JP6171887B2 - 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および特許文献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って、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。
このような問題を解決するために、発明者らは、例えば、特許文献４に開示したように、スラブにインヒビター成分を含有させなくても、脱炭焼鈍後、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」）を開発し提案している。
上記増硫法によれば、地鉄中のＳ量を増加させることによって、粒界へ偏析するＳ量が増す結果、Goss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Goss方位への先鋭性が増すことで磁気特性を向上させることを可能成らしめている。
しかしながら、増硫法によっても、コイル内での磁気特性の変動が大きく、コイル外巻側から内巻側にかけて徐々に磁気特性が劣化するという問題が発生した。（図１参照）
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必要がなく、低コストで磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を製造することができる有利な方法を提案することを目的とする。
発明者らは、上記した問題を解決するために、素材成分と脱炭焼鈍条件について鋭意研究を行い、素材成分、脱炭焼鈍条件と浸硫処理条件のそれぞれを組み合わせて適正化することで、磁気特性の安定的向上を図った。
その結果、素材成分と脱炭焼鈍後のＣ量を適正化することにより、安定して増硫処理を行うことができ、磁気特性向上が効果的に図れる技術を開発した。
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、以下の実験１、２およびその考察における鋼板成分の％およびppm表示は、何れも質量％および質量ppmを意味するものとする。
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、以下の実験１、２およびその考察における鋼板成分の％およびppm表示は、何れも質量％および質量ppmを意味するものとする。
［実験１］
Ｃ：0.03％、Si：3.2％、Mn：0.05％、Ｐ：0.01％、Cu：0.01％、sol.Al：70ppm、Ｎ：50ppm、Ｓ：20ppm、Se：１ppm、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鋼Ａの連鋳スラブと、Ｃ：0.03％、Si：3.2％、Mn：0.05％、Ｐ：0.05％、Cu：0.01％、sol.Al：70ppm、Ｎ：50ppm、Ｓ：20ppm、Se：１ppm、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鋼Bの連鋳スラブと、Ｃ：0.03％、Si：3.2％、Mn：0.05％、Ｐ：0.05％、Cu：0.08％、sol.Al：70ppm、Ｎ：50ppm、Ｓ：20ppm、Se：１ppm、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鋼Ｃの連鋳スラブを、それぞれ、1220℃に加熱後、熱間圧延して、板厚：2.5mmの熱延板とした後、1050℃で30秒の熱延板焼鈍を施した。
Ｃ：0.03％、Si：3.2％、Mn：0.05％、Ｐ：0.01％、Cu：0.01％、sol.Al：70ppm、Ｎ：50ppm、Ｓ：20ppm、Se：１ppm、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鋼Ａの連鋳スラブと、Ｃ：0.03％、Si：3.2％、Mn：0.05％、Ｐ：0.05％、Cu：0.01％、sol.Al：70ppm、Ｎ：50ppm、Ｓ：20ppm、Se：１ppm、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鋼Bの連鋳スラブと、Ｃ：0.03％、Si：3.2％、Mn：0.05％、Ｐ：0.05％、Cu：0.08％、sol.Al：70ppm、Ｎ：50ppm、Ｓ：20ppm、Se：１ppm、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鋼Ｃの連鋳スラブを、それぞれ、1220℃に加熱後、熱間圧延して、板厚：2.5mmの熱延板とした後、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：0.27mmとした後、840℃で120秒間均熱する脱炭焼鈍を、水素分圧：55％、窒素分圧：45％および露点：52℃の雰囲気下で行った。ここで、脱炭焼鈍板のＣ量を分析したところ、鋼Ａ：23ppm、鋼Ｂ：25ppmおよび鋼Ｃ：28ppmであった。
脱炭焼鈍板から切り出したサンプルを用いて、MgOを主剤とし、硫酸マグネシウムを10質量％含有する焼鈍分離剤を、一次再結晶板に12.5g/m2塗布して乾燥した。
ついで、二次再結晶焼鈍を施すにあたり、800℃までを15℃/ｈで昇温して、800〜850℃の間の昇温速度を５℃/ｈとし、850℃で50時間保定した後、昇温速度を15℃/ｈとして、雰囲気ガスを850℃までＮ2ガスとし、850℃以上をＨ2ガスとして、均熱処理を1180℃、５ｈ均熱の条件で行うとしたものを、標準パターンとした。
また、800℃までを15℃/ｈで昇温して800〜850℃の間の昇温速度を２℃/ｈとし、850℃で50時間保定した後、昇温速度を15℃/ｈとして、雰囲気ガスを850℃までＮ2ガスとし、850℃以上をＨ2ガスとして、均熱処理を1180℃、５ｈ均熱の条件で行うものを、二次再結晶焼鈍の徐熱パターンとした。
なお、標準パターンは実コイルの外巻部の昇温速度を、徐熱パターンは実コイルの内巻部の昇温速度をそれぞれ模擬するように選択している。
ついで、二次再結晶焼鈍を施すにあたり、800℃までを15℃/ｈで昇温して、800〜850℃の間の昇温速度を５℃/ｈとし、850℃で50時間保定した後、昇温速度を15℃/ｈとして、雰囲気ガスを850℃までＮ2ガスとし、850℃以上をＨ2ガスとして、均熱処理を1180℃、５ｈ均熱の条件で行うとしたものを、標準パターンとした。
また、800℃までを15℃/ｈで昇温して800〜850℃の間の昇温速度を２℃/ｈとし、850℃で50時間保定した後、昇温速度を15℃/ｈとして、雰囲気ガスを850℃までＮ2ガスとし、850℃以上をＨ2ガスとして、均熱処理を1180℃、５ｈ均熱の条件で行うものを、二次再結晶焼鈍の徐熱パターンとした。
なお、標準パターンは実コイルの外巻部の昇温速度を、徐熱パターンは実コイルの内巻部の昇温速度をそれぞれ模擬するように選択している。
二次再結晶焼鈍後の磁束密度を図２に示す。図２によると、鋼Ａでは、磁束密度のレベルが低い他、標準パターンに比べて徐熱パターンで磁束密度が大きく劣化していることが分かる。鋼Ｂでは磁束密度のレベルが向上しているものの、鋼Ａと同様に標準パターンに比べて徐熱パターンの磁束密度が大きく劣化していることが分かる。これに対して、鋼Ｃでは、徐熱パターンでも高い磁束密度が得られることが分かった。
鋼Ｂと鋼Ｃでの違いを明らかにするため、前述の徐熱パターンによる二次再結晶焼鈍において、850℃で50時間保定した後に試料を取り出して鋼板断面の組織調査を行った。その際、断面のEPMA（電子線マイクロアナライザー）分析でＳ量の分布と断面結晶組織を調査した。
図３に示すように、Cuを添加していない鋼Ｂに関しては、表層のＳ量が低下しているのに対して、Cuを添加している鋼Ｃに関しては、表層までＳ量が高いレベルにある。Ｓ量が高まっている部分では同時にMnも存在しており、MgO中に添加した硫酸マグネシウムが二次再結晶焼鈍の昇温中に分解し、鋼中のMnと結合してMnSを形成しているものと考えられた。そこで、Cu添加の影響に関しては、徐熱昇温に伴う表面酸化の進行をCuの表面濃化によって抑制することにより、一旦形成したMnSの酸化による分解を抑制できるものと推定した。
図３に示すように、Cuを添加していない鋼Ｂに関しては、表層のＳ量が低下しているのに対して、Cuを添加している鋼Ｃに関しては、表層までＳ量が高いレベルにある。Ｓ量が高まっている部分では同時にMnも存在しており、MgO中に添加した硫酸マグネシウムが二次再結晶焼鈍の昇温中に分解し、鋼中のMnと結合してMnSを形成しているものと考えられた。そこで、Cu添加の影響に関しては、徐熱昇温に伴う表面酸化の進行をCuの表面濃化によって抑制することにより、一旦形成したMnSの酸化による分解を抑制できるものと推定した。
また、上記試料の断面組織を図４（ａ）および（ｂ）に示すが、Cuを添加している鋼Ｃに関しては、表層直下に微細粒が存在するのに対して、鋼Ｂでは、表層直下の微細粒が存在せずに全厚で二次再結晶粒となっている。この観察結果から、鋼Ｃが徐熱パターンでも高い磁束密度が得られた理由は、表層でのMnS分解の抑制効果が、表層直下での微細粒を残存させて、表層直下からの方位の悪い二次再結晶方位の生成を抑制したためと推定される。
上述したように、実験１では、ＰとCuを複合添加した鋼Ｃに、焼鈍分離剤としてMgOに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、かつ徐熱パターンでも磁束密度が低下しないことが分かった。そこで、さらに、脱炭焼鈍条件について検討する実験２を行った。
［実験２］
Ｃ：0.03％、Si：3.2％、Mn：0.05％、Ｐ：0.05％、Cu：0.05％、sol.Al：70ppm、Ｎ：50ppm、Ｓ：20ppm、Se：１ppm、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鋼Ｃの連鋳スラブを、1220℃に加熱後、熱間圧延して、板厚：2.5mmの熱延板とした後、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：0.27mmとした。
かかる冷間圧延板からサンプルを採取して、840℃で120秒間均熱する脱炭焼鈍を、水素分圧：55％とし、窒素分圧：45％として、露点を35℃から65℃の範囲で変更する実験を行った。
Ｃ：0.03％、Si：3.2％、Mn：0.05％、Ｐ：0.05％、Cu：0.05％、sol.Al：70ppm、Ｎ：50ppm、Ｓ：20ppm、Se：１ppm、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鋼Ｃの連鋳スラブを、1220℃に加熱後、熱間圧延して、板厚：2.5mmの熱延板とした後、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：0.27mmとした。
かかる冷間圧延板からサンプルを採取して、840℃で120秒間均熱する脱炭焼鈍を、水素分圧：55％とし、窒素分圧：45％として、露点を35℃から65℃の範囲で変更する実験を行った。
脱炭焼鈍後のＣ量を測定した後、MgOを主剤とし、MgSO4を10質量％含有する焼鈍分離剤を、脱炭焼鈍板に12.5g/m2の割合で塗布し乾燥した。続いて、800℃までを15℃/ｈで昇温し、800〜850℃の間の昇温速度を２℃/ｈとし850℃で50時間保定した後、昇温速度：15℃/hで、850℃までの雰囲気ガスをＮ2ガス、850℃以上の雰囲気ガスをＨ2ガスとし、均熱温度：1180℃、５ｈ均熱の条件での二次再結晶焼鈍を施した。
図５に、雰囲気露点と脱炭焼鈍後Ｃ量の関係を示す。図５に示した結果によると、雰囲気露点を高めるほど脱炭焼鈍後Ｃ量が減少するという通常の関係が示されている。さらに、図６に、雰囲気露点と二次再結晶焼鈍後の磁束密度との関係を示す。雰囲気露点が減少するほど磁束密度が向上する結果となった。加えて、図７に、脱炭焼鈍後のＣ量と磁束密度との関係を示す。脱炭焼鈍後Ｃ量を15ppm以上、特に30ppm以上確保することで、磁束密度が大きく向上することが明らかとなった。
ここに、発明者らは、インヒビターを使用しない方向性電磁鋼板において、Ｃ量を0.005％から0.025％の範囲で含有させて二次再結晶させることで磁束密度が向上する技術を開発し、二次再結晶焼鈍後に脱炭焼鈍を行ってＣ量を低減する技術を提案している（特許文献５）。本発明による技術では、さらに低いＣ量の領域で磁束密度が向上することを見出した。
すなわち、Ｐ、Cu添加と増硫技術との併用によって、Ｃ量が低い領域でも磁束密度が大きく向上するとの新たな知見を得たのである。そして、本発明は、二次再結晶焼鈍後の脱炭焼鈍を省略できるのでコスト的に有利な技術である。
すなわち、Ｐ、Cu添加と増硫技術との併用によって、Ｃ量が低い領域でも磁束密度が大きく向上するとの新たな知見を得たのである。そして、本発明は、二次再結晶焼鈍後の脱炭焼鈍を省略できるのでコスト的に有利な技術である。
さらに、この実験からの結論として、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Ｃ量を高めにコントロールすることで、二次再結晶焼鈍中での増硫効果を最大限に発揮できることが併せて分かった。
このように、発明者らは、前述した２つの実験による知見を組み合わせることによって本発明を完成させたのである。
このように、発明者らは、前述した２つの実験による知見を組み合わせることによって本発明を完成させたのである。
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、ＯおよびＮをそれぞれ50質量ppm未満、sol.Alを100質量ppm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加熱した後、熱間圧延し、熱延板焼鈍後、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最終板厚とした後、55℃以下の雰囲気露点で脱炭焼鈍を施し、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布し、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、
上記鋼スラブに、質量％で、Ｐ：0.03〜0.50％およびCu：0.03〜0.50％をさらに添加すると共に、上記脱炭焼鈍後のＣ量を15〜50質量ppmの範囲に制御し、かつ上記MgOを主体とする焼鈍分離剤中に、硫化物および／または硫酸塩を1.0〜15.0質量％の範囲で含有させる方向性電磁鋼板の製造方法。
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、ＯおよびＮをそれぞれ50質量ppm未満、sol.Alを100質量ppm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加熱した後、熱間圧延し、熱延板焼鈍後、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最終板厚とした後、55℃以下の雰囲気露点で脱炭焼鈍を施し、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布し、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、
上記鋼スラブに、質量％で、Ｐ：0.03〜0.50％およびCu：0.03〜0.50％をさらに添加すると共に、上記脱炭焼鈍後のＣ量を15〜50質量ppmの範囲に制御し、かつ上記MgOを主体とする焼鈍分離剤中に、硫化物および／または硫酸塩を1.0〜15.0質量％の範囲で含有させ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、
Ni：0.005〜1.50％、
Sn：0.03〜0.20％、
Sb：0.01〜0.20％、
Cr：0.02〜0.50％、
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からなる前記１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
Ni：0.005〜1.50％、
Sn：0.03〜0.20％、
Sb：0.01〜0.20％、
Cr：0.02〜0.50％、
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からなる前記１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
３．前記脱炭焼鈍における500〜700℃の間の昇温速度を50℃/s以上とする前記１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
４．前記脱炭焼鈍の後段における最高到達温度を860℃以上とする前記１〜３のいずれか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る。従って、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。なお、鋼板成分に関する「％およびppm」表示は特に断らない限り質量％および質量ppm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、鋼板成分に関する「％およびppm」表示は特に断らない限り質量％および質量ppm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を窒化物形成元素として機能させる際には、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を窒化物形成元素として機能させる際には、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：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のスラブ中存在量は、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のスラブ中存在量は、いずれも50ppm未満に抑制するものとした。
Ｎ：50ppm未満
Ｎは、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50ppm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50ppm未満に抑制するものとした。
Ｎは、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50ppm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50ppm未満に抑制するものとした。
sol.Al：100ppm未満
Alは、過剰に存在すると二次再結晶を困難にする。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、二次再結晶が困難となって、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は、過剰に存在すると二次再結晶を困難にする。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、二次再結晶が困難となって、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。
Ｐ：0.03〜0.50％、Cu：0.03〜0.50％
本発明では、ＰおよびCuを鋼スラブに併せて添加することによって、所期した増硫効果が効果的に発現すると同時に、表面酸化による磁性劣化が抑制されて、コイル全長にわたって良好な磁気特性が得られるが、この効果は、ＰおよびCuがどちらか一方でも0.03％より低い場合には得られない。他方、ＰおよびCuがどちらか一方でも0.50％より高い場合には、磁性劣化が起こる他、下地被膜形成が困難になる。従って、ＰおよびCuの添加量は共に、0.03〜0.50％の範囲とした。
本発明では、ＰおよびCuを鋼スラブに併せて添加することによって、所期した増硫効果が効果的に発現すると同時に、表面酸化による磁性劣化が抑制されて、コイル全長にわたって良好な磁気特性が得られるが、この効果は、ＰおよびCuがどちらか一方でも0.03％より低い場合には得られない。他方、ＰおよびCuがどちらか一方でも0.50％より高い場合には、磁性劣化が起こる他、下地被膜形成が困難になる。従って、ＰおよびCuの添加量は共に、0.03〜0.50％の範囲とした。
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。
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：0.03〜0.20％
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、特に鉄損を効果的に向上させる働きがあり、そのためには0.03％以上含有させることが好ましいが、一方で0.20％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化を招くので、Snは0.03〜0.20％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、特に鉄損を効果的に向上させる働きがあり、そのためには0.03％以上含有させることが好ましいが、一方で0.20％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化を招くので、Snは0.03〜0.20％の範囲で含有させることが望ましい。
Sb：0.01〜0.20％
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、一方で0.20％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するので、Sbは0.01〜0.20％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、一方で0.20％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するので、Sbは0.01〜0.20％の範囲で含有させることが望ましい。
Cr：0.02〜0.50％
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0.02％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0.02〜0.50％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0.02％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0.02〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。
Mo：0.01〜0.50％
Moは、高温酸化を抑制し、へゲと呼ばれる表面欠陥の発生を減少させる働きがあり、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0.50％を超えると冷間圧延性が劣化するので、Moは0.01〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。
Moは、高温酸化を抑制し、へゲと呼ばれる表面欠陥の発生を減少させる働きがあり、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0.50％を超えると冷間圧延性が劣化するので、Moは0.01〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。
Nb：0.0005〜0.0100％
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0.0005％以上含有することが望ましいが、0.0100％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、0.0005〜0.0100％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0.0005％以上含有することが望ましいが、0.0100％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、0.0005〜0.0100％の範囲で含有させることが望ましい。
次に、本発明に従う方向性電磁鋼板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なく結晶粒の巨大化により磁気特性は大きく劣化する。一方で、1000℃未満では、圧延荷重が高くなって、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なく結晶粒の巨大化により磁気特性は大きく劣化する。一方で、1000℃未満では、圧延荷重が高くなって、圧延が困難となるからである。
ついで、熱延板に、熱延板焼鈍を施したのち、必要に応じて、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。
引続いて、最終冷間圧延板に脱炭焼鈍を施す。
この脱炭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、脱炭焼鈍の焼鈍温度は、800℃以上950℃未満程度とすることが望ましい。この時の焼鈍雰囲気は、湿水素窒素あるいは湿水素アルゴン雰囲気とすることが望ましい。
この脱炭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、脱炭焼鈍の焼鈍温度は、800℃以上950℃未満程度とすることが望ましい。この時の焼鈍雰囲気は、湿水素窒素あるいは湿水素アルゴン雰囲気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超含まれると、鉄損が劣化するので、炭素を50ppm以下まで低減する。
ここで、本発明では、脱炭焼鈍後のＣ量を15〜50ppmに制御することが磁束密度を安定的に向上するために必要である。Ｃ量を15ppm未満とすると磁束密度が低下する一方で、50ppmを超えると鉄損が劣化する他、磁気時効も生じるため15〜50ppmに制限した。好ましくは20〜40ppm、より好ましくは30〜40ppmの範囲である。
ここで、本発明では、脱炭焼鈍後のＣ量を15〜50ppmに制御することが磁束密度を安定的に向上するために必要である。Ｃ量を15ppm未満とすると磁束密度が低下する一方で、50ppmを超えると鉄損が劣化する他、磁気時効も生じるため15〜50ppmに制限した。好ましくは20〜40ppm、より好ましくは30〜40ppmの範囲である。
第三の目的は、フォルステ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。脱炭焼鈍前段温度は800℃未満であると酸化反応、脱炭反応が十分進まずに必要な酸化量と脱炭を完了させることができない。
また、脱炭焼鈍昇温中500〜700℃の間の昇温速度を50℃/s以上とすることで鉄損を改善することができる。50℃/s未満では鉄損改善効果が小さいからである。
サブスケールを適正な範囲、すなわち酸素目付量で0.70ｇ/m2以上1.8ｇ/m2以下程度の範囲で制御した後、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、さらに磁気特性を向上させるために、焼鈍の後段で最高到達温度に到達させることが磁気特性改善のために有効である。なお、本発明において焼鈍の後段とは、脱炭焼鈍において、焼鈍の前段として、800〜860℃の範囲程度で60〜150秒程度の均熟を確保し、好適なサブスケール厚み範囲に適合させた後に行われるものであって、さらに温度を高めて、一次再結晶粒径を二次再結晶の発現に好適な範囲に適合させるヒートパターンを適用することが有利である。
具体的に、上記ヒートパターン、すなわち焼鈍の後段の温度を高める場合には、酸素目付量を過剰にしないために露点を極力低下（40℃以下程度に）させることが好ましい。また、磁気特性向上に好適な後段温度は、最高到達温度で860〜930℃程度の範囲であり、雰囲気酸化性は0.10以下とすることが適当である。なお、雰囲気酸化性はＰ（H20）／Ｐ（H2）で定義され、Ｐ（H20）は水蒸気分圧であり、Ｐ（H2）は水素分圧を意味する。
具体的に、上記ヒートパターン、すなわち焼鈍の後段の温度を高める場合には、酸素目付量を過剰にしないために露点を極力低下（40℃以下程度に）させることが好ましい。また、磁気特性向上に好適な後段温度は、最高到達温度で860〜930℃程度の範囲であり、雰囲気酸化性は0.10以下とすることが適当である。なお、雰囲気酸化性はＰ（H20）／Ｐ（H2）で定義され、Ｐ（H20）は水蒸気分圧であり、Ｐ（H2）は水素分圧を意味する。
上記の一次再結晶焼鈍後、鋼板の表面にマグネシア（MgO）を主体（主剤）とする焼鈍分離剤を塗布する。なお、本発明において、主体とは、焼鈍分離剤中に50質量％以上含まれている成分のことを言い、以下の規定以外の残部は、通常、焼鈍分離剤として用いられているものおよび不可避的不純物である。
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狙うために、MgOを主体とする焼鈍分離剤中に、硫化物および／または硫酸塩を1.0〜15.0質量％の範囲で含有させることが肝要である。
硫化物および／または硫酸塩の添加量が1.0質量％未満であると、磁気特性向上効果が不十分となる。一方、硫化物および／または硫酸塩の添加量が15.0質量％を超えると粒成長が抑制され過ぎて磁気特性向上効果が不十分となる他、下地被膜の形成にも不利になるからである。
なお、焼鈍分離剤中に添加する硫酸塩や硫化物としては、Ag、Al、Ba、Ca、Co、Cr、Cu、Fe、In、Ｋ、Li、Mg、Mn、Na、Ni、Sn、Sb、Sr、Zn、LaおよびZrの硫酸塩または硫化物のうちから選ばれる一種または二種以上が好適である。
硫化物および／または硫酸塩の添加量が1.0質量％未満であると、磁気特性向上効果が不十分となる。一方、硫化物および／または硫酸塩の添加量が15.0質量％を超えると粒成長が抑制され過ぎて磁気特性向上効果が不十分となる他、下地被膜の形成にも不利になるからである。
なお、焼鈍分離剤中に添加する硫酸塩や硫化物としては、Ag、Al、Ba、Ca、Co、Cr、Cu、Fe、In、Ｋ、Li、Mg、Mn、Na、Ni、Sn、Sb、Sr、Zn、LaおよびZrの硫酸塩または硫化物のうちから選ばれる一種または二種以上が好適である。
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化物および／または硫酸塩が分解して、鋼板に対する増硫処理が施されることとなる。その結果、鋼板は、ゴス方位に高度に集積した結晶組織となって、良好な磁気特性が得られるのである。
上記の増硫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（析出物）が存在しない場合、一次再結晶組織中のGoss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いので、Goss方位が優先成長（二次再結晶）する結果となると考えている。
但し、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必ずしも明らかではない。しかしながら、粒界へ偏析するＳ量が増す結果、Goss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Goss方位への先鋭性が増すからと考えられる。さらに、本発明では、粒界偏析する傾向の強い元素であるＰとＣとが共存することで、磁気特性改善効果が一層高まっているものと考えられる。
但し、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必ずしも明らかではない。しかしながら、粒界へ偏析するＳ量が増す結果、Goss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Goss方位への先鋭性が増すからと考えられる。さらに、本発明では、粒界偏析する傾向の強い元素であるＰとＣとが共存することで、磁気特性改善効果が一層高まっているものと考えられる。
なお、二次再結晶焼鈍は、前掲した特許文献４で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ことが重要である。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。
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：0.03％、Si：3.5％、Mn：0.08％、sol.Al：75ppm、Ｎ：45ppm、Ｓ：30ppm、Se：１ppm、Ｏ：９ppm、Ｐ：0.06％およびCu：0.10％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる連鋳スラブを、1200℃に再加熱した後、熱間圧延して、板厚：2.5mmの熱延板とした後、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：0.27mmとした後、500〜700℃の間の昇温速度を20℃/sとして、850℃で、120ｓ、かつ雰囲気を、Ｈ2分圧：55％、Ｎ2分圧：45％、露点：45℃とした脱炭焼鈍を施した。脱炭焼鈍後のＣ量は30ppmであった。
上記脱炭焼鈍板からサンプルを採取して、MgOを主剤とし、表１に示す種類と含有量の硫化物または硫酸塩を含有した焼鈍分離剤を、一次再結晶板に12.5g/m2塗布して乾燥した後、昇温速度：15℃/ｈで800℃まで昇温し、次いで800℃から850℃を昇温速度：2.0℃/ｈで昇温した後、850℃で50時間保定し、さらに1160℃まで昇温速度：5.0℃/ｈで昇温し、５ｈ均熱する条件で二次再結晶焼鈍を施した。なお、雰囲気ガスは、850℃までをＮ2ガス、850℃以上はＨ2とした。
Ｃ：0.03％、Si：3.5％、Mn：0.08％、sol.Al：75ppm、Ｎ：45ppm、Ｓ：30ppm、Se：１ppm、Ｏ：９ppm、Ｐ：0.06％およびCu：0.10％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる連鋳スラブを、1200℃に再加熱した後、熱間圧延して、板厚：2.5mmの熱延板とした後、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：0.27mmとした後、500〜700℃の間の昇温速度を20℃/sとして、850℃で、120ｓ、かつ雰囲気を、Ｈ2分圧：55％、Ｎ2分圧：45％、露点：45℃とした脱炭焼鈍を施した。脱炭焼鈍後のＣ量は30ppmであった。
上記脱炭焼鈍板からサンプルを採取して、MgOを主剤とし、表１に示す種類と含有量の硫化物または硫酸塩を含有した焼鈍分離剤を、一次再結晶板に12.5g/m2塗布して乾燥した後、昇温速度：15℃/ｈで800℃まで昇温し、次いで800℃から850℃を昇温速度：2.0℃/ｈで昇温した後、850℃で50時間保定し、さらに1160℃まで昇温速度：5.0℃/ｈで昇温し、５ｈ均熱する条件で二次再結晶焼鈍を施した。なお、雰囲気ガスは、850℃までをＮ2ガス、850℃以上はＨ2とした。
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、磁気特性について調査した。磁気特性は、800℃で３ｈ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。
得られた結果を、表１に併記する。
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、ＰとCuを複合添加した素材を用い、脱炭焼鈍後のＣ量を適正量確保し、かつMgOを主剤とし、硫化物または硫酸塩を１質量％以上、20質量％未満で含有する焼鈍分離剤を塗布して二次再結晶焼鈍することで、良好な磁気特性を得ることができることが分かる。
（実施例２）
Ｃ：0.025％、Si：3.4％、Mn：0.10％、sol.Al：70ppm、Ｎ：42ppm、Ｓ：20ppm、Se：２ppm、Ｏ：30ppmを含有し、さらにＰ：0.07％、Cu：0.08％を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる連鋳スラブを、1200℃に再加熱後、熱間圧延して、板厚：2.2mmの熱延板とし、ついで冷間圧延により、板厚：0.23mmとした後サンプルを採取し、表２で示される昇温速度で500-700℃間を昇温し、前半が、Ｈ2分圧：55％、Ｎ2分圧：45％、露点：45℃の雰囲気中で840℃、100ｓ均熱し、後段を表２に示される温度および雰囲気とする脱炭一次再結晶焼鈍を施した。脱炭焼鈍後のＣ量を表２に併記する。
脱炭焼鈍後、鋼板からサンプルを採取し、MgOを主剤とし、Al2(SO4)3を５％添加した焼鈍分離剤を、一次再結晶板に12.5g/m2塗布して乾燥した後、昇温速度：15℃/hで800℃まで昇温し、次いで800℃から860℃を昇温速度：2.0℃/ｈで昇温した後、860℃で50時間保定し、1160℃まで昇温速度：5.0℃/ｈで昇温し５ｈ均熱する条件で二次再結晶焼鈍を施した。なお、雰囲気ガスは、860℃までをＮ2ガス、860℃以上はＨ2とした。
上記の条件で得られた仕上焼鈍板の表面に、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。
かかる評価により得られた結果を、表２に併記する。
Ｃ：0.025％、Si：3.4％、Mn：0.10％、sol.Al：70ppm、Ｎ：42ppm、Ｓ：20ppm、Se：２ppm、Ｏ：30ppmを含有し、さらにＰ：0.07％、Cu：0.08％を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる連鋳スラブを、1200℃に再加熱後、熱間圧延して、板厚：2.2mmの熱延板とし、ついで冷間圧延により、板厚：0.23mmとした後サンプルを採取し、表２で示される昇温速度で500-700℃間を昇温し、前半が、Ｈ2分圧：55％、Ｎ2分圧：45％、露点：45℃の雰囲気中で840℃、100ｓ均熱し、後段を表２に示される温度および雰囲気とする脱炭一次再結晶焼鈍を施した。脱炭焼鈍後のＣ量を表２に併記する。
脱炭焼鈍後、鋼板からサンプルを採取し、MgOを主剤とし、Al2(SO4)3を５％添加した焼鈍分離剤を、一次再結晶板に12.5g/m2塗布して乾燥した後、昇温速度：15℃/hで800℃まで昇温し、次いで800℃から860℃を昇温速度：2.0℃/ｈで昇温した後、860℃で50時間保定し、1160℃まで昇温速度：5.0℃/ｈで昇温し５ｈ均熱する条件で二次再結晶焼鈍を施した。なお、雰囲気ガスは、860℃までをＮ2ガス、860℃以上はＨ2とした。
上記の条件で得られた仕上焼鈍板の表面に、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。
かかる評価により得られた結果を、表２に併記する。
同表から明らかなように、本発明に従い、ＰとCuを複合添加した素材を用いて、脱炭焼鈍板C量を15ppmから50ppm確保すると共に、焼鈍分離剤中に硫化物として５％のAl2(SO4)3を含有させた場合には、何れも良好な磁気特性が得られていることが分かる。また、昇温速度を高めることにより鉄損が低減し、さらに後段での到達温度を高温化することでさらに磁気特性が向上するという結果が得られている。
（実施例３）
表３に示す種々の成分になる連鋳（鋼）スラブを、1230℃に再加熱後、熱間圧延して、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。冷延板からサンプル採取し、昇温速度：150℃/sで500〜700℃の間を昇温し、昇温後、前段を、Ｈ2分圧：55％、Ｎ2分圧：45％および露点：45℃の雰囲気中で840℃、100ｓ均熱する一方で、後段をＨ2分圧：55％、Ｎ2分圧：45％および露点20℃の雰囲気として900℃まで昇温する脱炭一次再結晶焼鈍を施した。
脱炭焼鈍後のＣ量を表３に示す。
ついで、MgO：87％、Mg2SO4：10％、TiO2：３％を含有する焼鈍分離剤を、12.5g/m2、一次再結晶板に塗布して乾燥したのち、昇温速度：15℃/ｈで800℃まで昇温し、次いで800℃から870℃を昇温速度：2.0℃/ｈで昇温した後、870℃で50時間保定し、さらに1160℃まで昇温速度：5.0℃/ｈで昇温し、５ｈ均熱する条件で二次再結晶焼鈍を施した。なお、雰囲気ガスは、870℃までをＮ2ガス、870℃以上はＨ2ガスとした。
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。
かかる評価により得られた結果を、表３に併記する。
表３に示す種々の成分になる連鋳（鋼）スラブを、1230℃に再加熱後、熱間圧延して、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。冷延板からサンプル採取し、昇温速度：150℃/sで500〜700℃の間を昇温し、昇温後、前段を、Ｈ2分圧：55％、Ｎ2分圧：45％および露点：45℃の雰囲気中で840℃、100ｓ均熱する一方で、後段をＨ2分圧：55％、Ｎ2分圧：45％および露点20℃の雰囲気として900℃まで昇温する脱炭一次再結晶焼鈍を施した。
脱炭焼鈍後のＣ量を表３に示す。
ついで、MgO：87％、Mg2SO4：10％、TiO2：３％を含有する焼鈍分離剤を、12.5g/m2、一次再結晶板に塗布して乾燥したのち、昇温速度：15℃/ｈで800℃まで昇温し、次いで800℃から870℃を昇温速度：2.0℃/ｈで昇温した後、870℃で50時間保定し、さらに1160℃まで昇温速度：5.0℃/ｈで昇温し、５ｈ均熱する条件で二次再結晶焼鈍を施した。なお、雰囲気ガスは、870℃までをＮ2ガス、870℃以上はＨ2ガスとした。
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。
かかる評価により得られた結果を、表３に併記する。
同表から明らかなように、本発明に従い、ＰとCuを複合添加した素材を用いて、脱炭焼鈍板Ｃ量を15ppmから50ppm確保し、焼鈍分離剤中に硫化物として10％のMg2SO4を含有させた鋼板は、良好な磁気特性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、ＯおよびＮをそれぞれ50質量ppm未満、sol.Alを100質量ppm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加熱した後、熱間圧延し、熱延板焼鈍後、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最終板厚とした後、55℃以下の雰囲気露点で脱炭焼鈍を施し、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布し、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、
上記鋼スラブに、質量％で、Ｐ：0.03〜0.50％およびCu：0.03〜0.50％をさらに添加すると共に、上記脱炭焼鈍後のＣ量を15〜50質量ppmの範囲に制御し、かつ上記MgOを主体とする焼鈍分離剤中に、硫化物および／または硫酸塩を2.0〜15.0質量％の範囲で含有させ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、
Ni：0.005〜1.50％、
Sn：0.03〜0.20％、
Sb：0.01〜0.20％、
Cr：0.02〜0.50％、
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からなる請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記脱炭焼鈍における500〜700℃の間の昇温速度を50℃/s以上とする請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記脱炭焼鈍の後段における最高到達温度を860℃以上とする請求項１〜３のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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