JP6432671B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、変圧器の鉄心材料に好適な低鉄損の方向性電磁鋼板およびそ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、二次再結晶のための仕上げ焼鈍の際に、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ことで形成される。

この方向性電磁鋼板については、インヒビターと呼ばれる析出物を利用して仕上げ焼鈍中にＧｏｓｓ方位を有する結晶粒を二次再結晶させることが一般的な技術として使用されている。この方法としては例えば、ＡｌＮ、ＭｎＳを使用する方法、ＭｎＳ、ＭｎＳｅを使用する方法が工業的に実用化されている。これらのインヒビターを用いる方法は、１３００℃以上と高温でのスラブ加熱を必要とするが、安定して二次再結晶粒を発達させるのに極めて有用な方法である。

さらには、これらのインヒビターの働きを強化するために、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｎｂ、Ｔｅを利用する方法や、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏを利用する方法も知られている。また、特許文献１には、インヒビターとして窒化物を利用するほかに、粒界偏析元素であるＢｉ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｐを利用する方法が開示されている。また特許文献２には、通常よりも薄いスラブ厚で製造する際にも、粒界析出元素であるＳｂ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｓｎを利用して磁性を良好にせしめる方法が開示されている。

特許第３３５７６１５号公報 特許第５００１６１１号公報 特開２０１２−１７７１６２号公報 特開２０１２−３６４４７号公報

近年、磁気特性はますます向上し、高レベルの磁性を安定的に発揮できる方向性電磁鋼板を製造することが求められている。しかしながら、磁気特性を向上させるべく粒界偏析元素であるＳｂ、Ｓｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、およびＰの少なくとも一種類を添加しても、実際には磁気特性が向上せずに、低鉄損が得られないという問題が顕在化してきた。

本発明は、上記課題に鑑み、粒界偏析元素であるＳｂ、Ｓｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、およびＰの少なくとも一種類を含有する場合にも、低鉄損の方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

一般的に、製造工程中でインヒビターと呼ばれる析出物を利用して磁気特性を向上させる場合、最終製品ではこの析出物が磁壁の移動を阻害して磁気特性を劣化させる。そのため、析出物形成元素であるＮ、Ｓ、Ｓｅなどを地鉄内部から被膜中または系外に排出できる条件で仕上げ焼鈍する。すなわち、仕上げ焼鈍は１２００℃程度の高温で数時間から数十時間、Ｈ_２を主体とした雰囲気下で行う。この処理により、地鉄内部のＮ、Ｓ、Ｓｅは分析限界以下まで減少し、最終製品では析出物が形成されることなく、良好な磁気特性が確保されている。

一方、スラブに粒界偏析元素であるＳｂ、Ｓｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、およびＰの少なくとも一種類を含有させた場合、これらの元素は仕上げ焼鈍の過程で被膜中に移動したり系外に出ることはない。よって、これら元素が平坦化焼鈍工程で何らかの作用により磁性を不安定化させている可能性があると、本発明者らは考えた。本発明者らの検討によれば、磁気特性が劣化した方向性電磁鋼板では、結晶粒界近傍に転位が多く発生しており、これは、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、およびＰが仕上げ焼鈍後の冷却の過程で粒界に偏析したことに起因すると思われる。

そこで本発明らは、前記課題を解決するために鋭意検討をしたところ、仕上げ焼鈍後に二次再結晶板がある温度域内に滞留する時間との関係で、その後の平坦化焼鈍工程でのライン張力を制御することが有効であることを見出した。これにより、平坦化焼鈍後に、地鉄の結晶粒界近傍に転位が発生するのを効果的に抑制し、転位が磁壁移動を阻害することで生じる磁気特性の劣化を抑制できると考えられる。

上記知見に基づく本発明の要旨構成は以下のとおりである。
［１］地鉄の表面にフォルステライト被膜を有する方向性電磁鋼板であって、
前記地鉄が、質量％で、Ｓｉ：２．０〜８．０％およびＭｎ：０．００５〜１．０％を含有すると共に、Ｓｂ：０．０１０〜０．２００％、Ｓｎ：０．０１０〜０．２００％、Ｍｏ：０．０１０〜０．２００％、Ｃｕ：０．０１０〜０．２００％、およびＰ：０．０１０〜０．２００％の少なくとも一種類を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、
前記地鉄の結晶粒界近傍の転位密度が１．０×１０^１３ｍ^−２以下であることを特徴とする方向性電磁鋼板。

［２］前記成分組成は、質量％でさらに、Ｎｉ：０．０１０〜１．５０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｂｉ：０．００５〜０．５０％、Ｔｅ：０．００５〜０．０５０％、およびＮｂ：０．００１０〜０．０１００％の少なくとも一種類を含有する上記［１］に記載の方向性電磁鋼板。

［３］質量％で、Ｓｉ：２．０〜８．０％およびＭｎ：０．００５〜１．０％を含有すると共に、Ｓｂ：０．０１０〜０．２００％、Ｓｎ：０．０１０〜０．２００％、Ｍｏ：０．０１０〜０．２００％、Ｃｕ：０．０１０〜０．２００％、およびＰ：０．０１０〜０．２００％の少なくとも一種類を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して、熱延板を得る工程と、
該熱延板に必要に応じて熱延板焼鈍を施す工程と、
前記熱延板に、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して、最終板厚の冷延板を得る工程と、
該冷延板に一次再結晶焼鈍を施し、一次再結晶板を得る工程と、
該一次再結晶板の表面に焼鈍分離剤を塗布し、次いで二次再結晶のための仕上げ焼鈍を施して、地鉄の表面にフォルステライト被膜を有する二次再結晶板を得る工程と、
該二次再結晶板に７５０℃以上で５秒以上６０秒以下の平坦化焼鈍を施す工程と、
を含む一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法であって、
前記仕上げ焼鈍後に前記二次再結晶板の温度が８００℃から４００℃まで低下するのに要する時間をＴ（ｈｒ）としたとき、前記平坦化焼鈍工程では、前記二次再結晶板にかかるライン張力Ｐｒ（ＭＰａ）を、下記条件式（１）を満たすように制御し、前記地鉄の結晶粒界近傍の転位密度を１．０×１０^１３ｍ^−２以下とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
記
Ｐｒ≦−０．０７５Ｔ＋１８（ただし、Ｔ＞１０、５＜Ｐｒ）・・・（１）

［４］前記仕上げ焼鈍後、前記二次再結晶板の冷却の過程で、８００℃から４００℃までの所定温度で５時間以上前記二次再結晶板を保持する、上記［３］に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。

［５］前記成分組成は、質量％でＳｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｃｕ：０．０１５〜０．１００％、およびＰ：０．０１０〜０．１００％を含有する上記［３］又は［４］に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。

［６］前記成分組成は、質量％でさらに、Ｎｉ：０．０１０〜１．５０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｂｉ：０．００５〜０．５０％、Ｔｅ：０．００５〜０．０５０％、およびＮｂ：０．００１０〜０．０１００％の少なくとも一種類を含有する上記［３］〜［５］のいずれか一項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。

［７］前記成分組成は、質量％でさらに、Ｃ：０．０１０〜０．１００％を含有すると共に、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓ：０．００５％以下、およびＳｅ：０．００５％以下を含有する上記［３］〜［６］のいずれか一項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。

［８］前記成分組成は、質量％でさらに、
Ｃ：０．０１０〜０．１００％を含有すると共に、
（ｉ）Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％およびＮ：０．００３〜０．０２０％、
（ｉｉ）Ｓ：０．００２〜０．０３０％および／またはＳｅ：０．００３〜０．０３０％、
の少なくとも一方を含有する上記［３］〜［６］のいずれか一項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。

なお、平坦化焼鈍工程でのライン張力は、特許文献３や特許文献４に記載があるが、これらはフォルステライト被膜の引張張力劣化を防止する目的であり、本発明のように、地鉄中の転位を減少させる目的とは本質的に異なるものである。本発明では、仕上げ焼鈍後に二次再結晶板の温度が８００℃から４００℃まで低下するのに要する時間（以下、「仕上げ焼鈍後の８００℃から４００℃までの滞留時間」ともいう。）と、平坦化焼鈍工程でのライン張力との関係性を新規に明らかにし、それを制御するものである。

本発明の方向性電磁鋼板は、地鉄の結晶粒界近傍の転位密度が１．０×１０^１３ｍ^−２以下であるため、粒界偏析元素であるＳｂ、Ｓｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、およびＰの少なくとも一種類を含有する場合にも、低鉄損である。

本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、仕上げ焼鈍後の８００℃から４００℃までの滞留時間Ｔ（ｈｒ）との関係で、平坦化焼鈍工程で二次再結晶板にかかるライン張力Ｐｒ（ＭＰａ）を最適化したため、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、およびＰの少なくとも一種類を含有する場合にも、地鉄の結晶粒界近傍の転位密度が１．０×１０^１３ｍ^−２以下と小さい、低鉄損の方向性電磁鋼板を得ることができる。

実験１において、平坦化焼鈍工程で二次再結晶板にかかるライン張力Ｐｒ（ＭＰａ）と、製品板の鉄損Ｗ_{１７／５０}（Ｗ／ｋｇ）との関係を表した図である。 実験１において、鋼スラブＢを用い、ライン張力Ｐｒを１６ＭＰａとした場合の、製品板の粒界付近のＴＥＭ画像である。 実験１において、鋼スラブＢを用い、ライン張力Ｐｒを８ＭＰａとした場合の、製品板の粒界付近のＴＥＭ画像である。 実験２において、仕上げ焼鈍後の８００℃から４００℃までの滞留時間Ｔ（ｈｒ）および平坦化焼鈍工程で二次再結晶板にかかるライン張力Ｐｒ（ＭＰａ）が、製品板の鉄損Ｗ_{１７／５０}（Ｗ／ｋｇ）に及ぼす影響を表した図である。 実験２において、仕上げ焼鈍後の８００℃から４００℃までの滞留時間Ｔ（ｈｒ）および平坦化焼鈍工程で二次再結晶板にかかるライン張力Ｐｒ（ＭＰａ）が、製品板の地鉄の結晶粒界近傍の転位密度（ｍ^−２）に及ぼす影響を表した図である。

以下、本発明を完成するに至った実験について説明する。

＜実験１＞
質量％で、Ｃ：０．０６３％、Ｓｉ：３．３５％、Ｍｎ：０．０９％、Ｓ：０．００３２％、Ｎ：０．００２０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００４４％を含んだ鋼スラブＡ、およびＣ：０．０６５％、Ｓｉ：３．３３％、Ｍｎ：０．０９％、Ｓ：０．００３０％、Ｎ：０．００２８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００４８％、Ｓｂ：０．０３７％を含んだ鋼スラブＢを、それぞれ連続鋳造にて製造し、１２００℃でスラブ加熱した。その後、これらの鋼スラブに熱間圧延を施して、板厚２．０ｍｍの熱延板に仕上げた。その後、熱延板に１０５０℃で４０秒の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延で板厚０．２３ｍｍの冷延板に仕上げた。さらに、冷延板に８４０℃で１３０秒、５０％Ｈ_２−５０％Ｎ_２、露点６０℃の湿潤雰囲気下で脱炭焼鈍を兼ねる一次再結晶焼鈍を施し、一次再結晶板を得た。その後、一次再結晶板の表面にＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布し、１２００℃で１０時間、Ｈ_２雰囲気下で保定する二次再結晶のための仕上げ焼鈍を施して、二次再結晶板を得た。仕上げ焼鈍後の８００℃から４００℃までの滞留時間Ｔ（ｈｒ）は４０時間とした。なお、本明細書において「二次再結晶板の温度」は、二次再結晶板のコイルの端面（コイルをアップエンドに載置した際の最下部）の、最内巻と最外巻の中間位置で測定した温度とする。

さらに、形状矯正の目的で、二次再結晶板に８３０℃×３０秒の平坦化焼鈍を施して、製品板を得た。その際、二次再結晶板にかかるライン張力Ｐｒ（ＭＰａ）を種々に変更した。本明細書において「ライン張力」とは、連続焼鈍炉を通板する際に、主に蛇行を防止するために二次再結晶板に付与される引張張力であり、焼鈍炉前後のブライドルロールにて制御する。

得られた製品板の鉄損Ｗ_{１７／５０}（５０Ｈｚの周波数で１．７Ｔの励磁を行った場合の鉄損）をＪＩＳ Ｃ２５５０に記載の方法で測定した。結果を図１に示す。この結果から、Ｓｂを含有した鋼スラブＢの場合は、ライン張力Ｐｒを１５ＭＰａ以下とした場合に、鋼スラブＡの場合よりも十分に製品板の鉄損Ｗ_{１７／５０}を低くすることができることが明らかとなった。なお、鋼スラブＡ，Ｂの場合ともに、ライン張力が１８ＭＰａでは製品板にクリープ変形が発生し、このため磁気特性が大きく劣化したと考えられる。

これら製品板の地鉄の成分分析を行ったところ、鋼スラブＡ，Ｂの場合ともに、Ｃは約１２質量ｐｐｍに低減し、Ｓ、Ｎ、およびｓｏｌ．Ａｌは４質量ｐｐｍ未満（分析限界未満）に変化していたが、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＳｂはほぼスラブの含有量と同等であった。なお、地鉄の成分分析は、製品板のフォルステライト被膜を除去するために８０℃の１０％塩酸水溶液に２分浸し、乾燥させた後に分析に供した。この結果から、磁性を劣化させるような硫化物や窒化物は析出していないことがわかり、析出物が原因とは考えにくいことが判明した。

次に、粒界偏析元素Ｓｂを含んでいる鋼スラブＢの場合に、ライン張力Ｐｒを小さくするにしたがって製品板の鉄損が低下する原因を突き止めるべく、製品板の地鉄の結晶粒界近傍を、透過型電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＥＭ−２１００Ｆ）を用いて観察した。その結果、ライン張力Ｐｒを１６ＭＰａとした場合、図２に示すように、転位が粒界上およびその近傍にいくつか存在していることが明らかとなった。この視野の面積は約２．２μｍ^２であり、転位が５個観察されるため、この観察視野内での転位密度はおおよそ２．３×１０^１２ｍ^−２であり、１０視野での平均は１．０×１０^１３ｍ^−２を超えていた。一方、ライン張力Ｐｒを８ＭＰａとした場合、図３に示すように、転位がほとんど存在せず、観察視野内では転位密度は０と計算された。これより、鋼スラブに粒界偏析元素Ｓｂを含む場合、ライン張力Ｐｒが高いと粒界に転位が蓄積しやすく、磁性劣化の原因となっていることが推定される。

方向性電磁鋼板の仕上げ焼鈍は、一次再結晶板をコイルの状態でバッチ焼鈍することが一般的である。このため、１２００℃程度で保定した後、二次再結晶板は冷却される。なお、仕上げ焼鈍後の８００℃から４００℃までの滞留時間は、雰囲気の流量を制御することにより変更、制御することができる。

よって、粒界偏析元素は、仕上げ焼鈍中には粒界への偏析は解消され、結晶粒内に固溶するが、その後の冷却過程に長時間がかかると、その間に粒界に偏析しうる。すなわち、冷却速度が遅いと偏析量が多くなり、その後の平坦化焼鈍工程でのライン張力Ｐｒが高い場合に磁性がより劣化すると考えられる。そこで、仕上げ焼鈍時の８００℃から４００℃までの滞留時間と、平坦化焼鈍工程でのライン張力Ｐｒとが磁性に及ぼす影響について調査した。

＜実験２＞
質量％で、Ｃ：０．０４８％、Ｓｉ：３．１８％、Ｍｎ：０．１４％、Ｓ：０．００２０％、Ｎ：０．００４０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００７２％、Ｓｂ：０．０５９％を含んだ鋼スラブＣを連続鋳造にて製造し、１２２０℃でスラブ加熱した。その後、この鋼スラブに熱間圧延を施して、板厚２．２ｍｍの熱延板に仕上げた。その後、熱延板に１０２５℃で３０秒の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延で板厚０．２７ｍｍの冷延板に仕上げた。さらに、冷延板に８５０℃で１００秒、５０％Ｈ_２−５０％Ｎ_２、露点６２℃の湿潤雰囲気下で脱炭焼鈍を兼ねる一次再結晶焼鈍を施し、一次再結晶板を得た。その後、一次再結晶板の表面にＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布し、１２００℃で１０時間、Ｈ_２雰囲気下で保定する二次再結晶のための仕上げ焼鈍を施して、二次再結晶板を得た。この際、仕上げ焼鈍後の冷却速度を変化させ、８００℃から４００℃までの滞留時間Ｔ（ｈｒ）を種々に変更した。

さらに、形状矯正の目的で、二次再結晶板に８４０℃×１５秒の平坦化焼鈍を施して製品板を得た。その際、二次再結晶板にかかるライン張力Ｐｒ（ＭＰａ）を種々に変更した。ただし、ライン張力Ｐｒを５ＭＰａ以下とすると二次再結晶板が蛇行し、正常な通板ができなかったため、５ＭＰａを超えるライン張力とした。

得られた製品板の鉄損Ｗ_{１７／５０}をＪＩＳ Ｃ２５５０に記載の方法で測定した。結果を図４に示す。この結果から、仕上げ焼鈍後の８００℃から４００℃までの滞留時間Ｔが長くなるにつれて、低い鉄損を示す平坦化焼鈍工程のライン張力Ｐｒの上限が減少することがわかる。

この理由については、実験１で考察したように、粒界偏析元素が粒界に偏析している状態では、ライン張力付与により粒界に転位が蓄積するために磁性劣化が生じると考えると説明が可能である。すなわち、１２００℃での長時間仕上げ焼鈍により粒界偏析元素も粒内に一度再固溶し、冷却過程で粒界に再度偏析すると考えられる。この際、偏析が生じやすくかつ原子の拡散もしやすい８００℃から４００℃までの温度域の滞留時間が長くなるほど、粒界での偏析量が増加し、平坦化焼鈍工程で粒界近傍に発生する転位も増加するためにライン張力の上限が減少すると考えるとうまく説明できる。このことは、図５によって裏付けられる。

以上のように本発明者らは、鋼スラブに粒界偏析元素を含む方向性電磁鋼板の製造方法において、仕上げ焼鈍後の８００℃から４００℃までの滞留時間Ｔとの関係で、その後の平坦化焼鈍工程でのライン張力Ｐｒを−０．０７５Ｔ＋１８以下に制御することで、製品板の地鉄の結晶粒界近傍の転位密度を１．０×１０^１３ｍ^−２以下にまで効果的に減少させ、磁気特性劣化を防止させることに成功した。

以下、本発明の方向性電磁鋼板について、詳しく説明する。まず、成分組成における各成分の含有量の限定理由について述べる。なお、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。

Ｓｉ：２．０〜８．０％
Ｓｉは、方向性電磁鋼板の比抵抗を高め、鉄損を低減するのに必要な元素である。上記効果は、２．０％未満では十分ではなく、一方、８．０％を超えると、加工性が低下し、圧延して製造すること困難となる。よって、Ｓｉ含有量は２．０％以上８．０％以下とする。好ましくは２．５％以上４．５％以下である。

Ｍｎ：０．００５〜１．０％
Ｍｎは、鋼の熱間加工性を改善するために必要な元素である。上記効果は、０．００５％未満では十分ではなく、一方、１．０％を超えると、製品板の磁束密度が低下するようになる。よって、Ｍｎ含有量は０．００５％以上１．０％以下とする。好ましくは０．０２％以上０．３０％以下である。

本発明では、磁気特性向上を目的として、粒界偏析元素であるＳｂ、Ｓｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、およびＰの少なくとも一種類を含有させることを必須とする。各々、添加量が０．０１０％未満では磁性向上効果が乏しく、０．２００％より多い場合は飽和磁束密度が減少し、磁性向上効果が打ち消される。よって、含有量は各々０．０１０％以上０．２００％以下とする。好ましくは、各々０．０２０％以上０．１００％以下である。また、ＳｎおよびＰの含有量に関しては、鋼板の脆化を抑制する観点から、より好ましくは０．０２０％以上０．０８０％以下である。また、Ｓｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｃｕ：０．０１５〜０．１００％、およびＰ：０．０１０〜０．１００％を同時含有すると、磁性向上効果が極めて高い。

上記成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、任意で以下の元素を含有してもよい。

鉄損低減の目的で、質量％でＮｉ：０．０１０〜１．５０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｂｉ：０．００５〜０．５０％、Ｔｅ：０．００５〜０．０５０％、およびＮｂ：０．００１０〜０．０１００％の少なくとも一種類を含有してもよい。それぞれ添加量が下限値より少ない場合には鉄損低減効果が少なく、上限量を超えると磁束密度の低下を招き、磁気特性が劣化する。

ここで、Ｃ含有量は、鋼スラブにＣを積極的に含有する場合であっても、脱炭焼鈍の結果、磁気時効が生じない０．００５％以下に低減する。よって、その範囲であれば含有しても不可避的不純物とみなす。

本発明の方向性電磁鋼板は、地鉄の結晶粒界近傍の転位密度が１．０×１０^１３ｍ^−２以下である。転位は磁壁移動を阻害するため鉄損が上昇する原因となるが、本発明の方向性電磁鋼板は転位密度が低いため、低鉄損である。転位密度は、望ましくは５．０×１０^１２ｍ^−２以下である。転位は無ければ無いほど良いと考えられるため、下限は０である。ここで、「粒界近傍」とは、粒界から１μｍ以内の領域と定義する。本明細書において「結晶粒界近傍の転位密度」は、以下のように求める。まず、製品板を８０℃の１０％ＨＣｌ水溶液に３分浸して、被膜を除去し、さらに化学研磨で薄膜サンプルを作成した。このサンプルの粒界付近を、透過型電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＥＭ−２１００Ｆ）を用いて５００００倍で観察し、視野中における粒界近傍の転位の数を視野面積で除し、これを１０視野で平均した値を「転位密度」とした。

続いて、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。鋼スラブの成分組成のうち、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｏ、Ｃｕ、およびＰ、並びに任意成分であるＮｉ、Ｃｒ、Ｂｉ、Ｔｅ、およびＮｂに関しては上述のとおりである。これらの元素は、一連の工程の中では含有量の変動が生じにくいため、溶鋼での成分調整段階で量を制御する。

鋼スラブにおける上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物であるが、任意で以下の元素を含有してもよい。

Ｃ：０．０１０〜０．１００％
Ｃは、粒界を強化する効果を有する。上記効果は、０．０１０％以上で十分に発揮され、スラブに割れが生じる恐れがない。一方、０．１００％以下であれば、脱炭焼鈍で、磁気時効の起こらない０．００５ｍａｓｓ％以下に低減することができる。よって、Ｃ含有量は０．０１０％以上０．１００％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０２０％以上０．０８０％以下である。

さらに、インヒビター成分として、（ｉ）Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％およびＮ：０．００３〜０．０２０％、（ｉｉ）Ｓ：０．００２〜０．０３０％および／またはＳｅ：０．００３〜０．０３０％、の少なくとも一方を含有してもよい。それぞれ添加量が下限量以上の場合に、インヒビター形成による磁束密度向上の効果が十分に発揮される。また、添加量の上限量以下とすれば、仕上げ焼鈍で地鉄中から純化するので、鉄損が低下しない。ただし、インヒビタフリー成分系でも磁束密度が向上する技術を採用する場合は、これらの成分を含有する必要は無い。この場合、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓ：０．００５％以下、およびＳｅ：０．００５％以下に抑制する。

上記のように所定の成分調整がなされた溶鋼を通常の造塊法または連続鋳造法で鋼スラブとしてもよいし、１００ｍｍ以下の厚さの薄鋳片を直接鋳造法で製造してもよい。上記鋼スラブは、常法に従い、例えば、インヒビター成分を含有する場合には、好ましくは１４００℃程度まで加熱し、一方、インヒビター成分を含まない場合は、好ましくは１２５０℃以下の温度に加熱した後、熱間圧延を施し、熱延板を得る。なお、インヒビター成分を含有しない場合には、鋳造後、鋼スラブを加熱することなく直ちに熱間圧延してもよい。また、薄鋳片の場合には、熱間圧延してもよいし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めてもよい。

次いで、熱延板に必要に応じて熱延板焼鈍を施す。この熱延板焼鈍は、均熱温度：８００℃以上１１５０℃以下、均熱時間：２秒以上３００秒以下の条件で行うのが好ましい。均熱温度が８００℃未満では、熱間圧延で形成されたバンド組織が残留し、整粒した一次再結晶組織を得ることが難しくなり、二次再結晶の発達が阻害される。一方、均熱温度が１１５０℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化し過ぎるために、整粒した一次再結晶組織を得ることが難しくなる。また、均熱時間が２秒未満では、未再結晶部が残存し、所望の組織を得ることができなくなるおそれがある。一方、均熱時間が３００秒を超えると、ＡｌＮ、ＭｎＳｅおよびＭｎＳの溶解が進行し、微量インヒビターの効果が弱まるおそれがある。

熱延板焼鈍後、熱延板に１回または必要に応じて中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して、最終板厚の冷延板を得る。中間焼鈍温度は９００℃以上１２００℃以下が好適である。焼鈍温度が９００℃未満であると再結晶粒が細かくなり、一次再結晶組織におけるＧｏｓｓ核が減少し磁性が劣化するおそれがある。また、焼鈍温度が１２００℃を超えると、熱延板焼鈍と同様に粒径が粗大化しすぎる。最終冷間圧延では温度を１００℃〜３００℃に上昇させて行うこと、および冷間圧延途中で１００〜３００℃の範囲での時効処理を１回または複数回行うことが、再結晶集合組織を変化させて磁気特性を向上させるため有効である。

続いて、冷延板に（鋼スラブにＣを含む場合には脱炭焼鈍を兼ねた）一次再結晶焼鈍を施し、一次再結晶板を得る。焼鈍温度は、８００℃以上９００℃以下が脱炭性の観点から有効である。さらに脱炭の観点からは、雰囲気は湿潤雰囲気とすることが望ましい。ただし、脱炭が不要な場合はこの限りではない。均熱温度までの昇温速度が速いとＧｏｓｓ核が増加するため５０℃／ｓ以上が望ましいが、速すぎると一次再結晶集合組織における｛１１１｝〈１１２〉方位等の主方位が減少するため、４００℃／ｓ以下とすることが望ましい。

次に、一次再結晶板の表面にＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布し、次いで二次再結晶のための仕上げ焼鈍を施して、地鉄の表面にフォルステライト被膜を有する二次再結晶板を得る。仕上げ焼鈍は、二次再結晶を完了させるために８００℃以上の温度で２０時間以上保持することが望ましい。また、フォルステライト被膜形成と地鉄純化のために、１２００℃程度の温度で行うことが好ましい。均熱後の冷却過程は、８００℃から４００℃までの滞留時間Ｔを測定し、次工程の平坦化焼鈍工程でのライン張力Ｐｒの制御に利用する。ただし、滞留時間Ｔが短すぎると、コイル内の温度分布が偏り、最冷点と最温点の差が大きくなって、その温度差により熱膨張の差が生じ、コイル内部に大きな応力が発生して磁気特性が劣化する。このため、滞留時間Ｔを１０時間超とする必要がある。また、生産性と偏析元素の粒界への拡散の抑制の観点から、滞留時間Ｔは８０時間以下が好ましい。

さらに、仕上げ焼鈍後、二次再結晶板の冷却の過程で、８００℃から４００℃までの所定の一定温度で５時間以上二次再結晶板を保持するパターンを採用すると、冷却の時間を短くした場合にも良好な磁気特性が得られる。コイル内の温度分布の偏りが解消されるとともに、偏析元素の粒界への拡散を抑制することが可能であり、磁気特性をより良好にできるからである。また、一定温度での保持は一回だけでなく、ステップクーリングのように段階的に温度を下げながら、一定温度での保持を複数回くり返すと、コイル内の温度分布の偏りが極めて解消されるため、好ましい。

仕上げ焼鈍後には、付着した焼鈍分離剤を除去するため、水洗やブラッシング、酸洗を行う事が好ましい。その後、二次再結晶板に平坦化焼鈍を行い、形状を矯正する。平坦化焼鈍温度は、７５０℃以上でないと形状矯正効果が乏しいため、７５０℃以上とする。一方、９５０℃を超えると焼鈍中に二次再結晶板がクリープ変形し、磁気特性が著しく劣化する。好ましくは８００℃以上９００℃以下である。また、均熱時間が短すぎると形状矯正効果が乏しく、長すぎると二次再結晶板がクリープ変形し、磁気特性が著しく劣化するため５秒以上６０秒以下とする。

さらに、既述のとおり、平坦化焼鈍工程でのライン張力Ｐｒ（ＭＰａ）は、仕上げ焼鈍後の８００℃から４００℃までの滞留時間Ｔ（ｈｒ）との関係で、−０．０７５×Ｔ＋１８で得られる値以下とする。ただし、ライン張力Ｐｒが低いと通板時に蛇行が発生し、高いと二次再結晶板がクリープ変形し、磁気特性が著しく劣化するため、５ＭＰａ超え１８ＭＰａ未満とする。

鉄損をより低下させるため、フォルステライト被膜を有する方向性電磁鋼板表面に、さらに張力コーティングを施すことが有効である。張力コーティング塗布方法、物理蒸着法、または化学蒸着法により無機物を鋼板表層に蒸着させ張力コーティングとする方法を採用すると、コーティング密着性に優れ、かつ著しい鉄損低減効果が得られるため望ましい。

さらなる鉄損低減のために、磁区細分化処理を行ってもよい。処理方法としては一般的に実施されているような、最終製品板に溝をいれたり、レーザーや電子ビームにより線状に熱歪や衝撃歪を導入したりする方法や、最終板厚に達した冷延板などの中間製品にあらかじめ溝を入れる方法でよい。

（実施例１）
質量％で、Ｃ：０．０３２％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．０６％、Ｎ：０．００２６％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００９５％、Ｓｎ：０．１２０％、Ｐ：０．０２９％を含んだ鋼スラブを連続鋳造にて製造し、１２２０℃でスラブ加熱した。その後、この鋼スラブに熱間圧延を施して、板厚２．７ｍｍの熱延板に仕上げた。その後、熱延板に１０２５℃で３０秒の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延で板厚０．２３ｍｍの冷延板に仕上げた。その後、冷延板に８４０℃で１００秒、５５％Ｈ_２−４５％Ｎ_２、露点５８℃の湿潤雰囲気下で脱炭焼鈍を兼ねる一次再結晶焼鈍を施し、一次再結晶板を得た。その後、一次再結晶板の表面にＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布し、１２００℃で５時間、Ｈ_２雰囲気下で保定する二次再結晶のための仕上げ焼鈍を施して、二次再結晶板を得た。この際、仕上げ焼鈍後の冷却速度を変化させ、８００℃から４００℃までの滞留時間Ｔを表１記載の様に変化させた。

続いて、二次再結晶板に８６０℃×２５秒の平坦化焼鈍を施した。その際、ライン張力Ｐｒを表１記載のように種々変更した。ついで、圧延方向と直角に電子ビームを連続的に照射する磁区細分化処理を、鋼板の片面に８ｍｍピッチで施した。なお、電子ビームは、加速電圧５０ｋＶ、ビーム電流値１０ｍＡ、走査速度４０ｍ／秒の条件で行った。

得られた製品板について、既述の方法で転位密度を求め、さらに鉄損Ｗ_{１７／５０}をＪＩＳ Ｃ２５５０に記載の方法で測定した。得られた結果を表１に示す。表１から明らかなように、本発明範囲内の条件において良好な鉄損特性が得られている。

また、実験１と同じ方法で、製品板の地鉄の成分分析を行った。その結果、いずれの製品板でも、Ｃは８ｐｐｍ程度、Ｎおよびｓｏｌ．Ａｌは４ｐｐｍ未満（分析限界未満）に低減していたが、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓｎ、およびＰはほぼスラブの含有量と同等であった。

（実施例２）
表２記載の成分を含んだ種々の鋼スラブを連続鋳造にて製造し、１３８０℃でスラブ加熱した。その後、これらの鋼スラブに熱間圧延を施して、厚さ２．５ｍｍの熱延板に仕上げた。その後、熱延板に９５０℃で３０秒の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延により板厚を１．７ｍｍとした。その後、１１００℃で３０秒の中間焼鈍を施した後、１００℃の温間圧延で板厚０．２３ｍｍの冷延板に仕上げた。その後、冷延板に８５０℃で１００秒、６０％Ｈ_２−４０％Ｎ_２、露点６４℃の湿潤雰囲気下で脱炭焼鈍を兼ねる一次再結晶焼鈍を施し、一次再結晶板を得た。その後、一次再結晶板の表面にＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布し、１２００℃で５時間、Ｈ_２雰囲気下で保定する二次再結晶のための仕上げ焼鈍を施して、二次再結晶板を得た。仕上げ焼鈍後の８００℃から４００℃までの滞留時間Ｔは４５ｈｒとした。

続いて、二次再結晶板に８３５℃×１０秒の平坦化焼鈍を施した。その際、ライン張力Ｐｒを本発明範囲内である１０ＭＰａに設定した。ついで、圧延方向と直角に電子ビームを連続的に照射する磁区細分化処理を、鋼板の片面に５ｍｍピッチで施した。なお、電子ビームは、加速電圧１５０ｋＶ、ビーム電流値３ｍＡ、走査速度１２０ｍ／秒の条件で行った。

得られた製品板について、既述の方法で転位密度を求めたところ、全ての製品板で１．０×１０^１３ｍ^−２以下であった。さらに鉄損Ｗ_{１７／５０}をＪＩＳ Ｃ２５５０に記載の方法で測定した。得られた結果を表２に示す。表２から明らかなように、本発明範囲内の条件において良好な鉄損特性が得られている。

また、実験１と同じ方法で、製品板の地鉄の成分分析を行った。その結果、いずれの製品板でも、Ｃは５０ｐｐｍ以下、Ｓ、Ｎ、およびｓｏｌ．Ａｌは４ｐｐｍ未満（分析限界未満）、Ｓｅは１０ｐｐｍ未満（分析限界未満）に低減していたが、他の元素は表２記載のスラブの含有量とほぼ同等であった。

（実施例３）
質量％で、Ｃ：０．０５８％、Ｓｉ：３．６８％、Ｍｎ：０．３４％、Ｎ：０．００１１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２３％、Ｓｂ：０．０９０％、Ｐ：０．０７７％を含んだ鋼スラブを連続鋳造にて製造し、１２２０℃でスラブ加熱した。その後、この鋼スラブに熱間圧延を施して、板厚２．０ｍｍの熱延板に仕上げた。その後、熱延板に１０６０℃で１００秒の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延で板厚０．２３ｍｍの冷延板に仕上げた。その後、冷延板に８４０℃で１００秒、５５％Ｈ_２−４５％Ｎ_２、露点６０℃の湿潤雰囲気下で脱炭焼鈍を兼ねる一次再結晶焼鈍を施し、一次再結晶板を得た。その後、一次再結晶板の表面にＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布し、１２００℃で５時間、Ｈ_２雰囲気下で保定する二次再結晶のための仕上げ焼鈍を施して、二次再結晶板を得た。仕上げ焼鈍後の冷却としては、一定温度に保持することなしの冷却（保定なし）と、７５０℃で１０時間保持する冷却（１回保定）と、８００℃、７００℃、６００℃、５００℃で各々２時間ずつ保持する冷却（４回保定）のいずれかを採用した。１回保定と４回保定では、コイル内部の温度ムラが解消されるため、保定回数を多くするほど、保定以外の冷却速度は速くした。その結果、８００℃から４００℃までの滞留時間Ｔは、保定なしで４０時間、１回保定で３０時間、４回保定で２０時間であった。

続いて、二次再結晶板に８６０℃×２５秒の平坦化焼鈍を施した。その際、ライン張力Ｐｒを表３記載のように種々変更した。

得られた製品板について、既述の方法で転位密度を求め、さらに鉄損Ｗ_{１７／５０}をＪＩＳ Ｃ２５５０に記載の方法で測定した。得られた結果を表３に示す。表３から明らかなように、本発明範囲内の条件において良好な鉄損特性が得られている。

また、実験１と同じ方法で、製品板の地鉄の成分分析を行った。その結果、いずれの製品板でも、Ｃは１０ｐｐｍ、Ｎおよびｓｏｌ．Ａｌは４ｐｐｍ未満（分析限界未満）に低減していたが、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓｂ、およびＰはほぼスラブの含有量と同等であった。

本発明によれば、粒界偏析元素であるＳｂ、Ｓｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、およびＰの少なくとも一種類を含有する場合にも、低鉄損の方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することができる。

Claims (5)

1. 質量％で、Si：2.0〜8.0％およびMn：0.005〜1.0％を含有すると共に、Sb：0.010〜0.200％、Sn：0.010〜0.200％、Mo：0.010〜0.200％、Cu：0.010〜0.200％、およびP：0.010〜0.200％の少なくとも一種類を含有し、C：0.010〜0.100％を含有すると共に、Al：0.01％以下、N：0.005％以下、S：0.005％以下、およびSe：0.005％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して、熱延板を得る工程と、
   該熱延板に必要に応じて熱延板焼鈍を施す工程と、
   前記熱延板に、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して、最終板厚の冷延板を得る工程と、
   該冷延板に一次再結晶焼鈍を施し、一次再結晶板を得る工程と、
   該一次再結晶板の表面に焼鈍分離剤を塗布し、次いで二次再結晶のための仕上げ焼鈍を施して、地鉄の表面にフォルステライト被膜を有する二次再結晶板を得る工程と、
   該二次再結晶板に750℃以上で5秒以上60秒以下の平坦化焼鈍を施す工程と、
   を含む一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法であって、
   前記仕上げ焼鈍後に前記二次再結晶板の温度が800℃から400℃まで低下するのに要する時間を滞留時間T（hr）としたとき、当該滞留時間Tを測定し、前記平坦化焼鈍工程では、測定された滞留時間Tに基づいて、前記二次再結晶板にかかるライン張力Pr（MPa）を、下記条件式（１）を満たすように制御し、前記地鉄の結晶粒界近傍の転位密度を1.0×10¹³m^-2以下とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
   記
   Pr≦-0.075T＋18（ただし、T＞10、5＜Pr）・・・（１）
2. 質量％で、Si：2.0〜8.0％およびMn：0.005〜1.0％を含有すると共に、Sb：0.010〜0.200％、Sn：0.010〜0.200％、Mo：0.010〜0.200％、Cu：0.010〜0.200％、およびP：0.010〜0.200％の少なくとも一種類を含有し、C：0.010〜0.100％を含有すると共に、（ｉ）Al：0.010〜0.050％およびN：0.003〜0.020％、（ii）S：0.002〜0.030％および／またはSe：0.003〜0.030％、の少なくとも一方を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して、熱延板を得る工程と、
   該熱延板に必要に応じて熱延板焼鈍を施す工程と、
   前記熱延板に、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して、最終板厚の冷延板を得る工程と、
   該冷延板に一次再結晶焼鈍を施し、一次再結晶板を得る工程と、
   該一次再結晶板の表面に焼鈍分離剤を塗布し、次いで二次再結晶のための仕上げ焼鈍を施して、地鉄の表面にフォルステライト被膜を有する二次再結晶板を得る工程と、
   該二次再結晶板に750℃以上で5秒以上60秒以下の平坦化焼鈍を施す工程と、
   を含む一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法であって、
   前記仕上げ焼鈍後に前記二次再結晶板の温度が800℃から400℃まで低下するのに要する時間を滞留時間T（hr）としたとき、当該滞留時間Tを測定し、前記平坦化焼鈍工程では、測定された滞留時間Tに基づいて、前記二次再結晶板にかかるライン張力Pr（MPa）を、下記条件式（１）を満たすように制御し、前記地鉄の結晶粒界近傍の転位密度を1.0×10¹³m^-2以下とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
   記
   Pr≦-0.075T＋18（ただし、T＞10、5＜Pr）・・・（１）
3. 前記仕上げ焼鈍後、前記二次再結晶板の冷却の過程で、800℃から400℃までの所定の一定温度で5時間以上前記二次再結晶板を保持する、請求項１又は２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
4. 前記成分組成は、質量％でSb：0.010〜0.100％、Cu：0.015〜0.100％、およびP：0.010〜0.100％を含有する請求項１〜３のいずれか一項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
5. 前記成分組成は、質量％でさらに、Ni：0.010〜1.50％、Cr：0.01〜0.50％、Bi：0.005〜0.50％、Te：0.005〜0.050％、およびNb：0.0010〜0.0100％の少なくとも一種類を含有する請求項１〜４のいずれか一項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。