱炭焼鈍の昇温中、500〜700℃の温度域における昇温速度を50℃/ｓ以上とすることは、鉄損低減の点で有効である。なお、この昇温速度の上限については特に制限はなく、実施可能なレベルであれば良い。
ここに、脱炭焼鈍前段とは、前半の均熱時間終了までを、また脱炭焼鈍後段とは、前半の均熱時間終了後異なる温度に設定し、その温度で均熱する時間が終了するまでを意味する。
また、脱炭焼鈍の昇温中、500〜700℃の温度域における昇温速度を50℃/ｓ以上とすることは、鉄損低減の点で有効である。なお、この昇温速度の上限については特に制限はなく、実施可能なレベルであれば良い。
ここに、脱炭焼鈍前段とは、前半の均熱時間終了までを、また脱炭焼鈍後段とは、前半の均熱時間終了後異なる温度に設定し、その温度で均熱する時間が終了するまでを意味する。
上記の一次再結晶焼鈍後、鋼板の表面にマグネシア（MgＯ）を主剤とする焼鈍分離剤を塗布する。そして、一次再結晶焼鈍後から二次再結晶完了までの間に、地鉄中のＳ量を増加させる増硫処理による磁気特性向上を図るために、焼鈍分離剤中に硫酸マグネシウムを2.0mass％以上含有させることが肝要である。硫酸マグネシウムの添加量が2.0mass％未満では十分な磁気特性向上効果が得られない。なお、硫酸マグネシウムの添加上限値は２mass％程度とするのが好ましい。
本発明において「主剤」とは、マグネシアを80mass％以上含有させることを意味する。さらに、このマグネシア中には、上記した硫酸マグネシウムの他、TiO2など通常用いられる成分を添加することもできる。
また、焼鈍分離剤の塗布量としては、5.0〜20.0g/m2が好適である。塗布量が、下限に満たないと被膜形成量が不十分であり、一方上限を超えると被膜密着性が不十分となる不利を招く。
本発明において「主剤」とは、マグネシアを80mass％以上含有させることを意味する。さらに、このマグネシア中には、上記した硫酸マグネシウムの他、TiO2など通常用いられる成分を添加することもできる。
また、焼鈍分離剤の塗布量としては、5.0〜20.0g/m2が好適である。塗布量が、下限に満たないと被膜形成量が不十分であり、一方上限を超えると被膜密着性が不十分となる不利を招く。
その後、二次再結晶焼鈍を行う。この二次再結晶焼鈍中に硫酸マグネシウムが分解し、増硫効果を発揮して、ゴス方位に高度に集積した結晶組織が生成する結果、良好な磁気特性が得られる。
ここに、二次再結晶焼鈍条件は特に限定されることはなく、常法に従って行えば良い。好ましくは800〜950℃、10〜50ｈである。
ここに、二次再結晶焼鈍条件は特に限定されることはなく、常法に従って行えば良い。好ましくは800〜950℃、10〜50ｈである。
上記の増硫効果により磁気特性が向上する現象は、スラブ中にインヒビター成分を含有しない鋼の場合に特有な現象である。すなわち、鋼中にAlＮやMnＳなどのインヒビター成分（析出物）が存在しない場合、一次再結晶組織中のゴス方位粒を囲む粒界は、他の方位の粒を囲む粒界に比べて易動度が大きくなり、その結果ゴス方位が優先成長（二次再結晶）するのである。
なお、一次再結晶後に地鉄中のＳ量を増加させることによって磁気特性が向上する理由は、まだ明確に解明されたわけではないが、粒界へ偏析するＳ量が増すと、ゴス方位以外の方位を囲む粒界の移動がさらに抑制され、二次再結晶が安定化すると共に、二次粒のゴス方位への先鋭性が増すことによるものと考えられる。特に硫酸マグネシウムの磁気特性向上効果が大きい理由については、必ずしも明らかでないが、分解による増硫効果が二次再結晶開始前に完了するためだと考えられる。
なお、二次再結晶焼鈍は、前掲特許文献４に開示されているように、昇温速度を30℃/ｈ以下としてＳを地鉄中に拡散させることが有効である。また焼鈍雰囲気は、Ｎ2，Arあるいはこれらの混合ガスのいずれもが適合する。ただし、二次再結晶完了までは、Ｈ2を雰囲気ガスとして使用しない。というのは、焼鈍分離剤中のＳがＨ2Ｓ（ガス）として系外に出て行き、特にコイルのエッジにおいて増硫の効果が小さくなるからである。
さらに、増硫による磁気特性向上効果を享受し、かつ二次再結晶後の下地被膜の密着性と被膜欠損部のない良好な下地被膜の形成を実現するためには、二次再結晶焼鈍後の酸素目付量（ＯFA）と脱炭焼鈍後の酸素目付量（Ｏ2H）の比（ＯFA/Ｏ2H）を2.8〜4.1とすること、かつ二次再結晶焼鈍後の下地被膜付きでのＳ量を15ppm以上とすることが重要である。なお、下地被膜付きでのＳ量が100ppmを超えると鉄損劣化の弊害が生じるので、下地被膜付きＳ量の上限は100ppmとすることが好ましい。
これらの条件を達成するためには、脱炭焼鈍雰囲気の酸化性および均熱時間を調整して酸素目付量を適正量に調整した上で、マグネシア（MgＯ）を主剤とする焼鈍分離剤中に適正量の硫酸マグネシウムを添加することが重要である。二次再結晶焼鈍後の酸素目付量と脱炭焼鈍後の酸素目付量の比および下地被膜付きＳ量がこの範囲外では、被膜密着性の確保と被膜欠損部の抑制を両立させることができない。
これらの条件を達成するためには、脱炭焼鈍雰囲気の酸化性および均熱時間を調整して酸素目付量を適正量に調整した上で、マグネシア（MgＯ）を主剤とする焼鈍分離剤中に適正量の硫酸マグネシウムを添加することが重要である。二次再結晶焼鈍後の酸素目付量と脱炭焼鈍後の酸素目付量の比および下地被膜付きＳ量がこの範囲外では、被膜密着性の確保と被膜欠損部の抑制を両立させることができない。
上記の二次再結晶焼鈍後、鋼板表面に、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、特に限定されず、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などが好適である。
また、平坦化焼鈍により、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、平坦化焼鈍により、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付け処理と兼備させることもできる。
実施例１
Ｃ：0.05％、Si：3.35％、Mn：0.05％、sol.Al：55ppm、Ｎ：35ppm、Ｓ：15ppm、Se：１ppm、Ｏ：10ppm、Sb：0.03％、Cr：0.05％およびSn：0.05％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連鋳スラブを、1200℃に再加熱後、熱間圧延により板厚：2.2mmの熱延板としたのち、1050℃で30秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により板厚：0.30mmの冷延板としたのち、表１に示す条件で脱炭・一次再結晶焼鈍を施した。脱炭焼鈍前段におけるその他の処理条件は850℃，100ｓ、Ｈ2：55％、Ｎ2：45％であり、一方後段は最高到達温度：880℃、Ｐ(H2O)/Ｐ(H2)＝0.01とした。
ついで、MgＯを主剤とし、硫酸マグネシウムを表１に示す種々の範囲で添加した焼鈍分離剤を、一次再結晶焼鈍板の表面に12.5g/m2塗布し、乾燥したのち、昇温速度：15℃/ｈ、雰囲気ガス：900℃までＮ2ガス、900℃以上はＨ2、均熱処理：1160℃，５ｈの条件で二次再結晶焼鈍を施した。
Ｃ：0.05％、Si：3.35％、Mn：0.05％、sol.Al：55ppm、Ｎ：35ppm、Ｓ：15ppm、Se：１ppm、Ｏ：10ppm、Sb：0.03％、Cr：0.05％およびSn：0.05％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連鋳スラブを、1200℃に再加熱後、熱間圧延により板厚：2.2mmの熱延板としたのち、1050℃で30秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により板厚：0.30mmの冷延板としたのち、表１に示す条件で脱炭・一次再結晶焼鈍を施した。脱炭焼鈍前段におけるその他の処理条件は850℃，100ｓ、Ｈ2：55％、Ｎ2：45％であり、一方後段は最高到達温度：880℃、Ｐ(H2O)/Ｐ(H2)＝0.01とした。
ついで、MgＯを主剤とし、硫酸マグネシウムを表１に示す種々の範囲で添加した焼鈍分離剤を、一次再結晶焼鈍板の表面に12.5g/m2塗布し、乾燥したのち、昇温速度：15℃/ｈ、雰囲気ガス：900℃までＮ2ガス、900℃以上はＨ2、均熱処理：1160℃，５ｈの条件で二次再結晶焼鈍を施した。
上記の条件で得られた二次再結晶焼鈍板の表面に、リン酸塩−クロム酸塩−コロイダルシリカを、質量比で３：１：３の割合で含有する処理液を塗布し、800℃で焼き付けた。
その後、コイル幅中央部の磁気特性について調査した。磁気特性は、800℃で３時間の歪取り焼鈍を行ったのち、800A/mで励磁したときの磁束密度Ｂ8および50Hzで1.7Ｔまで励磁したときの鉄損Ｗ17/50で評価した。
また、二次再結晶焼鈍板において、酸素目付量と被膜付きでのＳ量、100mm×100mm角の試料内での下地被膜欠損部の面積率を測定した。
さらに、被膜密着性は、圧延方向に300mm、圧延直角方向に30mmの長さを有する試験片を採取し、種々の径を有する丸棒に試験片を押し付けながら180°折り曲げ、折り曲げ部分が剥離しない最小径で評価した。
得られた結果を表１に併記する。
その後、コイル幅中央部の磁気特性について調査した。磁気特性は、800℃で３時間の歪取り焼鈍を行ったのち、800A/mで励磁したときの磁束密度Ｂ8および50Hzで1.7Ｔまで励磁したときの鉄損Ｗ17/50で評価した。
また、二次再結晶焼鈍板において、酸素目付量と被膜付きでのＳ量、100mm×100mm角の試料内での下地被膜欠損部の面積率を測定した。
さらに、被膜密着性は、圧延方向に300mm、圧延直角方向に30mmの長さを有する試験片を採取し、種々の径を有する丸棒に試験片を押し付けながら180°折り曲げ、折り曲げ部分が剥離しない最小径で評価した。
得られた結果を表１に併記する。
同表から明らかなように、本発明に従い、脱炭焼鈍の雰囲気酸化性を制御して、酸素目付量を適正な範囲に調整した上で、MgＯを主剤とし、硫酸マグネシウムを2.0mass％以上含有する焼鈍分離剤を塗布して二次再結晶焼鈍を施し、二次再結晶焼鈍後に適正な酸素目付量と被膜付きＳ量を確保した場合には、良好な磁気特性と被膜特性を両立できることが分かる。
実施例２
Ｃ：0.025％、Si：3.4％、Mn：0.10％、sol.Al：80ppm、Ｎ：45ppm、Ｓ：20ppm、Se：２ppm、Ｏ：30ppm、Sb：0.03％、Cr：0.05％およびSn：0.05％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連鋳スラブを、1180℃に再加熱後、熱間圧延により板厚：2.5mmの熱延板とし、ついで冷間圧延により板厚：0.27mmとしたのち、前段をＨ2：55％、Ｎ2：45％、露点（DP）：45℃、Ｐ(H2O)/Ｐ(H2)＝0.19の雰囲気中で、820℃，100ｓ間均熱し、後段を表２に示す温度、露点および雰囲気酸化性の下で脱炭・一次再結晶焼鈍を施した。
ついで、MgＯを主剤とし、硫酸マグネシウムを表２に示す割合で添加した焼鈍分離剤を、一次再結晶焼鈍板の表面に12.5g/m2塗布し、乾燥したのち、昇温速度：15℃/ｈ、雰囲気ガス：900℃までＮ2ガス、900℃以上はＨ2、均熱処理：1160℃，５ｈの条件で二次再結晶焼鈍を施した。
Ｃ：0.025％、Si：3.4％、Mn：0.10％、sol.Al：80ppm、Ｎ：45ppm、Ｓ：20ppm、Se：２ppm、Ｏ：30ppm、Sb：0.03％、Cr：0.05％およびSn：0.05％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連鋳スラブを、1180℃に再加熱後、熱間圧延により板厚：2.5mmの熱延板とし、ついで冷間圧延により板厚：0.27mmとしたのち、前段をＨ2：55％、Ｎ2：45％、露点（DP）：45℃、Ｐ(H2O)/Ｐ(H2)＝0.19の雰囲気中で、820℃，100ｓ間均熱し、後段を表２に示す温度、露点および雰囲気酸化性の下で脱炭・一次再結晶焼鈍を施した。
ついで、MgＯを主剤とし、硫酸マグネシウムを表２に示す割合で添加した焼鈍分離剤を、一次再結晶焼鈍板の表面に12.5g/m2塗布し、乾燥したのち、昇温速度：15℃/ｈ、雰囲気ガス：900℃までＮ2ガス、900℃以上はＨ2、均熱処理：1160℃，５ｈの条件で二次再結晶焼鈍を施した。
上記の条件で得られた二次再結晶焼鈍板の表面に、リン酸塩−クロム酸塩−コロイダルシリカを、質量比で３：１：３の割合で含有する処理液を塗布し、800℃で焼き付けた。
その後、コイル幅中央部の磁気特性について調査した。磁気特性は、800℃で３時間の歪取り焼鈍を行ったのち、800A/mで励磁したときの磁束密度Ｂ8および50Hzで1.7Ｔまで交流で励磁したときの鉄損Ｗ17/50で評価した。
また、二次再結晶焼鈍板において、酸素目付量と被膜付きでのＳ量、100mm×100mm角の試料内での下地被膜欠損部の面積率を測定した。
さらに、被膜密着性は、圧延方向に300mm、圧延直角方向に30mmの長さを有する試験片を採取し、種々の径を有する丸棒に試験片を押し付けながら180°折り曲げ、折り曲げ部分が剥離しない最小径で評価した。
得られた結果を表２に併記する。
その後、コイル幅中央部の磁気特性について調査した。磁気特性は、800℃で３時間の歪取り焼鈍を行ったのち、800A/mで励磁したときの磁束密度Ｂ8および50Hzで1.7Ｔまで交流で励磁したときの鉄損Ｗ17/50で評価した。
また、二次再結晶焼鈍板において、酸素目付量と被膜付きでのＳ量、100mm×100mm角の試料内での下地被膜欠損部の面積率を測定した。
さらに、被膜密着性は、圧延方向に300mm、圧延直角方向に30mmの長さを有する試験片を採取し、種々の径を有する丸棒に試験片を押し付けながら180°折り曲げ、折り曲げ部分が剥離しない最小径で評価した。
得られた結果を表２に併記する。
同表に示したとおり、本発明に従い、脱炭焼鈍条件および二次再結晶焼鈍条件を適切に制御した場合は、良好な磁気特性と被膜特性の両者を併せて得ることができた。
実施例３
Ｃ：0.03％、Si：3.4％、Mn：0.10％、sol.Al：80ppm、Ｎ：55ppm、Ｓ：20ppm、Se：２ppm、Ｏ：30ppm、Sb：0.03％、Cr：0.05％、Sn：0.05％およびＰ：0.03％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連鋳スラブを、1210℃に再加熱後、熱間圧延により板厚：2.5mmの熱延板とし、ついで冷間圧延により板厚：0.27mmとしたのち、500℃から700℃の温度域を表３に示す速度で昇温し、表３に示す条件で脱炭・一次再結晶焼鈍を施した。脱炭焼鈍前段におけるその他の処理条件は850℃，100ｓ、Ｈ2：55％、Ｎ2：45％であり、一方後段は最高到達温度：900℃、Ｐ(H2O)/Ｐ(H2)＝0.002、Ｈ2：55％、Ｎ2：45％とした。
ついで、MgＯを主剤とし、硫酸マグネシウムを表３に示す割合で添加した焼鈍分離剤を、一次再結晶焼鈍板の表面に12.5g/m2塗布し、乾燥したのち、昇温速度：15℃/ｈ、雰囲気ガス：900℃までＮ2ガス、900℃以上はＨ2、均熱処理：1160℃，５ｈの条件で二次再結晶焼鈍を施した。
Ｃ：0.03％、Si：3.4％、Mn：0.10％、sol.Al：80ppm、Ｎ：55ppm、Ｓ：20ppm、Se：２ppm、Ｏ：30ppm、Sb：0.03％、Cr：0.05％、Sn：0.05％およびＰ：0.03％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連鋳スラブを、1210℃に再加熱後、熱間圧延により板厚：2.5mmの熱延板とし、ついで冷間圧延により板厚：0.27mmとしたのち、500℃から700℃の温度域を表３に示す速度で昇温し、表３に示す条件で脱炭・一次再結晶焼鈍を施した。脱炭焼鈍前段におけるその他の処理条件は850℃，100ｓ、Ｈ2：55％、Ｎ2：45％であり、一方後段は最高到達温度：900℃、Ｐ(H2O)/Ｐ(H2)＝0.002、Ｈ2：55％、Ｎ2：45％とした。
ついで、MgＯを主剤とし、硫酸マグネシウムを表３に示す割合で添加した焼鈍分離剤を、一次再結晶焼鈍板の表面に12.5g/m2塗布し、乾燥したのち、昇温速度：15℃/ｈ、雰囲気ガス：900℃までＮ2ガス、900℃以上はＨ2、均熱処理：1160℃，５ｈの条件で二次再結晶焼鈍を施した。
上記の条件で得られた二次再結晶焼鈍板の表面に、リン酸塩−クロム酸塩−コロイダル
シリカを、質量比で３：１：３の割合で含有する処理液を塗布し、800℃で焼き付けた。
その後、コイル幅中央部の磁気特性について調査した。磁気特性は、800℃で３時間の歪取り焼鈍を行ったのち、800A/mで励磁したときの磁束密度Ｂ8および50Hzで1.7Ｔまで交流で励磁したときの鉄損Ｗ17/50で評価した。
また、二次再結晶焼鈍板において、酸素目付量と被膜付きでのＳ量、100mm×100mm角の試料内での下地被膜欠損部の面積率を測定した。
さらに、被膜密着性は、圧延方向に300mm、圧延直角方向に30mmの長さを有する試験片を採取し、種々の径を有する丸棒に試験片を押し付けながら180°折り曲げ、折り曲げ部分が剥離しない最小径で評価した。
得られた結果を表３に併記する。
シリカを、質量比で３：１：３の割合で含有する処理液を塗布し、800℃で焼き付けた。
その後、コイル幅中央部の磁気特性について調査した。磁気特性は、800℃で３時間の歪取り焼鈍を行ったのち、800A/mで励磁したときの磁束密度Ｂ8および50Hzで1.7Ｔまで交流で励磁したときの鉄損Ｗ17/50で評価した。
また、二次再結晶焼鈍板において、酸素目付量と被膜付きでのＳ量、100mm×100mm角の試料内での下地被膜欠損部の面積率を測定した。
さらに、被膜密着性は、圧延方向に300mm、圧延直角方向に30mmの長さを有する試験片を採取し、種々の径を有する丸棒に試験片を押し付けながら180°折り曲げ、折り曲げ部分が剥離しない最小径で評価した。
得られた結果を表３に併記する。
同表から明らかなように、本発明に従い、脱炭焼鈍条件および二次再結晶焼鈍条件を適切に制御した場合は、磁気特性と被膜特性が共に優れた方向性電磁鋼板を得ることができた。
実施例４
表４に示す種々の成分からなる連鋳スラブを、1230℃に再加熱後、熱間圧延により板厚：2.2mmの熱延板とし、ついで冷間圧延により板厚：0.23mmとしたのち、前段をＨ2：50％、Ｎ2：50％、露点（DP）：50℃、Ｐ(H2O)/Ｐ(H2)＝0.28の雰囲気中で、830℃，80ｓ均熱し、後段はＨ2：50％、Ｎ2：50％、露点（DP）：０℃、Ｐ(H2O)/Ｐ(H2)＝0.01の雰囲気中で、最高到達温度：880℃の条件で脱炭・一次再結晶焼鈍を施した。
ついで、MgＯ：87％、MgSO4：10％、TiO2：３％を含有する焼鈍分離剤を、一次再結晶焼鈍板の表面に12.5g/m2塗布し、乾燥したのち、昇温速度：10℃/ｈ、雰囲気ガス：950℃以下はArガス、950℃以上はＨ2ガス、均熱処理：1100℃，10ｈの条件で二次再結晶焼鈍を施した。
表４に示す種々の成分からなる連鋳スラブを、1230℃に再加熱後、熱間圧延により板厚：2.2mmの熱延板とし、ついで冷間圧延により板厚：0.23mmとしたのち、前段をＨ2：50％、Ｎ2：50％、露点（DP）：50℃、Ｐ(H2O)/Ｐ(H2)＝0.28の雰囲気中で、830℃，80ｓ均熱し、後段はＨ2：50％、Ｎ2：50％、露点（DP）：０℃、Ｐ(H2O)/Ｐ(H2)＝0.01の雰囲気中で、最高到達温度：880℃の条件で脱炭・一次再結晶焼鈍を施した。
ついで、MgＯ：87％、MgSO4：10％、TiO2：３％を含有する焼鈍分離剤を、一次再結晶焼鈍板の表面に12.5g/m2塗布し、乾燥したのち、昇温速度：10℃/ｈ、雰囲気ガス：950℃以下はArガス、950℃以上はＨ2ガス、均熱処理：1100℃，10ｈの条件で二次再結晶焼鈍を施した。
上記の条件で得られた二次再結晶焼鈍板の表面に、リン酸塩−クロム酸塩−コロイダルシリカを、質量比で３：１：３の割合で含有する処理液を塗布し、800℃で焼き付けた。
その後、コイル幅中央部の磁気特性について調査した。磁気特性は、800℃で３時間の歪取り焼鈍を行ったのち、800A/mで励磁したときの磁束密度Ｂ8および50Hzで1.7Ｔまで交流で励磁したときの鉄損Ｗ17/50で評価した。
また、二次再結晶焼鈍板において、酸素目付量と被膜付きでのＳ量、100mm×100mm角の試料内での下地被膜欠損部の面積率を測定した。
さらに、被膜密着性は、圧延方向に300mm、圧延直角方向に30mmの長さを有する試験片を採取し、種々の径を有する丸棒に試験片を押し付けながら180°折り曲げ、折り曲げ部分が剥離しない最小径で評価した。
得られた結果を表４に併記する。
その後、コイル幅中央部の磁気特性について調査した。磁気特性は、800℃で３時間の歪取り焼鈍を行ったのち、800A/mで励磁したときの磁束密度Ｂ8および50Hzで1.7Ｔまで交流で励磁したときの鉄損Ｗ17/50で評価した。
また、二次再結晶焼鈍板において、酸素目付量と被膜付きでのＳ量、100mm×100mm角の試料内での下地被膜欠損部の面積率を測定した。
さらに、被膜密着性は、圧延方向に300mm、圧延直角方向に30mmの長さを有する試験片を採取し、種々の径を有する丸棒に試験片を押し付けながら180°折り曲げ、折り曲げ部分が剥離しない最小径で評価した。
得られた結果を表４に併記する。
同表から明らかなように、鋼板成分として、基本成分の他に任意成分を含有させた場合であっても、本発明に従い製造した場合には、磁気特性と被膜特性が共に優れた方向性電磁鋼板が得られることが確認された。
Claims (3)
- 質量％で、Ｃ：0.08％以下、Si：4.5％以下およびMn：0.5％以下を含有し、Ｓ，SeおよびＯをそれぞれ50ppm未満ならびにＮを60ppm未満、sol.Alを100ppm未満に抑制し、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、再加熱することなくあるいは再加熱後、熱間圧延を施して熱延板としたのち、焼鈍および圧延により最終板厚の冷延板とし、ついで脱炭焼鈍を兼ねる一次再結晶焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
脱炭焼鈍前段の800℃を超える温度域で少なくとも60秒間にわたり、雰囲気酸化性〔Ｐ(H2O)/Ｐ(H2)〕を0.10以上、0.35以下に制御する、
脱炭焼鈍後段での最高到達温度を860℃以上とし、かつ雰囲気酸化性〔Ｐ(H 2 O)/Ｐ(H 2 )〕を0.10以下とする、
脱炭焼鈍後の鋼板両面当たりの酸素目付量を0.70〜1.10g/m2に制限する、
MgＯを主体とする焼鈍分離剤中に硫酸マグネシウムを2.0mass％以上含有させて、二次再結晶焼鈍後の鋼板両面当たりの酸素目付量（ＯFA）と脱炭焼鈍後の鋼板両面当たりの酸素目付量（Ｏ2H）の比（ＯFA/Ｏ2H）を2.8〜4.1にすると共に、二次再結晶焼鈍後の下地被膜付きＳ量を15ppm以上とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記鋼スラブが、さらに質量％で、Cr：0.02〜0.5％、Ni：0.05〜0.5％、Cu：0.05〜0.5％、Ｐ：0.01〜0.2％、Sb：0.01〜0.2％、Sn：0.01〜0.4％、Nb：0.002〜0.01％およびMo：0.01〜0.2％のうちから選んだ一種または二種以上を含有する組成から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。
- 脱炭焼鈍の昇温中、500〜700℃の温度域における昇温速度を50℃/ｓ以上とすることを特徴とする請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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