JP6236466B2 - 鉄損に優れた方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents

鉄損に優れた方向性電磁鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、鉄損に優れた方向性電磁鋼板及びその製造方法に関する。
電磁鋼板は、電子機器の鉄心材料等として用いられる、透磁率が高く鉄損が低い鉄鋼素材である。上記電磁鋼板は、方向性電磁鋼板と無方向性電磁鋼板に大別される。
方向性電磁鋼板は、圧延面に｛１１０｝面、圧延方向に磁化容易軸である＜００１＞軸が配列された｛１１０｝＜００１＞結晶粒からなることを特徴とする。上記方向性電磁鋼板は、特定の方向に非常に優れた磁気的特性を有するため、固定されて用いられる要素、例えば、変圧器、電動機、発電機及びその他の電子機器等の鉄心材料として多く用いられる。方向性電磁鋼板の磁気的性質を示す目安としては磁束密度と鉄損が挙げられるが、磁束密度はその値が大きいほどよく、鉄損は小さいほどよい。通常、電磁鋼板の磁束密度の場合は、８００Ａｍｐ／ｍの強度を有する磁場で測定するいわゆるＢ８を目安として用い、鉄損の場合は、周波数５０Ｈｚで１．７Ｔｅｓｌａにおける１ｋｇ当たりのワット損を示すＷ１７／５０を目安として用いる。
方向性電磁鋼板に関する初期の技術としては、Ｎ．Ｐ．Ｇｏｓｓによって開発された技術であって、冷間圧延法により結晶粒を｛１１０｝＜００１＞方向（いわゆる、「ゴス方位」）に配向する技術が提案されており、発展を重ねて現在に至っている。
即ち、方向性電磁鋼板を製造するためには、｛１１０｝＜００１＞方向又はこれに近接した方向に配列された結晶粒の比率が高いことが必要とされる。そして、このように配列される結晶粒を得るためには、鋼板を加熱して結晶粒の再結晶を誘導する過程が必要である。しかしながら、焼鈍過程により生成される結晶の方位は無秩序であることが一般的であるため、特定の方位で成長した結晶粒を得るためには方向性電磁鋼板特有の方法が必要である。
電磁鋼板の焼鈍は、通常、１次再結晶焼鈍と２次再結晶焼鈍に分かれて行われる。そのうち、１次再結晶は冷間圧延によって蓄積されたエネルギーを駆動力として起こり、上記１次再結晶によって生成された１次再結晶粒界エネルギーを駆動力として２次再結晶が起こる。２次再結晶は異常粒成長（Ａｂｎｏｒｍａｌ Ｇｒａｉｎ Ｇｒｏｗｔｈ）とも呼ばれ、この過程で数ｍｍから数ｃｍに至るサイズで粒成長が起こる。
しかしながら、２次再結晶した結晶粒は、再結晶温度によってそれぞれ異なる方位を有する。上述したゴス方位を有する結晶粒を有する温度で２次再結晶が起こる場合は、ゴス方位を有する結晶粒の比率が高くなるため、優れた鉄損を有する電磁鋼板が得られる。
このためには、所望の温度までは２次再結晶が起こらず、ゴス方位の結晶粒が得られる温度で初めて２次再結晶が起こるようにする必要がある。通常、このためにインヒビター（ｉｎｈｉｂｉｔｏｒ）を用いる。インヒビターは、鋼材内に析出物の形で存在するものであり、結晶粒の界面移動等を抑制し、新たな結晶粒が生成されることを抑制する役割を行う。インヒビターの種類を適宜選択する場合、ゴス方位を有する好ましい結晶粒に再結晶するのに適した温度で上記インヒビターが溶解されて除去されたり他の理由で結晶粒の成長に障害として作用したりせず、これにより、上記温度で急激な再結晶と結晶粒の成長が起こる。
したがって、適切なインヒビターの選定は、電磁鋼板内でゴス方位を有する結晶粒の比率を高くすることにより鉄損を改善させるのに決定的な役割をする。最初のインヒビターとしては、米国のＡＲＭＣＯ社が開発したＭｎＳ系インヒビターが挙げられる。しかしながら、上記ＭｎＳ系インヒビターを用いる技術の場合は、ＭｎＳがスラブ内に粗大な粒子として存在し、インヒビターの役割を行うことができないため、一旦溶体化させた後に微細に再析出させる過程が必要である。このために、スラブの加熱温度を１３５０℃以上にして十分な溶体化を図る必要がある。しかしながら、上記スラブ加熱温度は、一般の鋼材のスラブ加熱温度に比べて非常に高いため、加熱炉の寿命が減少したり、スラブの表面のシリコン酸化物が液状に流れ落ちてスラブを浸食させたりする等の問題をもたらす可能性がある。また、上記ＡＲＭＣＯ社の無方向性電磁鋼板の製造方法は、中間焼鈍を含む２回の冷延法であり、製造された鋼板の磁気的性質が十分でないという問題がある。
１９６８年には、新日本製鐵がいわゆる「Ｈｉ‐Ｂ」という製品名で新たな概念の電磁鋼板を提案したことがある。上記電磁鋼板は、インヒビターとしてＡｌＮとＭｎＳを用いて１回の冷延を行う方法により製造される。上記「Ｈｉ‐Ｂ」は、高磁束密度と低鉄損を得る方法であるが、インヒビターの溶体化のために高温にスラブを加熱しなければならないという問題は解決していない。
他の方法として、ＪＦＥがＭｎＳｅとＳｂをインヒビターとして用いる電磁鋼板を提案したことがあるが、上記電磁鋼板もスラブ加熱温度が高くなるという短所は克服していない。
このような従来の技術が有していた高温加熱法による問題を解決するために、インヒビターを初めから存在させるのではなく２次再結晶の直前に形成させることによりスラブ加熱温度を１３００℃以下又は１２８０℃以下に低くすることができる低温加熱法が開発された。上記技術の核は、インヒビターとしてＡｌＮを用い、且つインヒビターの形成に必要な窒素を工程の後半部にガスの拡散により鋼材内に添加する窒化焼鈍段階を含むことにある。したがって、ＡｌＮを形成させるＡｌとＮを溶体化させるために高温に加熱する必要がないため、高温法が有していた工程上の様々な問題を解決することができた。
電磁鋼板の鉄損を改善するもう一つの重要な方法としては、比抵抗を高くする方法が考えられる。即ち、鋼板の鉄損は下記数式１で表されるように鋼板の比抵抗に反比例する性質を有するため、比抵抗を低くすることができる元素を添加することが好ましい。
［数１］
Ｗｅｃ＝（π２・ｄ２・Ｉ２・ｆ２）／（ρ・６）
（Ｗｅｃ：鉄損、ｄ：結晶直径、Ｉ：電流、ｆ：周波数、ρ：比抵抗）
電磁鋼板の比抵抗を高くする役割をする元素としてはＳｉが挙げられる。したがって、Ｓｉをできるだけ多く添加することが電磁鋼板の鉄損の改善に効果的である。しかしながら、Ｓｉを過多に添加する場合は、鋼板の脆性が増加するため、冷間圧延性が低下するという問題がある。このような理由で、Ｓｉの添加には現実的な限界がある。また、Ｓｉと同様に比抵抗を高くする元素としてＰ等が考えられるが、Ｐも微量の添加のみで鋼板の脆性を増加させるため、添加量に限界がある。
本発明の目的は、鉄損を含む磁気的性質に優れ且つ低温加熱法により製造されることができる新規の電磁鋼板、及び上記電磁鋼板を製造する新規の方法を提供する。
なお、本発明の課題は、上述した内容に限定されない。本発明の課題は明細書全般の内容から把握され、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者であれば本発明の更なる課題を理解するのに特に問題はないはずである。
本発明の一実施形態による電磁鋼板は、質量％で、Ｓｉ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．１〜４．０％、希土類元素：全ての希土類元素の含量の合計で０．０５〜０．５％を含む組成を有することができる。
上記電磁鋼板の組成は、Ｃ：０．００３質量％以下、Ｍｎ：０．０３〜０．２質量％、Ｓ：０．００１〜０．０５質量％及びＮ：０．０１質量％以下をさらに含むことができる。
また、上記鋼板は、Ｐ：０．５％以下、Ｓｎ：０．３％以下、Ｓｂ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｃｕ：０．４％以下及びＮｉ：１％以下のうちから選択される１種又は２種以上をさらに含むことができる。
本発明の電磁鋼板は、従来の電磁鋼板とは異なり、希土類元素又は希土類元素の化合物をインヒビターとして用いて製造されることができる。
本発明の他の実施形態による電磁鋼板を製造する方法は、質量％で、Ｓｉ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．１〜４．０％、希土類元素：全ての希土類元素の含量の合計で０．０５〜０．５％を含む組成を有するスラブを１０５０〜１３００℃に加熱する段階と、上記スラブを熱間圧延する段階と、上記スラブを冷間圧延する段階と、上記スラブを１次再結晶焼鈍する段階と、上記スラブを２次再結晶焼鈍する段階と、を含むことができる。
また、上記スラブは、Ｃ：０．１質量％以下、Ｍｎ：０．０３〜０．２質量％、Ｓ：０．００１〜０．０５質量％及びＮ：０．０１質量％以下をさらに含むことができる。
また、上記熱間圧延する段階の後に熱間圧延された鋼板を焼鈍する段階及び酸洗する段階のうちから選択された一つ以上の段階をさらに含むことができる。
また、本発明の電磁鋼板の製造方法において、上記冷間圧延する段階の圧下率は８５〜９０％であればよい。
また、上記冷間圧延は、中間焼鈍を挟んで２回以上行われ、最終回の冷間圧延の圧下率が６０％以上でもよい。
また、上記１次再結晶焼鈍は７００〜９５０℃で行われることができる。
また、上記２次再結晶焼鈍は、最高温度１１００〜１３００℃まで昇温速度５〜３０℃／ｈｒで加熱する過程により行われることができる。
上述したように、本発明は、インヒビターとして希土類（ＲＥＭ）を用い、鋼板の比抵抗を増加させるためにＡｌを多量に添加することにより、鋼板の鉄損を画期的に改善することができるという効果を有する。
希土類元素を添加したとき、鋼材内にインヒビターが形成される現象を観察した顕微鏡写真である。 希土類元素の含量によって鉄損が変化することを示したグラフである。
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明の発明者らは、インヒビターの添加によるゴス方位粒の増加を図ると共に脆性を起こすことなく鋼板の比抵抗を増加させることにより低い鉄損を有する電磁鋼板を製造するために深く研究した結果、電磁鋼板内に希土類金属（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ、略してＲＥＭ、本発明では希土類元素ともいう。）を添加しＡｌの含量を増加させることにより上記課題を達成することができることを見出し、本発明に至った。
即ち、本発明では、Ａｌを０．１質量％以上添加する。本発明者らの研究結果によれば、上記Ａｌは、Ｓｉと同様に鋼板の比抵抗を増加させるのに大きく寄与し、一定の範囲まで添加されても鋼板の脆性は増加させないという効果を有する。したがって、非磁性を増加させるためにさらに添加される必要があるが、鋼板の脆性によってその添加量が制限されるＳｉを補助することにより、脆性を増加させることなく鋼板の比抵抗を改善する役割をする。このためには、上記Ａｌを０．１質量％以上添加する必要がある。但し、Ａｌ含量が過多な場合は脆性が増加するため、十分な冷間圧延性を考慮して上記Ａｌ含量を４．０質量％以下とする。
上記のようなＡｌ含量の範囲は、ＡｌＮをインヒビターとして用いる電磁鋼板のＡｌ含量の範囲（例えば、通常、０．０５質量％未満）に比べて非常に高い。即ち、本発明で適用する範囲でＡｌを添加する場合は、インヒビターとして作用するＡｌＮを微細で均質に分布させるのが困難であるため、ゴス方位粒の形成を誘導するインヒビターの役割を十分に果たすことができない。
よって、本発明では、ＡｌＮ系インヒビターではなく、新たな概念のインヒビターを提案することにより、比抵抗と結晶方位の全てを改善させようとする。このために、本発明では、インヒビターの形成元素として希土類元素を用いる。希土類元素とは、周期律表において第３族に属するＳｃ、Ｙと原子番号５７〜７１に該当するランタン族の１５個の元素を合わせた１７種の元素のことである。これらの希土類元素は、単独で又はＳもしくはＯと結合した化合物の形で１次再結晶粒界の移動を妨げ、２次再結晶温度でのゴス方位の結晶粒の成長を妨げないため、ゴス方位粒の比率を高くするのに非常に効果的である。また、上記希土類元素の化合物は、鋳造されたスラブ内でも非常に微細なサイズを有し均質に分布されているため、後続する工程で微細析出させるためにスラブを溶体化処理する段階が不要である。つまり、スラブ加熱温度を通常の低温加熱法での加熱温度と同一にしてもよいということで、高温法による問題も解決することができるという長所がある。
上記希土類元素は、１種のみが含まれてもよく、２種以上が含まれてもよいが、十分なインヒビターの効果を得るためには、その含量が鋼板内に含まれた全ての希土類元素の含量の合計で０．０５％以上の必要がある。但し、希土類元素の含量が過多な場合は過多な希土類によって粗大な化合物等が生成されてしまう恐れがあるため、その含量の合計の上限を０．５質量％とする。粗大な化合物は、１次再結晶粒の成長の抑制に十分な効果を有することができない。本発明の一実施例によれば、鉄損をより向上させることができる希土類元素の総含量の範囲は０．０６５〜０．４％である。
したがって、本発明の電磁鋼板は、Ｓｉに加えてＡｌと希土類元素（ＲＥＭ）も含む組成を有することができる。この際、鋼板に含まれるＳｉは、次のような理由でその含量を１．０〜４．０質量％とする。
即ち、前述したように、Ｓｉは、鋼板の比抵抗を増加させる元素であり、１．０％以上含まれることができる。Ｓｉの添加量が増加するほど比抵抗が増加し、その結果、鉄損も改善されるため、Ｓｉ含量は高いほどよい。しかしながら、通常の電磁鋼板が冷間圧延によって製造されることを考慮すると、十分な圧延性を得るために上記Ｓｉを４．０質量％以下の範囲で添加する必要がある。
したがって、本発明の電磁鋼板は、質量％で、Ｓｉ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．１〜４．０％、希土類元素：全ての希土類元素の含量の合計で０．０５〜０．５％を含む組成を有することができる。
また、本発明の電磁鋼板は、上記元素以外にも、電磁鋼板に含まれることができる多様な追加元素及び不純物をさらに含むことができるが、特に限定されない。例えば、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｎ等の元素が本発明の電磁鋼板に含まれることができる。本発明のいくつかの実施例によれば、これらの元素は下記組成を有することができる。
Ｃ：０．００３質量％（３０ｐｐｍ）以下
Ｃは、脱炭負荷等の問題によって、スラブ状態では多量含まれることができるが、電磁鋼板の磁気時効の原因となるため、最終製品である電磁鋼板ではできるだけその含量が制限されることが好ましい。したがって、本発明では、上記Ｃ含量の上限を０．００３質量％に制限する。上述したように、本発明において、上記Ｃは、最終製品である電磁鋼板内には添加されないことが好ましい不純物であるため、その含量の下限が特に限定されない。
Ｍｎ：０．０３〜０．２質量％
Ｍｎは、再加熱時に析出物の固溶温度を低くし、熱間圧延時に素材の両端部に生成されるクラックを防止する役割をする元素であり、このような作用効果を得るためには０．０３％以上添加される必要がある。しかしながら、過剰に添加される場合は、Ｍｎ酸化物を形成し、ＭｎＳ化合物を形成して希土類元素の役割を縮小するため、鉄損を悪化させる。したがって、その含量範囲を０．０３〜０．２質量％に設定することが好ましい。
Ｓ：０．００１〜０．０５質量％
Ｓは、希土類元素と結合してインヒビターを生成させることができる元素であり、このためには０．００１質量％以上添加される必要がある。但し、過多に添加される場合は、形成されるＳ化合物が粗大化するため、１次再結晶粒の成長を抑制するためのインヒビターとして作用するのが困難である。したがって、その上限を０．０５質量％とする。
Ｎ：０．０１質量％以下
一部の電磁鋼板では、上記Ｎがインヒビターの役割を行うことができる。しかしながら、本発明では、窒化物系インヒビターを積極的に用いないため、上記Ｎを積極的に添加しない。また、Ｎが多量に添加される場合は、鋼にブリスターと呼ばれる膨れ現象をもたらす可能性がある。したがって、本発明では、上記Ｎを０．０１質量％以下に制限する。
本発明の電磁鋼板は、上記のような元素以外にも、電磁鋼板に通常含まれるＰ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ等のその他の元素を添加することができる。上記元素は、電磁鋼板内に含まれることができる程度であればその含量が制限されない。例えば、Ｐ：０．５％以下、Ｓｎ：０．３％以下、Ｓｂ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｃｕ：０．４％以下、Ｎｉ：１％以下等が含まれ、これらのうち１種のみが含まれてもよく２種以上が含まれてもよい。
上述した本発明の有利な電磁鋼板は、多量のＡｌを含み、内部に希土類元素又はその化合物からなるインヒビターが存在する電磁鋼板であり、添加されたＡｌによっては比抵抗が向上し、インヒビターによってはゴス方位粒の比率が増加する。
その結果、本発明の一実施例による電磁鋼板は、Ｂ８が１．８７Ｔ以上の高磁束密度、及び優れた鉄損を有することができる。
上述した本発明の有利な電磁鋼板を製造する方法は、通常の電磁鋼板の製造法に準じることができるため、特に制限されない。但し、本発明の電磁鋼板の特徴的な組成とこれによるインヒビターの挙動等を考慮した一実施形態を提案すると、次の通りである。
即ち、本発明の電磁鋼板は、スラブ低温加熱法によるものであり、熱間圧延及び冷間圧延を経た後、１次再結晶焼鈍と２次再結晶焼鈍によって製造されることができる。以下、より具体的な条件について説明する。
まず、スラブを加熱する段階を行う。本発明で用いるスラブは、本発明の電磁鋼板の組成と実質的に同一の組成を有する。但し、Ｃは、後の脱炭焼鈍過程によって除去されるものであり、電磁鋼板のＣ含量（例えば、０．０００３質量％以下）より高い値を有してもよい。但し、高すぎる場合は、脱炭負荷が増加し、生産性が減少するため好ましくない。したがって、本発明の電磁鋼板を製造するためのスラブ中のＣ含量を０．１０質量％以下に設定する。本発明では、Ｃが添加されなくてもよい任意の元素であるため、スラブ中のＣ含量の下限を特に決める必要はない。但し、初めからＣ含量が低すぎる場合は、熱間圧延中に相変態が十分に起こらず、｛１１０｝＜００１＞ゴス結晶粒の核が十分に生成されないため、磁性を害する。したがって、これを考慮して、その含量の下限を０．０１質量％とする。
また、本発明において有利に添加される希土類元素は、製鋼過程でそれぞれの成分が単独で添加されてもよく２種以上が混合されて添加されてもよい。特に、２種以上が混合されて添加される場合は、各種の希土類元素が混合された形であるミッシュメタル（ｍｉｓｃｈ ｍｅｔａｌ）の形で添加されてもよい。即ち、希土類元素は、化学的性質が類似し、相互分離が困難であるため、互いに混合されて製錬されることが多い。また、その鉱石の種類（例えば、モザナイト、バストネサイト等）によっていくつかの希土類元素が混合された塩を得ることが多い。このような混合塩をマグネシウム、カルシウム、ナトリウムのような活性金属で還元するか又は電解して金属を得るが、このように多様な元素が混合された金属をミッシュメタルともいう。上記ミッシュメタルは、製鋼過程で希土類元素の含量を制御するのに有利に用いられることができる。また、添加される全ての希土類元素の含量の和が本発明で規定する範囲を外れない範囲内でミッシュメタル自体の組成や種類等は特に制限されない。
本発明では、インヒビターの形成元素として希土類元素を用いる。希土類元素からなるインヒビターはＭｎＳやＭｎＳｅ等のように溶体化処理しなくても鋼中に均質で微細に分布されることができるため、スラブを高温に加熱する必要がない。したがって、本発明のスラブ加熱温度は、加熱炉に加熱負担をかけずに表面のＳｉ酸化物の溶融されない範囲である１３００℃以下とする。より好ましいスラブ加熱温度は１２５０℃以下である。但し、後続する熱間圧延工程を考慮すると、上記スラブは１０５０℃以上に加熱されることが好ましい。
次いで、上記のように加熱されたスラブを熱間圧延する。熱間圧延は、通常の方法により行われることができる。本発明の一実施例によれば、上記熱間圧延によって得られる鋼板は２．０〜３．０ｍｍの厚さを有することができる。これは、後述する冷間圧延で圧延負荷が過多にならず十分な圧下量を得るのに適した範囲である。
次いで、上記熱間圧延された鋼板に、必要に応じて、熱延板焼鈍や酸洗を施してもよいが、必須ではない。
次いで、上記熱間圧延段階及び必要に応じた熱延板焼鈍段階の後には、冷間圧延過程を行う。冷間圧延過程は、１回のみ行われてもよく、中間焼鈍を挟んで２回以上行われてもよい。上記冷間圧延段階は、鋼板内に集合組織を形成させるのに必要な重要な段階であり、８５〜９０％の冷間圧延圧下率（２回以上行う場合は総圧下率を意味する。）で行われることが好ましい。即ち、鋼板内に集合組織を十分に形成させ、後の１次再結晶を経て２次再結晶の後にゴス方位を有する結晶粒を多量形成させるためには、上記冷間圧延圧下率が８５％以上の必要がある。但し、圧下率を非常に高く設定する場合は冷間圧延負荷が増加するため、圧下率の上限を９０％とする。
上記冷間圧延が中間焼鈍を含んで２回以上行われる場合は、最後の冷間圧延（２回の冷間圧延の場合は２次冷間圧延）の圧下率が５０％以上であることがよい。
次いで、冷間圧延された鋼板に１次再結晶焼鈍を施す。十分な再結晶効果を得るためには、上記１次再結晶焼鈍温度が７００〜９５０℃である必要がある。後述するように、本発明の一実施例によれば、上記１次再結晶は脱炭と共に起こる。１次再結晶温度が７００℃以下の場合は、脱炭が起こらず、１次再結晶温度が９５０℃以上の場合は、１次再結晶粒が粗大になり、２次再結晶の駆動力が弱くなるため、ゴス結晶粒が発達しにくくなる。
この際、上記１次再結晶焼鈍時の雰囲気を水素と窒素の混合湿潤雰囲気で行うことにより鋼板内の炭素を除去することができる。この場合、上記１次再結晶焼鈍は脱炭焼鈍とも呼ばれる。脱炭焼鈍のガスの混合比率、露点等は、通常の電磁鋼板の脱炭焼鈍に準じるため、特に制限されない。
次いで、上記１次再結晶焼鈍された鋼板をさらに昇温させて２次再結晶焼鈍を行う。上記２次再結晶焼鈍を５〜３０℃／ｈｒの昇温速度で行い、最終到達温度を１１００〜１３００℃とすることが好ましい。昇温速度が５℃／ｈｒ以下の場合は、焼鈍時間の増加によって生産性が低下し、２次再結晶温度に到達する前に１次再結晶粒が粗大になって２次再結晶の駆動力が弱くなる可能性があり、昇温速度が３０℃／ｈｒ以上の場合は、コイル内外部の温度偏差が発生し、２次再結晶が均一に発生しないため、磁性を害する。
また、鋼板内のほとんどの結晶粒が再結晶するためには、上記２次再結晶焼鈍温度が１１００〜１３００℃である必要がある。２次再結晶最高温度が１１００℃に到達したら、２次再結晶は完成されるが、２次再結晶粒の内部の小さな結晶粒を完全に除去することができないため、鉄損特性が悪くなる。２次再結晶最高温度が１３００℃以上の場合は、コイルが変形され、生産性を害する。
また、場合によっては、上記２次再結晶焼鈍の前に、焼鈍分離剤を塗布する過程を行ってもよい。焼鈍分離剤としては、本発明の属する技術分野で広く用いられるＭｇＯ系又はＡｌ２Ｏ３系の焼鈍分離剤を用いることができる。
なお、上述しない過程であっても、電磁鋼板の製造に適用される過程であれば、全て本発明に適用されることができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は、本発明を例示して具体化するためのものに過ぎず、本発明の権利範囲を制限するものではない。即ち、本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載の事項及びここから合理的に類推される事項によって決められる。
実施例１
元素のうちＣ、Ｍｎ、Ｓ、Ｎの含量をそれぞれＣ：０．０５質量％、Ｍｎ：０．０７質量％、Ｓ：０．００７質量％、Ｎ：０．００６質量％に固定し、Ｓｉ、Ａｌ及び希土類元素の含量（表において各元素の含量は質量％を意味する。）を下記表１に記載されているように変更して溶鋼を製造した。溶鋼の製造時、希土類元素の場合は、それぞれの金属を個別に添加するか又はミッシュメタルの形で添加してその組成を調整した。上述した組成の溶鋼を鋳造して厚さ２５０ｍｍのスラブを得て、スラブを１１５０℃の温度に加熱した後、２．３ｍｍの厚さで熱間圧延した。上記熱間圧延された熱延板を１１００℃の温度に加熱する熱延板焼鈍を行った後、加熱された鋼板を冷却し酸洗した。上記酸洗された熱延板を１回の冷間圧延によって０．２７ｍｍまで冷間圧延して冷延板を得た。上記冷延板を、水素と窒素が混合された湿潤雰囲気で８３０℃の温度に加熱して１次再結晶と脱炭焼鈍を行い、残炭量を３０ｐｐｍ以下とした。次いで、上記脱炭焼鈍された鋼板を１５℃／ｈｒの昇温速度で１２００℃まで加熱して２次再結晶させた後、冷却によって多様な条件の電磁鋼板を得た。下記表１において、Ｂ８は磁束密度、Ｗ１７／５０は鉄損を示す。
Figure 0006236466
比較鋼１は、Ｓｉ含量が本発明で規定する範囲に達しておらず、Ａｌが過多なものである。過多なＡｌによって冷間圧延性がよくなく、磁束密度が低く、鉄損において非常に悪い結果を示している。このような現象は、Ｓｉ含量が過多な比較鋼２にも同様に示されている。
比較鋼３、４、５、６、７は、希土類元素の含量が過多なものであり、磁束密度と鉄損において悪い結果を示している。
比較鋼８は、希土類元素は添加せず、Ａｌのみを多量に添加したものである。多量に添加されたＡｌはインヒビターの形成にそれほど役立たない上、本実施例では窒化焼鈍処理も行っていないため、鋼材内にインヒビターが生成される可能性がなく、磁束密度と鉄損において非常に悪い結果を示している。比較鋼９は、全ての希土類元素の含量の和が本発明で規定する値に至っておらず、比較鋼８ほどではないが、磁束密度と鉄損において悪い結果を示している。
しかしながら、成分範囲を本発明で規定する範囲に制御した発明例は、全て１．９Ｔ以上の磁束密度と０．９０１Ｗ／ｋｇ以下の鉄損を示している。
実施例２
また、添加された希土類元素がどのようにインヒビターとして作用しているかを確認するために、Ｃ：０．０５質量％、Ｍｎ：０．０７質量％、Ｓ：０．００７質量％、Ｎ：０．００６質量％、Ｓｉ：３．１質量％、Ａｌ：１．５質量％に調整し、希土類元素のうちＰｒの含量を０．０８質量％（ａ）に制御したか又はミッシュメタルを添加して全希土類元素含量を０．２４質量％（発明鋼３）に制御した電磁鋼板のスラブを上述した実施例１と同じ過程により熱間圧延及び冷間圧延し、１次再結晶焼鈍した１次再結晶板内のインヒビターの生成状態をレプリカ法を用いて透過電子顕微鏡で観察した写真を図１に示した。
図面を参照すると、Ｐｒを添加した場合（ａ）はＰｒ又はその化合物が、ミッシュメタルを添加した場合（ｂ）はミッシュメタルに含まれていたＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒが、インヒビターとして検出されることが確認できる。即ち、希土類元素が本発明において優れたインヒビターの役割を行うことができることが確認できる。
実施例３
また、スラブ組成において、全ての希土類元素の含量の和を変更し、且つＣ：０．０５質量％、Ｍｎ：０．０７質量％、Ｓ：０．００７質量％、Ｎ：０．００６質量％に調整し、Ｓｉ：３．１質量％、Ａｌ：１．０質量％に制御した場合（ａ）、及びＳｉ：３．１％、Ａｌ：２．０％に制御して上記実施例１と同一に電磁鋼板を製造した場合（ｂ）の、全ての希土類元素の含量の合計による鉄損の変化量を図２に示した。図面を参照すると、希土類元素の含量が本発明の範囲に該当する場合は鉄損が急激に減少することが確認できる。
したがって、本発明の有利な効果が確認できる。

Claims (8)

  1. 質量％で、Ｓｉ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．１〜４．０％、単独で又はＯもしくはＳとの化合物の形で存在する希土類元素：全ての希土類元素の含量の合計で０．０５〜０．５％、Ｃ：０．００３％以下、Ｍｎ：０．０３〜０．２％、Ｓ：０．００１〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、残部鉄、及び不可避的不純物からなる組成を有する、鉄損に優れた方向性電磁鋼板。
  2. 質量％で、Ｐ：０．５％以下、Ｓｎ：０．３％以下、Ｓｂ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｃｕ：０．４％以下及びＮｉ：１％以下のうちから選択される１種又は２種以上をさらに含む、請求項１に記載の鉄損に優れた方向性電磁鋼板。
  3. 質量％で、Ｓｉ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．１〜４．０％、単独で又はＯもしくはＳとの化合物の形で存在する希土類元素：全ての希土類元素の含量の合計で０．０５〜０．５％、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｍｎ：０．０３〜０．２％、Ｓ：０．００１〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、残部鉄、及び不可避的不純物からなる組成を有するスラブを１０５０〜１３００℃に加熱する段階と、
    前記スラブを熱間圧延する段階と、
    前記スラブを冷間圧延する段階と、
    前記スラブを１次再結晶焼鈍する段階と、
    前記スラブを２次再結晶焼鈍する段階と、
    をこの順で含み、
    インヒビターとして単独で又はＯもしくはＳと結合した化合物の形の希土類元素を用いる、鉄損に優れた方向性電磁鋼板の製造方法であって、
    前記鋼板のＣ含量は質量％で０．００３％以下である、
    製造方法。
  4. 前記熱間圧延する段階の後に熱間圧延された鋼板を焼鈍する段階及び酸洗する段階のうちから選択された一つ以上の段階をさらに含む、請求項３に記載の鉄損に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 前記冷間圧延する段階の圧下率は８５〜９０％である、請求項３に記載の鉄損に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
  6. 前記冷間圧延は、中間焼鈍を挟んで２回以上行われ、最終回の冷間圧延の圧下率が５０％以上である、請求項５に記載の鉄損に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
  7. 前記１次再結晶焼鈍は７００〜９５０℃で行われる、請求項３に記載の鉄損に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
  8. 前記２次再結晶焼鈍は、最高温度１１００〜１３００℃まで昇温速度５〜３０℃／ｈｒで加熱する過程により行われる、請求項３に記載の鉄損に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
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