JPWO2006132095A1 - 磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、従来の方向性電磁鋼板の熱延加熱時の超高温度を脱却すると共に低温加熱の弊害を取り除いて磁気特性の優れる方向性電磁鋼板を製造可能にするもので、所定の成分からなる方向性電磁鋼板スラブを１２８０℃以上かつインヒビター物質の固溶温度以上で再加熱し、熱間圧延し、焼鈍、冷間圧延を行い、脱炭焼鈍し、ストリップ走行状態下で窒化処理を行い、焼鈍分離剤を塗布して仕上げ焼鈍を施すに際し、熱間圧延後のＮのうちＡｌＮとしての析出率を２０％以下、一次再結晶平均粒径を７μｍ以上２０μｍ未満、窒化処理における窒素増量ΔＮを式（１）の範囲内、鋼板の片側表面２０％厚み部分の窒素含有量σＮ１、σＮ２（表裏、質量％）を式（２）の範囲内とする。０．００７−（［Ｎ］−１４／４８×［Ｔｉ］）≦ΔＮ≦［ｓｏｌＡｌ］×１４／２７−（［Ｎ］−１４／４８×［Ｔｉ］）＋０．００２５・・・式（１）｜σＮ１−σＮ２｜／ΔＮ≦０．３５・・・式（２）

Description

本発明は、主にトランス等の鉄芯として使用される方向性電磁鋼板を製造する方法に関するものである。

磁束密度Ｂ_８（８００Ａ／ｍの磁場中での磁束密度）が１．９Ｔを超える、磁気特性の優れた方向性電磁鋼板を安定的に生産を行う技術は種々提案されているが、Ａｌをインヒビターとして含有する場合の製造方法は、スラブ加熱温度により表１に示す第一〜第三の三種類の技術に分類できる。

第一の技術は完全固溶非窒化型で、スラブを１３５０℃から最高では１４５０℃の超高温度に加熱し、かつ、スラブ全体を通して一様に加熱（均熱）するために十分な時間スラブをその温度に保持する方法である。これはＭｎＳ、ＡｌＮ等のインヒビター能力を有する物質を完全溶体化させて、二次再結晶に必要なインヒビターとして機能させるためのものであり、この完全溶体化処理は同時に、スラブ部位によるインヒビター強度差を解消する手段にもなっており、この点では、安定した二次再結晶発現に有利である。
しかしながら、この技術の場合、二次再結晶に必要なインヒビター量を確保するための完全溶体化温度は熱力学的にはあまり高くはないにもかかわらず、実際の工業生産では生産性とスラブ全体の均一固溶状態とを確保するため超高温度とならざるを得ず、改善は試みられているものの、実生産において様々な問題を包含している。例えば、１）部位によっては熱延温度の確保が困難で、確保出来なかった場合、インヒビター強度のスラブ内偏差が生じるため二次再結晶不良が発生する、２）スラブ加熱時に粗大粒が生成しやすく、その粗大粒部分は二次再結晶出来ずに、線状の二次再結晶不良部が発生する、３）スラブ表層が溶融しノロとなり加熱炉のメンテナンスに多大の労力が必要となる、４）熱延後の鋼帯に巨大なエッジクラックが発生しやすい、等である。
また、この技術では、ＩＳＩＪ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，Ｖｏｌ．４３（２００３），Ｎｏ．３，ｐｐ．４００〜４０９、Ａｃｔａ Ｍｅｔａｌｌ．，４２（１９９４），２５９３、川崎製鉄技法Ｖｏｌ．２９（１９９７）３，１２９−１３５に開示されているように、インヒビターを補うため脱炭焼鈍後二次再結晶開始までに窒化処理を行うと、Ｇｏｓｓ方位集積度が低下することは広く知られている。また、溶製時窒素が少ないと二次再結晶不良が生じることもよく知られている。
第二の技術は（充分）析出窒化型で、特開昭５９−５６５２２号公報、特開平５−１１２８２７号公報、特開平９−１１８９６４号公報などに開示されているように、スラブ加熱温度を１２８０℃未満で行い、脱炭焼鈍後二次再結晶開始までに窒化処理を行うものである。
この方法においては、例えば特開平２−１８２８６６号公報に示されるように脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の平均粒径を一定範囲、通常１８〜３５μｍの範囲に制御することが、二次再結晶を良好に行わせる上で非常に重要である。
また、インヒビター能力を有する物質の鋼中固溶量が一次再結晶粒成長性に大きく影響することから、この技術では鋼板内一次再結晶粒の大きさを均一にするため、例えば特開平５−２９５４４３号公報では、スラブ加熱時の固溶窒素を低くして、後工程で生じる不均一な析出を抑制する方法が開示されている。そして固溶量低減の面から、実際のスラブ加熱温度は１１５０℃以下が望まれている。
しかしながら、この技術ではいかに厳密に成分を調整してもインヒビター物質を完全に粗大析出させたままにすることは出来ないことから、一次再結晶粒径が一定しない傾向がある。そこで、実際の生産活動では所定の一次再結晶粒径を得るため一次再結晶焼鈍の条件（特に温度）をコイル毎に調節している。このため製造工程は煩雑化し、また脱炭焼鈍の酸化層形成が一定でないため、グラス皮膜形成不良を生じる場合がある。
第三の技術は混合型で、特開２０００−１９９０１５号公報に示すように、スラブ加熱温度を１２００〜１３５０℃とし、第二の技術と同様に窒化を必須とする。第一の技術における１３５０℃を超える超高温度のスラブ加熱温度を避けるため、スラブ加熱温度を下げる。これに伴い不足するインヒビター強度を窒化処理により補充する。この技術はさらに２種類に分類される。
一つは部分固溶窒化型（部分析出窒化型）、もう一つは特開２００１−１５２２５０号公報に代表される完全固溶窒化型である。前者は、鋼板（コイル）全体で固溶状態を工業的に均一にすることは容易ではない。一方、後者は、インヒビター元素が固溶できるようにその含有量を減じているため、インヒビターの不均一状態は生じにくく、非常に理に適い有効な技術である。
この第三の技術ではインヒビターを、一次再結晶粒径を決定する一次インヒビターと、二次再結晶を可能ならしめる二次インヒビターとに区別している。一次インヒビターはもちろん二次再結晶にも寄与する。一次インヒビターの存在により、一次再結晶後の粒径変動が小さくなる。特に後者の完全固溶型では一次再結晶粒径は通常の温度範囲では変化しないので、一次再結晶焼鈍条件を粒径調整のために変更する必要がなく、グラス皮膜形成が極めて安定している。
一次インヒビターとしては、第一の技術で用いられているインヒビター物質（例えばＡｌＮ，ＭｎＳ，ＭｎＳｅ，Ｃｕ−Ｓ，Ｓｎ，Ｓｂ等）が主に用いられる。ただし、スラブ加熱温度を低減するためその含有量は少ないことが求められる。二次インヒビターはこれら一次インヒビターと脱炭焼鈍後二次再結晶開始までに窒化され形成されたＡｌＮである。また、上記特開２００１−１５２２５０号公報には一次インヒビターとしてその他にＢＮが記載されているが、ＮはＡｌとも結合するので実際的にはＡｌとＢを同時に含有すると二次再結晶が不安定になる場合がある。
前記三つの技術に共通の課題として、必要なインヒビター物質（特にＡｌとＮ）の含有量の適正範囲が製綱での溶製時の工程能力と比較して狭いことが挙げられる。そこで従来より、酸可溶性Ａｌ（以下ｓｏｌＡｌ）からＮ当量を控除したＡｌ_Ｒを指標として製造条件を調節する方法が、第一と第二の技術において開示されている。
第一の技術では、例えば特開昭６０−１７７１３１号公報には、Ａｌ_Ｒ値によって、最終冷延前焼鈍の均熱時間もしくは冷却速度の他、一連の工程条件のうちいずれかを調節することを規定している。
また第二の技術では、特開平７−３０５１１６号公報には仕上焼鈍時の雰囲気中のＮ_２の割合をＡｌ_Ｒの式により規定している。特開平８−２５３８１５号公報ではＢｉを添加し、Ａｌ_Ｒの式により最終冷延前焼鈍温度を規定している。特開平８−２７９４０８号公報ではＴｉを含有させ、ＴｉＮを考慮したＡｌ_Ｒの式により窒化量を規定している。

第三の技術の場合、一次再結晶粒径の一次再結晶焼鈍温度依存性は無視できる程であるが、インヒビター成分、特にＡｌ、Ｎ、さらにはＡｌＮ形成に影響を与えるＴｉの含有量が変動すると、二次再結晶性が不安定になる場合がある。
Ａｌ_Ｒが大きい場合、磁気特性を確保するためには後工程における窒化量を多くする必要がある。この理由は現在次のように考えられている。Ａｌ_Ｒが大きいと、最終冷間圧延前焼鈍の後にＡｌＮが大きく析出し一次粒径が大きくなるが、一次インヒビターの二次インヒビターとしての効果が強くなるので、二次再結晶開始温度は高くなる。そのままでは、高温化に対してインヒビター強度は質的に充分でなく粒径とインヒビターのバランスが崩れて二次再結晶不良となる。そこで、高くなった二次再結晶温度に相当すべく窒化により二次インヒビターを強める必要があり、窒化量を増やす必要が生じる。即ち、二次再結晶温度が上がるとインヒビター強度を強める必要があるし、またインヒビター強度変化の程度は大きくなる（高温度ではインヒビターの強度変化が急激である）ため粗大なインヒビターが必要になると考えられる。しかしながら、窒化量を大きくすると、グラス皮膜に金属露出の欠陥が生じ欠陥率が著しく増加する。
他方、Ａｌ_Ｒが小さいと最終冷間圧延前焼鈍後にＡｌＮは小さく析出し、一次粒径は小さくなるので、二次再結晶開始温度は高くならず、窒化量は少なくて済むが、Ａｌ_Ｒが小さ過ぎると、非特許文献１に記載のように、二次再結晶核発生位置が板厚全体に広がるため、表層近傍の先鋭なＧｏｓｓ方位ばかりでなく中心層の粒も二次再結晶し、磁気特性が劣化する。
この様に、Ａｌ_Ｒが変化すると二次再結晶性、ひいてはＧｏｓｓ方位の先鋭性が変化する。しかしながら溶製段階でＡｌ，Ｎ、Ｔｉの成分範囲を狭い範囲に制御することは困難であるため、これら成分変動の影響を緩和する方策が切望されていた。
方向性電磁鋼板は熱間圧延後多くの工程を経て生産されることは良く知られていることであるが、本発明では、スラブ加熱温度を極端に高くも低くもせず、通常の熱間圧延機で生産でき、また特別なスラブ加熱装置を必要とせずに、成分が不可避的に変動しても熱間圧延以降の工程でインヒビター強度を一定に保ち、極めて磁気特性が良好である方向性電磁鋼板を製造することができる。
本発明は、ＡｌＮを二次再結晶の主なインヒビターとする高温スラブ加熱を用いた方向性電磁鋼板の製造方法において、従来、磁気特性が劣化するため不可であった、後工程での窒化処理を有効に活用することにより、極めて磁気特性が優れた方向性電磁鋼板を得る製造方法を提案するものである。本発明は以下の構成からなる。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｍｎ：０．０４〜０．１５％、ｓｏｌＡｌ：０．０２０〜０．０３５％、Ｎ：０．００２〜０．００７％、ＳとＳｅをＳｅｑ（Ｓ当量）＝Ｓ＋０．４０６×Ｓｅとして０．０１０〜０．０３５％、Ｔｉ≦０．００７％、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１２８０℃以上かつインヒビター物質の固溶温度以上で再加熱し、熱間圧延を施して熱延鋼帯とし、熱延板焼鈍と１回もしくは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延、または熱延板焼鈍を省略し中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を行い、脱炭焼鈍し、脱炭焼鈍後にストリップ走行状態下で水素、窒素及びアンモニアの混合ガス中で窒化処理を行い、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して仕上げ焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延後の鋼帯に含有されるＮのうちＡｌＮとしての析出率を２０％以下とし、脱炭焼鈍完了後一次再結晶粒の円相当の平均粒径（直径）を７μｍ以上２０μｍ未満とし、窒化処理における窒素増量ΔＮ（質量％）を式（１）の範囲内とし、かつ、鋼板の片側表面２０％厚み部分の窒素含有量σＮ１、σＮ２（それぞれ表と裏、質量％）を式（２）の範囲内とすることを特徴とする磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
０．００７−（［Ｎ］−１４／４８×［Ｔｉ］） ≦ ΔＮ ≦ ［ｓｏｌＡｌ］×１４／２７−（［Ｎ］−１４／４８×［Ｔｉ］）＋０．００２５ ・・・式（１）
（式中［ ］は成分の含有量（質量％）を示す。）
｜σＮ１−σＮ２｜／ΔＮ ≦ ０．３５ ・・・式（２）
（２） 熱延板焼鈍もしくは中間焼鈍のうち最後の焼鈍（以後、最終冷間圧延前焼鈍とする）の最高温度Ｔ１（℃）を、ｓｏｌＡｌ、Ｎ、Ｔｉ含有量から式（３）で規定されるＡｌＮ_Ｒによって、最終冷間圧延前焼鈍の温度Ｔ１（℃）を９５０℃以上、かつ式（４）に示す範囲とすることを特徴とする（１）に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
ＡｌＮ_Ｒ＝［ｓｏｌＡｌ］−２７／１４×［Ｎ］＋２７／４８×
［Ｔｉ］ ・・・式（３）
３８５０／３−４／３×ＡｌＮ_Ｒ×１００００≦Ｔ１（℃）≦４
３７０／３−４／３×ＡｌＮ_Ｒ×１００００ ・・・式（４）
（３） 最終冷間圧延前焼鈍の温度を１段階とし、その温度を前記式（４）に示すＴ１（℃）の範囲で２０〜３６０秒間とすることを特徴とする（２）に記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（４） 最終冷間圧延前焼鈍の温度を２段階とし、１段目は温度を前記式（４）に示すＴ１（℃）の範囲で５〜１２０秒間、２段目は温度を８５０〜１０００℃の範囲で１０秒から２４０秒間とすることを特徴とする（２）または（３）に記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（５） 最終冷間圧延前焼鈍の冷却における７００℃から３００℃までの冷却速度を１０℃／秒以上とすることを特徴とする（１）〜（４）のいずれかの項に記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（６） スラブの成分が、更にＣｕを質量％で０．０５〜０．３０％含むことを特徴とする（１）〜（５）のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（７） スラブの成分が、更にＳｎ、Ｓｂ、Ｐの少なくとも１種を質量％の合計で０．０２〜０．３０％含有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれかの項に記載の磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（８） スラブの成分が、更にＣｒを質量％で０．０２〜０．３０％含有することを特徴とする（１）〜（７）のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（９） 最終の冷間圧延における圧延率を８０〜９２％とすることを特徴とする（１）〜（８）のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（１０） 最終冷間圧延の少なくとも１パスにおいて、鋼帯を１００〜３００℃の温度範囲に１分以上保つことを特徴とする（１）〜（９）のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（１１） 脱炭焼鈍における昇温開始から６５０℃までの加熱速度を１００℃／秒以上とすることを特徴とする（１）〜（１０）のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（１２） （１）〜（１１）のいずれかの項に記載の製造方法で得られ、圧延方向の磁束密度Ｂ_８（８００Ａ／ｍでの磁束密度）が１．９２Ｔ以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板。

図１は、本発明で規定する式（１）の値と式（２）の値との関係を示す図。
図２は、ＡｌＮ_Ｒと焼鈍温度の関係を示す図。

以下に本発明について詳細に説明する。
本発明の骨子は、これまで後工程窒化は不可とされていた第一の技術、すなわち超高温スラブ加熱でインヒビター物質を完全固溶させる場合について、溶製時のＮの含有量を少なくし、その結果二次インヒビターとして不足するＡｌＮを窒化で補償することにあり、この場合に低目とせざるを得ない窒化量において有効なインヒビター強度を得るため、鋼板の両面に窒化を行うことを必須要件とするものである。
さらに、インヒビター元素を完全固溶させることで、一次再結晶粒径の脱炭焼鈍温度依存性が無くなるので、脱炭焼鈍条件をフォルステライト生成に有利な条件に設定することができ、グラス皮膜形成が容易になる利点もある。
本発明の特徴はＡｌを含有する高磁束密度方向性電磁鋼板の製造に関して、溶製段階のＡｌ，Ｎの変動は不可避であり工業生産において極めて厳しい製造条件の困難性を窒化により克服した点である。この様な方法には、特開平５−１１２８２７号公報、特開２０００−１９９０１５号公報、特開２００１−１５２２５０号公報に示す技術があるが、これらの技術はスラブ加熱温度の低減やグラス皮膜欠陥率の低減が主な目的である。
現行の工業生産設備ではＡｌＮを主なインヒビターとする方法が、Ｇｏｓｓ方位集積度が最も高いことは論を待たない。特に第一の技術と第三の技術のうち完全固溶型については高磁束密度が得られる可能性がある。本発明技術の目的は、この方法の欠点である溶製段階での不可避的なＡｌ，Ｎ変動を、最終冷間圧延前焼鈍条件と窒化により吸収し、また窒化によりインヒビターを板厚方向に多段化して、さらにＧｏｓｓ方位集積度を更に向上させることにある。
本発明技術の場合窒化量が少ないため、窒化をストリップの表裏の大きな差がないようにすることを必須とするものである。なお、スラブ加熱の上限は規定されないが、現実的には１４２０℃を超えることは、設備能力上困難である。
上表の第一の“完全固溶非窒化型”では、溶製時の含有窒素が０．００８％程度の場合は、脱炭焼鈍から二次再結晶開始間に窒化するとＧｏｓｓ集積度が低下することは広く知られている。また、溶製時窒素が少ないと二次再結晶不良が生じることもよく知られている。
そこで、発明者らは鋭意研究・開発を試み、次のことを見出した。
まず、完全固溶型において、溶製時の窒素を少なくして、かつ後工程で窒化することにより、インヒビター形態が脱炭焼鈍前の熱処理で微細に析出した先天的インヒビターとその窒化により形成された後天的インヒビターの２形態となる上、インヒビターの種類も考慮するとインヒビターが順次多段階で働く状態となることにより、二次再結晶焼鈍（仕上げ焼鈍）時に板厚方向の表層で先鋭なＧｏｓｓ核が発生し、これが極めて優先的に二次再結晶することを見出した。これにより、Ｇｏｓｓ方位二次再結晶のほぼ完全な制御が可能になった。そして、これまでに無い極めて磁束密度が高い方向性電磁鋼板の製造が可能となった。
また、溶製段階でのアルミニウムと窒素の不可避的変動により生じる二次インヒビターの量、質の変動は最終冷間圧延前焼鈍条件と窒化量の制御により吸収できることを見出した。
なお、ＡｌＮ以外のインヒビターＭｎＳ、ＭｎＳｅ、Ｃｕ−Ｓ、Ｃｕ−Ｓｅ等は、補助的ではあるがＧｏｓｓ方位集積度向上に効果を及ぼす。本技術のもう一つの特徴は、これらＡｌＮ以外の物質について従来の方法（完全固溶非窒化型）と同じ程度含有せしめ、ＡｌＮ（実際はＮ）を少なめにして後工程の少量窒化によりインヒビター強度を多段とすることである。
方向性電磁鋼板における磁気特性の重要な指標としては、鉄損、磁束密度及び磁歪がある。鉄損はＧｏｓｓ方位集積度が先鋭で磁束密度が高ければ、磁区制御技術により改善することができる。磁歪もまた、磁束密度が高いと小さく（良好に）することができる。磁束密度が高ければ変圧器の励磁電流を相対的に小さくできるのでサイズを小さくすることが出来る。すなわち、方向性電磁鋼板の製造において最も注視すべき磁気特性は磁束密度であり、その向上がこの分野での大きな技術開発項目である。本発明の目的は、磁束密度を従来より更に向上させることであり、特に磁束密度（Ｂ_８）が１．９２Ｔ以上である方向性電磁鋼板とその製造方法を対象とする。
次に本発明におけるスラブの成分範囲の限定理由について述べる。含有量の単位は質量％である。
Ｃは、０．０２５％より少ないと一次再結晶集合組織が適切でなくなり、０．１０％を超えると脱炭が困難になり工業生産に適していない。
Ｓｉは、２．５％より少ないと良好な鉄損が得られず、４．０％を超えると冷間圧延が極めて困難となり工業生産に適していない。
Ｍｎは、０．０４％より少ないと熱間圧延後に割れが発生しやすく、歩留まりが低下し二次再結晶が安定しない。一方、０．１５％を超えるとインヒビターとしてのＭｎＳ、ＭｎＳｅが多くなって、熱間圧延時のスラブ加熱温度を高くせねばならなくなり、また固溶の程度が場所により不均一となり実工業生産では安定生産に問題が生じる。
ｓｏｌＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、主に二次インヒビターとして機能する。このＡｌＮには、窒化前に形成されるものと窒化後高温焼鈍時に形成されるものがあり、この両方のＡｌＮの量確保のために０．０２０〜０．０３５％必要である。０．０３５％を超えるとスラブ加熱温度を極めて高くせねばならなくなる。また、０．０２０％未満にするとＧｏｓｓ方位集積度が劣化する。
Ｎは本発明ではインヒビターとして重要であるが、後工程での窒化を前提に溶製段階では従来技術よりやや低めに設定することで、超高温スラブ加熱温度を回避している。Ｎが０．００７％を越えると、実際の工業生産ではスラブ加熱温度を１３５０℃超にする必要が生じ、また後工程での窒化によりＧｏｓｓ方位集積度が低下する。０．００２％未満では安定した一次インヒビター効果が得られず、一次再結晶粒径の制御が困難になり、二次再結晶不良となる。溶製時のＮの上限は好ましくは０．００６５％、より好ましくは０．００６％、さらに好ましくは、０．００５５％である。一方、下限は好ましくは０．００２５％、より好ましくは０．００３％、さらに好ましくは０．００３５％である。
ＳおよびＳｅはＭｎ，Ｃｕと結合して、インヒビターとして作用する。またＡｌＮの析出核としても有用である。Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６×Ｓｅが０．０３５％を超えると、完全固溶のためにはスラブ加熱温度を非常に高くせねばならなくなる。０．０１０％未満とすると、インヒビターとしての効果が弱くなり、二次再結晶が不安定になる。
ＴｉはＮと結合してＴｉＮを形成する。０．００７％を超えて含有すると、ＡｌＮを形成するＮが不足し、インヒビター強度が確保されず二次再結晶不良が生じる。また最終製品にＴｉＮの形で残存し、磁気特性（特に鉄損）を劣化させる。
Ｃｕは、スラブを１２８０℃以上で加熱する本発明においてはＳやＳｅとともに微細な析出物を形成し、インヒビター効果を発揮する。また、この析出物はＡｌＮの分散をより均一にする析出核ともなり二次インヒビターの役割も演じ、この効果が二次再結晶を良好ならしめる。０．０５％より少ないと上記効果が減じる。一方、０．３％を超えると上記効果が飽和するとともに、熱延時に「カッパーヘゲ」なる表面疵の原因になる。
Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐは一次再結晶集合組織の改善に有効である。また、Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐは粒界偏析元素であり二次再結晶を安定化ならしめる効果があることは周知である。これらの合計で０．０２％未満であるとこの効果が極めて小さい。一方０．３０％を超えると脱炭焼鈍時に酸化されにくくグラス皮膜形成が不十分となり、脱炭焼鈍性を著しく阻害する。
Ｃｒはフォルステライト皮膜（一次皮膜、グラス皮膜）形成を良好にするのに有効である。０．０２％未満であるとこの効果が極めて小さい。一方０．３０％を超えると脱炭焼鈍時に酸化されにくくグラス皮膜形成が不十分となる。
その他の元素については、方向性電磁鋼板の諸特性向上のために公知の範囲で添加することを妨げない。例えばＮｉは一次、二次インヒビターとしての析出物の均一分散に著しい効果があり、磁気特性が更に良好且つ安定化する。０．０２％より少ないとこの効果は無く、０．３％を超えると、脱炭焼鈍時に酸化されにくくなりグラス皮膜形成が困難になる。
またＭｏ、Ｃｄは硫化物もしくはセレン化物を形成しインヒビターの強化に資するが、０．００８％未満では効果が無く、０．３％を超えると析出物が粗大化してインヒビターの機能を得られず、磁気特性が安定しない。
次に本発明における製造工程およびその限定理由について述べる。
スラブを得るための鋳造は、従来の連続鋳造法を用いればよいが、さらにスラブ加熱をたやすくするために分塊法を適用しても構わない。この場合、炭素含有量を減じることができることは周知である。具体的には、公知の連続鋳造法により初期の厚みが１５０ｍｍから３００ｍｍの範囲、好ましくは２００ｍｍから２５０ｍｍの範囲のスラブを製造する。この代わりに、スラブは初期の厚みが約３０ｍｍから７０ｍｍの範囲のいわゆる薄いスラブであってもよい。これらの場合は、熱延鋼帯を製造する際、中間厚みに粗加工をする必要がないとの利点がある。また鋼帯鋳造によりスラブ又は鋼帯を事前に製造しておけば、一層薄い初期厚みのスラブ又は鋼帯を用いて本発明方法により方向性電磁鋼板を製造することもできる。
熱延に先立つスラブ加熱温度の条件は本発明の重要な点である。スラブ加熱温度は１２８０℃以上でインヒビター物質を固溶（溶体化）させることが必要である。１２８０℃未満では、スラブ（又は熱延鋼帯）でのインヒビター物質の析出状態が不均一となり最終製品で所謂スキッドマークが発生する。好ましくは１２９０℃以上、より好ましくは１３００℃以上、１３１０℃以上である。上限は特に限定されないが、工業的には１４２０℃程度である。
温度を１４２０℃と言う超高温まで上げずにこの完全固溶処理を行うことが、近年の誘導加熱等の設備技術の発達で可能になった。もちろん、工業生産上で熱延の加熱方法には通常のガス加熱方法に加え、誘導加熱、直接通電加熱を用いてもよいし、これらの特別な加熱方法のための形状を確保するために、鋳込みスラブにブレイクダウン（分塊）を施しても何ら問題ない。また、加熱温度が高い１３００℃以上になる場合は、このブレイクダウンにより集合組織の改善を施しＣ量を減じてもよい。これらは従来の公知技術の範囲である。
近年、通常の連続熱間圧延を補完するものとして、薄スラブ鋳造、鋼帯鋳造（ストリップキャスター）が実用化されているが本発明に関して、適用は妨げない。しかし、実際問題として、これらでは凝固時に所謂“中心偏析”が発生して完全な均一固溶状態を得ることは難しい。完全な均一固溶状態を得るためには熱延鋼帯を得る前に一度固溶化熱処理を行うことが強く望まれる。
熱延鋼帯においてＮのうちＡｌＮとしての析出率が２０％を超えると、最終冷延前焼鈍後の析出物のサイズが大きくなり、有効なインヒビターとして機能する微細析出物量が減少するため、二次再結晶性が不安定になる。析出率は熱延後の冷却により調節することができ、冷却開始温度を高く、かつ冷却速度を速くすると析出率は低減する。析出率の下限は特に規定しないが、現実には３％未満にすることは困難である。
最終冷間圧延前焼鈍は通常、主に熱延時に生じた鋼帯内の組織の均一化及びインヒビター析出・微細分散のために行われる。１回冷延の場合は熱延鋼帯での焼鈍であり、２回以上の圧延の場合は最終冷間圧延前の焼鈍となる。この場合の最高温度は、インヒビターに大きな影響を与える。即ち、比較的に低い場合は、一次再結晶粒径が小さく、高いと大きくなる。また、良好なＧｏｓｓ方位集合組織を得るためには、この温度と窒化量の関係が重要である。具体的には、式（３）で規定されるＡｌＮ_Ｒ（質量％）の値に応じて、式（４）で与えられるＴ１（℃）の範囲内の温度とするのが好ましい。図−２に示すように、Ｔ１（℃）が式（４）未満では，Ｇｏｓｓ方位集積度が劣り、Ｂ_８は１．９２Ｔを超えない。また、Ｔ１（℃）が式（４）を超える温度では、二次再結晶不良となる。なお、Ｔ１（℃）は、下限の９５０℃未満では、焼鈍の効果が無く、特に組織の改善に効果がない。一方、上限は、実操業では装置上の限界がある場合があり、概ね１２７５℃を超える温度条件での焼鈍は工業的には難しい。
ＡｌＮ_Ｒ＝［ｓｏｌＡｌ］−２７／１４×［Ｎ］＋２７／４８×［Ｔｉ］ ・・・式（３）
３８５０／３−４／３×ＡｌＮ_Ｒ×１００００≦Ｔ１（℃）≦４３７０／３−４／３×ＡｌＮ_Ｒ×１００００ ・・・式（４）
特に好ましい方法としては、焼鈍の温度を１段階（１水準の温度）とし、その温度を前記式（４）に示すＴ１（℃）の範囲で２０〜３６０秒間とするか、または焼鈍温度を２段階（２水準の温度）とし、１段目は温度を前記式４に示すＴ１（℃）の範囲で５〜１２０秒間、２段目は温度を８５０〜１０００℃の範囲で１０秒から２４０秒間とすることが好ましい。
最終冷間圧延前焼鈍後の冷却は、微細なインヒビターを確保し、マルテンサイトまたはベーナイト相等の焼き入れハード相を確保するために、７００℃から３００℃までの冷却速度を１０℃／秒以上とすることが好ましい。
冷間圧延のうち最終冷間圧延率は８０％未満であると一次再結晶集合組織でのＧｏｓｓ方位（｛１１０｝＜００１＞）がブロードで、更に、ＧｏｓｓのΣ９対応方位強度が弱くなるので、高磁束密度が得られない。また、９２％を超えると一次再結晶集合組織でのＧｏｓｓ方位（｛１１０｝＜００１＞）が極端に少なくなり二次再結晶が不安定になる。
最終冷間圧延は常温で実施してもよいが、少なくとも１パスを１００〜３００℃の温度範囲に１分以上保つと一次再結晶集合組織が改善され磁気特性が極めて良好になることは公知である。
脱炭焼鈍完了後の一次再結晶粒の平均粒径（円相当面積の直径）は、例えば特開平０７−２５２５３２号公報では一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３５μｍとしているが、本発明では、一次再結晶粒の平均粒径を７μｍ以上２０μｍ未満とする必要がある。このことは磁気特性（特に鉄損）を良好ならしめる本発明の非常に重要な点である。即ち、一次再結晶粒径が小さいと、集合組織の観点からも、一次再結晶の段階で二次再結晶の核となるＧｏｓｓ方位粒の体積分率が多くなる。
また、一次再結晶粒径が小さいためＧｏｓｓ核の数も相対的に多く、その絶対数は、一次再結晶粒の平均半径が１８〜３５μｍの場合より本発明の場合の方が約５倍程度多くなるので、二次再結晶粒径もまた相対的に小さくなり、この結果著しい鉄損の向上となる。
更に、一般に二次再結晶の開始は板厚の表層近くで起こるが、一次再結晶粒径が小さいとＧｏｓｓ二次再結晶核成長の板厚方向での選択性が増大し、Ｇｏｓｓ二次再結晶集合組織が先鋭になる。
ところで、粒径が７μｍ未満では二次再結晶温度が極めて低下しＧｏｓｓ方位集積度が悪くなり、２０μｍ以上になると二次再結晶温度が上昇して二次再結晶が不安定になる。通常、一次再結晶粒径は、スラブ加熱温度を１２８０℃以上としてインヒビター物質を完全に固溶せしめれば、最終冷間圧延前焼鈍温度や脱炭焼鈍温度を変化させても、おおむね９〜２０μｍ未満の範囲内となる。
本発明では充分析出窒化型の技術（第二の技術）と比べ、一次再結晶粒の平均粒径を小さくし、窒化量を少なめにしている。これにより、粒界移動（粒成長：二次再結晶）の駆動力が大きくなり、最終仕上げ焼鈍の昇温段階のより早い時期に（より低温で）二次再結晶が開始する。このことにより、二次再結晶焼鈍を箱型焼鈍でコイル状で行う現状では、一定の昇温状況のときに二次再結晶させる方がコイルの各位置の温度履歴が近似するので、二次再結晶のコイル部位による磁気特性の不均一性が著しく減少し、磁気特性が極めて高位に安定する。
脱炭焼鈍は公知の条件、すなわち６５０〜９５０℃で板厚にも応じて６０〜５００秒間、好ましくは８０〜３００秒間、窒素と水素の混合湿潤雰囲気で行われる。このとき、昇温開始から６５０℃までの加熱速度を１００℃／ｓｅｃ以上とすると、一次再結晶集合組織が改善され磁気特性が良好になる。加熱速度を確保するためには種々な方法が考えられる。即ち、抵抗加熱、誘導加熱、直接エネルギー付与加熱等がある。
加熱速度を早くすると一次再結晶集合組織においてＧｏｓｓ方位が多くなり二次再結晶粒径が小さくなることは特開平１−２９０７１６号公報等で公知である。
脱炭焼鈍後二次再結晶開始前に鋼板に窒化処理を施すことは本発明では必須である。その方法は、高温焼鈍時の焼鈍分離剤に窒化物（ＣｒＮ，ＭｎＮ等）を混合させる方法と、脱炭焼鈍後にストリップを走行させた状態下で水素、窒素及びアンモニアの混合ガス中で窒化させる方法が知られている。どちらの方法も採用できるが、後者の方が工業生産では現実的であり本発明では後者に限定する。
窒化は酸可溶性Ａｌと結合するＮを確保し、インヒビター強度を確保することであり、少ないと二次再結晶が不安定となる。また、多いとＧｏｓｓ方位集積度が極めて劣化し、また一次皮膜に地鉄が露出した欠陥が多発する。
窒化後の窒素量の上限はＡｌＮとしてのＡｌ当量のＮを超える量である必要がある。この理由は、まだ明らかではないが、発明者らは以下のように考えている。二次再結晶焼鈍の間に高温となるとインヒビターであるＡｌＮは、分解・固溶して弱体化するが、この場合、Ｎの拡散は容易であるため含有量（窒化量）が少ないと、この弱体化が早いく二次再結晶が不安定なる。この様に、インヒビターの熱的安定のためには、ＡｌＮ当量より多いＮが必要で、この場合は、Ａｌが十分固定されているのでインヒビターの弱体化は遅く、Ｇｏｓｓ二次再結晶核の選択成長性は極めて大きく確保される。以上の影響を総合して、窒化量ΔＮ（質量％）は以下の式（１）で規定する範囲内に調節する。
０．００７−（［Ｎ］−１４／４８×［Ｔｉ］） ≦ ΔＮ ≦ ［ｓｏｌＡｌ］×１４／２７−（［Ｎ］−１４／４８×［Ｔｉ］）＋０．００２５ ・・・式（１）
（式中［ ］は成分の含有量（質量％）を示す。）
この窒化は、両面の大きな差がないようにすることが必須である。充分析出窒化型（第二の技術）では一次再結晶粒径が大きく窒化量も多いため、二次再結晶開始温度は１０００℃超と高くなることから、ほぼ片面からの窒化でも窒化量さえ確保されれば高温でＮが拡散して板厚方向のインヒビター強度は確保でき、二次再結晶に不都合は生じない。ただし磁気特性は劣り、また一次皮膜の欠陥は発生しやすい。一方、本発明では、一次再結晶粒径が小さく、窒化量が少ないので、二次再結晶開始温度は１０００℃以下と低くなる。このため、良好なＧｏｓｓ方位二次再結晶集合組織を得るためには、板厚方向全体にインヒビターを確保することが必要となり、そのためにはＮを早期に拡散させる必要がある。したがって、このことを確実ならしめるためには、両面の窒化量に大きな差がないようにすることが必須となり、そうでなければ二次再結晶不良が生じる。
両面をほぼ等量窒化させる具体的方法としては、均一なアンモニア濃度雰囲気中にストリップを走行せしめる。但し、ストリップは１ｍを超える幅を有するので、その上下でのアンモニア濃度を一定に、且つ同程度に保つためには、アンモニアの供給手段について充分検討する必要がある。
具体的には鋼板の片側表面２０％厚み部分の窒素含有量σＮ１、σＮ２（それぞれ表と裏、質量％）を式（２）の範囲内に規定する。
｜σＮ１−σＮ２｜／ΔＮ ≦ ０．３５ ・・・式（２）
窒化処理後、公知の方法に従い、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して仕上げ焼鈍を施す。通常はその後、絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行って、製品となる。

［実施例１］
通常の方法で溶製した、表２に示す溶鋼成分からなるスラブを、１２３０〜１３８０℃の範囲で再加熱した後、特にＡｌＮの析出を極力抑えるため、出来るだけ高温度で熱延を完了させ、急速に冷却せしめた。こうして厚み２．３ｍｍの熱延鋼帯を得た。続いて熱延鋼帯の連続焼鈍を表２に示す焼鈍温度で６０秒間行い、２０℃／秒で冷却した。その後、２００℃〜２５０℃の温間で圧延し、厚みを０．２８５ｍｍとした。その後、８５０℃で１５０秒間、Ｈ_２とＮ_２の混合雰囲気で、露点６５℃で脱炭と一次再結晶を兼ねる焼鈍を施し、引き続き、鋼帯を走行せしめながら含アンモニア雰囲気内で窒化させた。その後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤の塗布後、二次再結晶焼鈍を施した。その二次再結晶焼鈍は、Ｎ_２＝２５％、Ｈ_２＝７５％の雰囲気として１０〜２０℃／時間で１２００℃まで昇温した。その後、１２００℃の温度で２０時間以上、Ｈ_２＝１００％で純化処理を行った。その後、通常用いられる絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行った。その結果を表２、表３（表２のつづき）に示した。表２、表３に示したように、本発明の鋼は磁気特性、特にＢ_８の高いものが得られている。

［実施例２］
通常の方法で溶製した、表３に示す溶鋼成分からなるスラブを、１２４０〜１３５０℃の範囲で再加熱して、インヒビター物質を一度完全に固溶せしめた後、特にＡｌＮの析出を極力抑えるために出来るだけ高温度で熱延を完了させ、急速に冷却せしめた。こうして厚み２．３ｍｍの熱延鋼帯を得た。引き続き熱延鋼帯の連続焼鈍を、表３に示す最高温度で３０秒間、続いて９３０℃で６０秒間行い、２０℃／秒で冷却した。その後、２００℃〜２５０℃の温間で圧延し０．２２ｍｍとした。それに引き続いて８５０℃で１１０秒間、Ｈ_２とＮ_２の混合雰囲気で、露点６５℃で脱炭焼鈍し、鋼帯を走行せしめてアンモニア雰囲気中で窒化処理を行った。その後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤の塗布後に二次再結晶焼鈍を施した。その二次再結晶焼鈍は、Ｎ_２＝２５％、Ｈ_２＝７５％の雰囲気として１０〜２０℃／時間で１２００℃まで昇温した。その後、１２００℃の温度で２０時間以上、Ｈ_２＝１００％で純化処理を行った。その後、通常用いられる絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行った。その結果を表４、表５（表４のつづき）に示した。表４、表５に示したように、本発明の鋼は磁気特性、特にＢ_８の高いものが得られている。

［実施例３］
実施例２と同一条件で得られた２．３ｍｍの熱延鋼帯を焼鈍せずに酸洗し厚み１．５ｍｍに冷間圧延して、表４に示す最高温度で中間焼鈍を３０秒間、続いて９３０℃で６０秒間焼鈍を行い、２０℃／秒で冷却した。その後、２００℃〜２５０℃の温間で圧延し０．２２ｍｍとした。引き続いて８５０℃で１１０秒間、Ｈ２とＮ２の混合雰囲気で、露点６５℃で脱炭焼鈍し、鋼帯を走行せしめてアンモニア雰囲気中で窒化処理を行った。その後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤の塗布後に二次再結晶焼鈍を施した。その二次再結晶焼鈍は、Ｎ_２＝２５％、Ｈ_２＝７５％の雰囲気として１０〜２０℃／時間で１２００℃まで昇温した。その後、１２００℃の温度で２０時間以上、Ｈ_２＝１００％で純化処理を行った。その後、通常用いられる絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行った。その結果を表６、表７（表６のつづき）に示した。表６、表７に示したように、本発明の鋼は磁気特性、特にＢ_８の高いものが得られている。

［実施例４］
実施例１で用いた、表２の番号１と同一条件で脱炭焼鈍まで行った試料を多数準備し、窒化処理を、鋼板の上下の雰囲気中アンモニア濃度を調節してさまざまに変化させた試料を作成した後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶焼鈍、絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を、実施例１と同一条件で行った。その結果を図１に示した。図１に示したように、本発明の鋼は磁気特性、特にＢ_８の高いものが得られている。

本発明においては、従来の方向性電磁鋼板の熱延加熱時の超高温度を脱却すると共に低温加熱の弊害を取り除いて磁気特性の極めて優れる方向性電磁鋼板が製造可能になる。

本発明は、主にトランス等の鉄芯として使用される方向性電磁鋼板を製造する方法に関するものである。

磁束密度Ｂ₈（８００Ａ／ｍの磁場中での磁束密度）が１．９Ｔを超える、磁気特性の優れた方向性電磁鋼板を安定的に生産を行う技術は種々提案されているが、Ａｌをインヒビターとして含有する場合の製造方法は、スラブ加熱温度により表１に示す第一〜第三の三種類の技術に分類できる。

第一の技術は完全固溶非窒化型で、スラブを１３５０℃から最高では１４５０℃の超高温度に加熱し、かつ、スラブ全体を通して一様に加熱（均熱）するために十分な時間スラブをその温度に保持する方法である。これはＭｎＳ、ＡｌＮ等のインヒビター能力を有する物質を完全溶体化させて、二次再結晶に必要なインヒビターとして機能させるためのものであり、この完全溶体化処理は同時に、スラブ部位によるインヒビター強度差を解消する手段にもなっており、この点では、安定した二次再結晶発現に有利である。

しかしながら、この技術の場合、二次再結晶に必要なインヒビター量を確保するための完全溶体化温度は熱力学的にはあまり高くはないにもかかわらず、実際の工業生産では生産性とスラブ全体の均一固溶状態とを確保するため超高温度とならざるを得ず、改善は試みられているものの、実生産において様々な問題を包含している。例えば、１）部位によっては熱延温度の確保が困難で、確保出来なかった場合、インヒビター強度のスラブ内偏差が生じるため二次再結晶不良が発生する、２）スラブ加熱時に粗大粒が生成しやすく、その粗大粒部分は二次再結晶出来ずに、線状の二次再結晶不良部が発生する、３）スラブ表層が溶融しノロとなり加熱炉のメンテナンスに多大の労力が必要となる、４）熱延後の鋼帯に巨大なエッジクラックが発生しやすい、等である。

また、この技術では、非特許文献１および非特許文献２に開示されているように、インヒビターを補うため脱炭焼鈍後二次再結晶開始までに窒化処理を行うと、Ｇｏｓｓ方位集積度が低下することは広く知られている。また、溶製時窒素が少ないと二次再結晶不良が生じることもよく知られている。

第二の技術は（充分）析出窒化型で、特許文献１、特許文献２、特許文献３などに開示されているように、スラブ加熱温度を１２８０℃未満で行い、脱炭焼鈍後二次再結晶開始までに窒化処理を行うものである。

この方法においては、例えば特許文献４に示されるように脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の平均粒径を一定範囲、通常１８〜３５μｍの範囲に制御することが、二次再結晶を良好に行わせる上で非常に重要である。

また、インヒビター能力を有する物質の鋼中固溶量が一次再結晶粒成長性に大きく影響することから、この技術では鋼板内一次再結晶粒の大きさを均一にするため、例えば特許文献５では、スラブ加熱時の固溶窒素を低くして、後工程で生じる不均一な析出を抑制する方法が開示されている。そして固溶量低減の面から、実際のスラブ加熱温度は１１５０℃以下が望まれている。

しかしながら、この技術ではいかに厳密に成分を調整してもインヒビター物質を完全に粗大析出させたままにすることは出来ないことから、一次再結晶粒径が一定しない傾向がある。そこで、実際の生産活動では所定の一次再結晶粒径を得るため一次再結晶焼鈍の条件（特に温度）をコイル毎に調節している。このため製造工程は煩雑化し、また脱炭焼鈍の酸化層形成が一定でないため、グラス皮膜形成不良を生じる場合がある。

第三の技術は混合型で、特許文献６に示すように、スラブ加熱温度を１２００〜１３５０℃とし、第二の技術と同様に窒化を必須とする。第一の技術における１３５０℃を超える超高温度のスラブ加熱温度を避けるため、スラブ加熱温度を下げる。これに伴い不足するインヒビター強度を窒化処理により補充する。この技術はさらに２種類に分類される。

一つは部分固溶窒化型（部分析出窒化型）、もう一つは特許文献７に代表される完全固溶窒化型である。前者は、鋼板（コイル）全体で固溶状態を工業的に均一にすることは容易ではない。一方、後者は、インヒビター元素が固溶できるようにその含有量を減じているため、インヒビターの不均一状態は生じにくく、非常に理に適い有効な技術である。

この第三の技術ではインヒビターを、一次再結晶粒径を決定する一次インヒビターと、二次再結晶を可能ならしめる二次インヒビターとに区別している。一次インヒビターはもちろん二次再結晶にも寄与する。一次インヒビターの存在により、一次再結晶後の粒径変動が小さくなる。特に後者の完全固溶型では一次再結晶粒径は通常の温度範囲では変化しないので、一次再結晶焼鈍条件を粒径調整のために変更する必要がなく、グラス皮膜形成が極めて安定している。

一次インヒビターとしては、第一の技術で用いられているインヒビター物質（例えばＡｌＮ，ＭｎＳ，ＭｎＳｅ，Ｃｕ−Ｓ，Ｓｎ，Ｓｂ等）が主に用いられる。ただし、スラブ加熱温度を低減するためその含有量は少ないことが求められる。二次インヒビターはこれら一次インヒビターと脱炭焼鈍後二次再結晶開始までに窒化され形成されたＡｌＮである。また、特許文献７には一次インヒビターとしてその他にＢＮが記載されているが、ＮはＡｌとも結合するので実際的にはＡｌとＢを同時に含有すると二次再結晶が不安定になる場合がある。

前記三つの技術に共通の課題として、必要なインヒビター物質（特にＡｌとＮ）の含有量の適正範囲が製綱での溶製時の工程能力と比較して狭いことが挙げられる。そこで従来より、酸可溶性Ａｌ（以下ｓｏｌＡｌ）からＮ当量を控除したＡｌ_Ｒを指標として製造条件を調節する方法が、第一と第二の技術において開示されている。

第一の技術では、例えば特許文献８には、Ａｌ_Ｒ値によって、最終冷延前焼鈍の均熱時間もしくは冷却速度の他、一連の工程条件のうちいずれかを調節することを規定している。

また第二の技術では、特許文献９には仕上焼鈍時の雰囲気中のＮ₂の割合をＡｌ_Ｒの式により規定している。特許文献１０ではＢｉを添加し、Ａｌ_Ｒの式により最終冷延前焼鈍温度を規定している。特許文献１１ではＴｉを含有させ、ＴｉＮを考慮したＡｌ_Ｒの式により窒化量を規定している。

ISIJ International, Vol.43(2003),No.3,pp.400〜409、Acta Metall.,42(1994),2593 川崎製鉄技法Vol.29(1997)3,129-135 特開昭５９−５６５２２号公報 特開平５−１１２８２７号公報 特開平９−１１８９６４号公報 特開平２−１８２８６６号公報 特開平５−２９５４４３号公報 特開２０００−１９９０１５号公報 特開２００１−１５２２５０号公報 特開昭６０−１７７１３１号公報 特開平７−３０５１１６号公報 特開平８−２５３８１５号公報 特開平８−２７９４０８号公報 特開平７−２５２５３２号公報 特開平１−２９０７１６号公報

第三の技術の場合、一次再結晶粒径の一次再結晶焼鈍温度依存性は無視できる程であるが、インヒビター成分、特にＡｌ、Ｎ、さらにはＡｌＮ形成に影響を与えるＴｉの含有量が変動すると、二次再結晶性が不安定になる場合がある。

Ａｌ_Ｒが大きい場合、磁気特性を確保するためには後工程における窒化量を多くする必要がある。この理由は現在次のように考えられている。Ａｌ_Ｒが大きいと、最終冷間圧延前焼鈍の後にＡｌＮが大きく析出し一次粒径が大きくなるが、一次インヒビターの二次インヒビターとしての効果が強くなるので、二次再結晶開始温度は高くなる。そのままでは、高温化に対してインヒビター強度は質的に充分でなく粒径とインヒビターのバランスが崩れて二次再結晶不良となる。そこで、高くなった二次再結晶温度に相当すべく窒化により二次インヒビターを強める必要があり、窒化量を増やす必要が生じる。即ち、二次再結晶温度が上がるとインヒビター強度を強める必要があるし、またインヒビター強度変化の程度は大きくなる（高温度ではインヒビターの強度変化が急激である）ため粗大なインヒビターが必要になると考えられる。しかしながら、窒化量を大きくすると、グラス皮膜に金属露出の欠陥が生じ欠陥率が著しく増加する。

他方、Ａｌ_Ｒが小さいと最終冷間圧延前焼鈍後にＡｌＮは小さく析出し、一次粒径は小さくなるので、二次再結晶開始温度は高くならず、窒化量は少なくて済むが、Ａｌ_Ｒが小さ過ぎると、非特許文献１に記載のように、二次再結晶核発生位置が板厚全体に広がるため、表層近傍の先鋭なＧｏｓｓ方位ばかりでなく中心層の粒も二次再結晶し、磁気特性が劣化する。

この様に、Ａｌ_Ｒが変化すると二次再結晶性、ひいてはＧｏｓｓ方位の先鋭性が変化する。しかしながら溶製段階でＡｌ，Ｎ、Ｔｉの成分範囲を狭い範囲に制御することは困難であるため、これら成分変動の影響を緩和する方策が切望されていた。

方向性電磁鋼板は熱間圧延後多くの工程を経て生産されることは良く知られていることであるが、本発明では、スラブ加熱温度を極端に高くも低くもせず、通常の熱間圧延機で生産でき、また特別なスラブ加熱装置を必要とせずに、成分が不可避的に変動しても熱間圧延以降の工程でインヒビター強度を一定に保ち、極めて磁気特性が良好である方向性電磁鋼板を製造することができる。

本発明は、ＡｌＮを二次再結晶の主なインヒビターとする高温スラブ加熱を用いた方向性電磁鋼板の製造方法において、従来、磁気特性が劣化するため不可であった、後工程での窒化処理を有効に活用することにより、極めて磁気特性が優れた方向性電磁鋼板を得る製造方法を提案するものである。本発明は以下の構成からなる。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｍｎ：０．０４〜０．１５％、ｓｏｌＡｌ：０．０２０〜０．０３５％、Ｎ：０．００２〜０．００７％、ＳとＳｅをＳｅｑ（Ｓ当量）＝Ｓ＋０．４０６×Ｓｅとして０．０１０〜０．０３５％、Ｔｉ≦０．００７％、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１２８０℃以上かつインヒビター物質の固溶温度以上で再加熱し、熱間圧延を施して熱延鋼帯とし、熱延板焼鈍と１回もしくは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延、または熱延板焼鈍を省略し中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を行い、脱炭焼鈍し、脱炭焼鈍後にストリップ走行状態下で水素、窒素及びアンモニアの混合ガス中で窒化処理を行い、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して仕上げ焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延後の鋼帯に含有されるＮのうちＡｌＮとしての析出率を２０％以下とし、脱炭焼鈍完了後一次再結晶粒の円相当の平均粒径（直径）を７μｍ以上２０μｍ未満とし、窒化処理における窒素増量ΔＮ（質量％）を式（１）の範囲内とし、かつ、鋼板の片側表面２０％厚み部分の窒素含有量σＮ１、σＮ２（それぞれ表と裏、質量％）を式（２）の範囲内とすることを特徴とする磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。

０．００７−（［Ｎ］−１４／４８×［Ｔｉ］） ≦ ΔＮ ≦ ［ｓｏｌＡｌ］×１４／２７−（［Ｎ］−１４／４８×［Ｔｉ］）＋０．００２５ ・・・式（１）
（式中[ ]は成分の含有量（質量％）を示す。）
｜σＮ１−σＮ２｜／ΔＮ ≦ ０．３５ ・・・式（２）
（２） 熱延板焼鈍もしくは中間焼鈍のうち最後の焼鈍（以後、最終冷間圧延前焼鈍とする）の最高温度Ｔ１（℃）を、ｓｏｌＡｌ、Ｎ、Ｔｉ含有量から式（３）で規定されるＡｌＮ_Ｒによって、最終冷間圧延前焼鈍の温度Ｔ１（℃）を９５０℃以上、かつ式（４）に示す範囲とすることを特徴とする（１）に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。

ＡｌＮ_Ｒ＝［ｓｏｌＡｌ］−２７／１４×［Ｎ］＋２７／４８×［Ｔｉ］ ・・・式（３）
３８５０／３−４／３×ＡｌＮ_Ｒ×１００００≦Ｔ１（℃）≦４３７０／３−４／３×ＡｌＮ_Ｒ×１００００ ・・・式（４）
（３） 最終冷間圧延前焼鈍の温度を１段階とし、その温度を前記式（４）に示すＴ１（℃）の範囲で２０〜３６０秒間とすることを特徴とする（２）に記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（４） 最終冷間圧延前焼鈍の温度を２段階とし、１段目は温度を前記式（４）に示すＴ１（℃）の範囲で５〜１２０秒間、２段目は温度を８５０〜１０００℃の範囲で１０秒から２４０秒間とすることを特徴とする（２）または（３）に記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（５） 最終冷間圧延前焼鈍の冷却における７００℃から３００℃までの冷却速度を１０℃／秒以上とすることを特徴とする（１）〜（４）のいずれかの項に記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（６） スラブの成分が、更にＣｕを質量％で０．０５〜０．３０％含むことを特徴とする（１）〜（５）のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（７） スラブの成分が、更にＳｎ、Ｓｂ、Ｐの少なくとも１種を質量％の合計で０．０２〜０．３０％含有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれかの項に記載の磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（８） スラブの成分が、更にＣｒを質量％で０．０２〜０．３０％含有することを特徴とする（１）〜（７）のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（９） 最終の冷間圧延における圧延率を８０〜９２％とすることを特徴とする（１）〜（８）のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（１０） 最終冷間圧延の少なくとも１パスにおいて、鋼帯を１００〜３００℃の温度範囲に１分以上保つことを特徴とする（１）〜（９）のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（１１） 脱炭焼鈍における昇温開始から６５０℃までの加熱速度を１００℃／秒以上とすることを特徴とする（１）〜（１０）のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
（１２） （１）〜（１１）のいずれかの項に記載の製造方法で得られ、圧延方向の磁束密度Ｂ₈（800A/mでの磁束密度）が１．９２Ｔ以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板。

本発明においては、従来の方向性電磁鋼板の熱延加熱時の超高温度を脱却すると共に低温加熱の弊害を取り除いて磁気特性の極めて優れる方向性電磁鋼板が製造可能になる。

以下に本発明について詳細に説明する。

本発明の骨子は、これまで後工程窒化は不可とされていた第一の技術、すなわち超高温スラブ加熱でインヒビター物質を完全固溶させる場合について、溶製時のＮの含有量を少なくし、その結果二次インヒビターとして不足するＡｌＮを窒化で補償することにあり、この場合に低目とせざるを得ない窒化量において有効なインヒビター強度を得るため、鋼板の両面に窒化を行うことを必須要件とするものである。

さらに、インヒビター元素を完全固溶させることで、一次再結晶粒径の脱炭焼鈍温度依存性が無くなるので、脱炭焼鈍条件をフォルステライト生成に有利な条件に設定することができ、グラス皮膜形成が容易になる利点もある。

本発明の特徴はＡｌを含有する高磁束密度方向性電磁鋼板の製造に関して、溶製段階のＡｌ，Ｎの変動は不可避であり工業生産において極めて厳しい製造条件の困難性を窒化により克服した点である。この様な方法には、特許文献２、特許文献６、特許文献７に示す技術があるが、これらの技術はスラブ加熱温度の低減やグラス皮膜欠陥率の低減が主な目的である。

現行の工業生産設備ではＡｌＮを主なインヒビターとする方法が、Ｇｏｓｓ方位集積度が最も高いことは論を待たない。特に第一の技術と第三の技術のうち完全固溶型については高磁束密度が得られる可能性がある。本発明技術の目的は、この方法の欠点である溶製段階での不可避的なＡｌ，Ｎ変動を、最終冷間圧延前焼鈍条件と窒化により吸収し、また窒化によりインヒビターを板厚方向に多段化して、さらにＧｏｓｓ方位集積度を更に向上させることにある。

本発明技術の場合窒化量が少ないため、窒化をストリップの表裏の大きな差がないようにすることを必須とするものである。なお、スラブ加熱の上限は規定されないが、現実的には１４２０℃を超えることは、設備能力上困難である。

上表の第一の“完全固溶非窒化型”では、溶製時の含有窒素が０．００８％程度の場合は、脱炭焼鈍から二次再結晶開始間に窒化するとＧｏｓｓ集積度が低下することは広く知られている。また、溶製時窒素が少ないと二次再結晶不良が生じることもよく知られている。

そこで、発明者らは鋭意研究・開発を試み、次のことを見出した。

まず、完全固溶型において、溶製時の窒素を少なくして、かつ後工程で窒化することにより、インヒビター形態が脱炭焼鈍前の熱処理で微細に析出した先天的インヒビターとその窒化により形成された後天的インヒビターの２形態となる上、インヒビターの種類も考慮するとインヒビターが順次多段階で働く状態となることにより、二次再結晶焼鈍（仕上げ焼鈍）時に板厚方向の表層で先鋭なＧｏｓｓ核が発生し、これが極めて優先的に二次再結晶することを見出した。これにより、Ｇｏｓｓ方位二次再結晶のほぼ完全な制御が可能になった。そして、これまでに無い極めて磁束密度が高い方向性電磁鋼板の製造が可能となった。

また、溶製段階でのアルミニウムと窒素の不可避的変動により生じる二次インヒビターの量、質の変動は最終冷間圧延前焼鈍条件と窒化量の制御により吸収できることを見出した。

方向性電磁鋼板における磁気特性の重要な指標としては、鉄損、磁束密度及び磁歪がある。鉄損はＧｏｓｓ方位集積度が先鋭で磁束密度が高ければ、磁区制御技術により改善することができる。磁歪もまた、磁束密度が高いと小さく（良好に）することができる。磁束密度が高ければ変圧器の励磁電流を相対的に小さくできるのでサイズを小さくすることが出来る。すなわち、方向性電磁鋼板の製造において最も注視すべき磁気特性は磁束密度であり、その向上がこの分野での大きな技術開発項目である。本発明の目的は、磁束密度を従来より更に向上させることであり、特に磁束密度（Ｂ₈）が１．９２Ｔ以上である方向性電磁鋼板とその製造方法を対象とする。

次に本発明におけるスラブの成分範囲の限定理由について述べる。含有量の単位は質量％である。

Ｃは、０．０２５％より少ないと一次再結晶集合組織が適切でなくなり、０．１０％を超えると脱炭が困難になり工業生産に適していない。

Ｓｉは、２．５％より少ないと良好な鉄損が得られず、４．０％を超えると冷間圧延が極めて困難となり工業生産に適していない。

Ｍｎは、０．０４％より少ないと熱間圧延後に割れが発生しやすく、歩留まりが低下し二次再結晶が安定しない。一方、０．１５％を超えるとインヒビターとしてのＭｎＳ、ＭｎＳｅが多くなって、熱間圧延時のスラブ加熱温度を高くせねばならなくなり、また固溶の程度が場所により不均一となり実工業生産では安定生産に問題が生じる。

solＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、主に二次インヒビターとして機能する。このＡｌＮには、窒化前に形成されるものと窒化後高温焼鈍時に形成されるものがあり、この両方のＡｌＮの量確保のために０．０２０〜０．０３５％必要である。０．０３５％を超えるとスラブ加熱温度を極めて高くせねばならなくなる。また、０．０２０％未満にするとＧｏｓｓ方位集積度が劣化する。

Ｎは本発明ではインヒビターとして重要であるが、後工程での窒化を前提に溶製段階では従来技術よりやや低めに設定することで、超高温スラブ加熱温度を回避している。Ｎが０．００７％を越えると、実際の工業生産ではスラブ加熱温度を１３５０℃超にする必要が生じ、また後工程での窒化によりＧｏｓｓ方位集積度が低下する。０．００２％未満では安定した一次インヒビター効果が得られず、一次再結晶粒径の制御が困難になり、二次再結晶不良となる。溶製時のＮの上限は好ましくは０．００６５％、より好ましくは０．００６％、さらに好ましくは、０．００５５％である。一方、下限は好ましくは０．００２５％、より好ましくは０．００３％、さらに好ましくは０．００３５％である。

ＳおよびＳｅはＭｎ，Ｃｕと結合して、インヒビターとして作用する。またＡｌＮの析出核としても有用である。Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６×Ｓｅが０．０３５％を超えると、完全固溶のためにはスラブ加熱温度を非常に高くせねばならなくなる。０．０１０％未満とすると、インヒビターとしての効果が弱くなり、二次再結晶が不安定になる。

ＴｉはＮと結合してＴｉＮを形成する。０．００７％を超えて含有すると、ＡｌＮを形成するＮが不足し、インヒビター強度が確保されず二次再結晶不良が生じる。また最終製品にＴｉＮの形で残存し、磁気特性（特に鉄損）を劣化させる。

Ｃｕは、スラブを１２８０℃以上で加熱する本発明においてはＳやＳｅとともに微細な析出物を形成し、インヒビター効果を発揮する。また、この析出物はＡｌＮの分散をより均一にする析出核ともなり二次インヒビターの役割も演じ、この効果が二次再結晶を良好ならしめる。０．０５％より少ないと上記効果が減じる。一方、０．３％を超えると上記効果が飽和するとともに、熱延時に「カッパーヘゲ」なる表面疵の原因になる。

Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐは一次再結晶集合組織の改善に有効である。また、Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐは粒界偏析元素であり二次再結晶を安定化ならしめる効果があることは周知である。これらの合計で０．０２％未満であるとこの効果が極めて小さい。一方０．３０％を超えると脱炭焼鈍時に酸化されにくくグラス皮膜形成が不十分となり、脱炭焼鈍性を著しく阻害する。

Ｃｒはフォルステライト皮膜（一次皮膜、グラス皮膜）形成を良好にするのに有効である。０．０２％未満であるとこの効果が極めて小さい。一方０．３０％を超えると脱炭焼鈍時に酸化されにくくグラス皮膜形成が不十分となる。

その他の元素については、方向性電磁鋼板の諸特性向上のために公知の範囲で添加することを妨げない。例えばＮｉは一次、二次インヒビターとしての析出物の均一分散に著しい効果があり、磁気特性が更に良好且つ安定化する。０．０２％より少ないとこの効果は無く、０．３％を超えると、脱炭焼鈍時に酸化されにくくなりグラス皮膜形成が困難になる。

またＭｏ、Ｃｄは硫化物もしくはセレン化物を形成しインヒビターの強化に資するが、０．００８％未満では効果が無く、０．３％を超えると析出物が粗大化してインヒビターの機能を得られず、磁気特性が安定しない。

次に本発明における製造工程およびその限定理由について述べる。

スラブを得るための鋳造は、従来の連続鋳造法を用いればよいが、さらにスラブ加熱をたやすくするために分塊法を適用しても構わない。この場合、炭素含有量を減じることができることは周知である。具体的には、公知の連続鋳造法により初期の厚みが１５０ｍｍから３００ｍｍの範囲、好ましくは２００ｍｍから２５０ｍｍの範囲のスラブを製造する。この代わりに、スラブは初期の厚みが約３０ｍｍから７０ｍｍの範囲のいわゆる薄いスラブであってもよい。これらの場合は、熱延鋼帯を製造する際、中間厚みに粗加工をする必要がないとの利点がある。

熱延に先立つスラブ加熱温度の条件は本発明の重要な点である。スラブ加熱温度は１２８０℃以上でインヒビター物質を固溶（溶体化）させることが必要である。１２８０℃未満では、スラブ（又は熱延鋼帯）でのインヒビター物質の析出状態が不均一となり最終製品で所謂スキッドマークが発生する。好ましくは１２９０℃以上、より好ましくは１３００℃以上、１３１０℃以上である。上限は特に限定されないが、工業的には１４２０℃程度である。

温度を１４２０℃と言う超高温まで上げずにこの完全固溶処理を行うことが、近年の誘導加熱等の設備技術の発達で可能になった。もちろん、工業生産上で熱延の加熱方法には通常のガス加熱方法に加え、誘導加熱、直接通電加熱を用いてもよいし、これらの特別な加熱方法のための形状を確保するために、鋳込みスラブにブレイクダウン（分塊）を施しても何ら問題ない。また、加熱温度が高い１３００℃以上になる場合は、このブレイクダウンにより集合組織の改善を施しＣ量を減じてもよい。これらは従来の公知技術の範囲である。

近年、通常の連続熱間圧延を補完するものとして、薄スラブ鋳造、鋼帯鋳造（ストリップキャスター）が実用化されているが本発明に関して、適用は妨げない。しかし、実際問題として、これらでは凝固時に所謂“中心偏析”が発生して完全な均一固溶状態を得ることは難しい。完全な均一固溶状態を得るためには熱延鋼帯を得る前に一度固溶化熱処理を行うことが強く望まれる。

熱延鋼帯においてＮのうちＡｌＮとしての析出率が２０％を超えると、最終冷延前焼鈍後の析出物のサイズが大きくなり、有効なインヒビターとして機能する微細析出物量が減少するため、二次再結晶性が不安定になる。析出率は熱延後の冷却により調節することができ、冷却開始温度を高く、かつ冷却速度を速くすると析出率は低減する。析出率の下限は特に規定しないが、現実には３％未満にすることは困難である。

最終冷間圧延前焼鈍は通常、主に熱延時に生じた鋼帯内の組織の均一化及びインヒビター析出・微細分散のために行われる。１回冷延の場合は熱延鋼帯での焼鈍であり、２回以上の圧延の場合は最終冷間圧延前の焼鈍となる。この場合の最高温度は、インヒビターに大きな影響を与える。即ち、比較的に低い場合は、一次再結晶粒径が小さく、高いと大きくなる。また、良好なＧｏｓｓ方位集合組織を得るためには、この温度と窒化量の関係が重要である。具体的には、式（３）で規定されるＡｌＮ_Ｒ（質量％）の値に応じて、式（４）で与えられるＴ１（℃）の範囲内の温度とするのが好ましい。図−２に示すように、Ｔ１（℃）が式（４）未満では、Ｇｏｓｓ方位集積度が劣り、Ｂ₈は１．９２Ｔを超えない。また、Ｔ１（℃）が式（４）を超える温度では、二次再結晶不良となる。なお、Ｔ1（℃）は、下限の９５０℃未満では、焼鈍の効果が無く、特に組織の改善に効果がない。一方、上限は、実操業では装置上の限界がある場合があり、概ね１２７５℃を超える温度条件での焼鈍は工業的には難しい。

ＡｌＮ_Ｒ＝［ｓｏｌＡｌ］−２７／１４×［Ｎ］＋２７／４８×［Ｔｉ］ ・・・式（３）
３８５０／３−４／３×ＡｌＮ_Ｒ×１００００≦Ｔ１（℃）≦４３７０／３−４／３×ＡｌＮ_Ｒ×１００００ ・・・式（４）
特に好ましい方法としては、焼鈍の温度を１段階（1水準の温度）とし、その温度を前記式（４）に示すＴ１（℃）の範囲で２０〜３６０秒間とするか、または焼鈍温度を２段階（２水準の温度）とし、１段目は温度を前記式４に示すＴ１（℃）の範囲で５〜１２０秒間、２段目は温度を８５０〜１０００℃の範囲で１０秒から２４０秒間とすることが好ましい。

最終冷間圧延前焼鈍後の冷却は、微細なインヒビターを確保し、マルテンサイトまたはベーナイト相等の焼き入れハード相を確保するために、７００℃から３００℃までの冷却速度を１０℃／秒以上とすることが好ましい。

冷間圧延のうち最終冷間圧延率は８０％未満であると一次再結晶集合組織でのGoss方位（｛１１０｝＜００１＞）がブロードで、更に、GossのΣ9対応方位強度が弱くなるので、高磁束密度が得られない。また、９２％を超えると一次再結晶集合組織でのGoss方位（｛１１０｝＜００１＞）が極端に少なくなり二次再結晶が不安定になる。

最終冷間圧延は常温で実施してもよいが、少なくとも１パスを１００〜３００℃の温度範囲に１分以上保つと一次再結晶集合組織が改善され磁気特性が極めて良好になることは公知である。

脱炭焼鈍完了後の一次再結晶粒の平均粒径（円相当面積の直径）は、例えば特許文献１２では一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３５μｍとしているが、本発明では、一次再結晶粒の平均粒径を７μｍ以上２０μｍ未満とする必要がある。このことは磁気特性（特に鉄損）を良好ならしめる本発明の非常に重要な点である。即ち、一次再結晶粒径が小さいと、集合組織の観点からも、一次再結晶の段階で二次再結晶の核となるＧｏｓｓ方位粒の体積分率が多くなる。

また、一次再結晶粒径が小さいためＧｏｓｓ核の数も相対的に多く、その絶対数は、一次再結晶粒の平均半径が１８〜３５μｍの場合より本発明の場合の方が約５倍程度多くなるので、二次再結晶粒径もまた相対的に小さくなり、この結果著しい鉄損の向上となる。

更に、一般に二次再結晶の開始は板厚の表層近くで起こるが、一次再結晶粒径が小さいとGoss二次再結晶核成長の板厚方向での選択性が増大し、Goss二次再結晶集合組織が先鋭になる。

ところで、粒径が７μｍ未満では二次再結晶温度が極めて低下しＧｏｓｓ方位集積度が悪くなり、２０μｍ以上になると二次再結晶温度が上昇して二次再結晶が不安定になる。通常、一次再結晶粒径は、スラブ加熱温度を１２８０℃以上としてインヒビター物質を完全に固溶せしめれば、最終冷間圧延前焼鈍温度や脱炭焼鈍温度を変化させても、おおむね９〜２０μｍ未満の範囲内となる。

本発明では充分析出窒化型の技術（第二の技術）と比べ、一次再結晶粒の平均粒径を小さくし、窒化量を少なめにしている。これにより、粒界移動（粒成長：二次再結晶）の駆動力が大きくなり、最終仕上げ焼鈍の昇温段階のより早い時期に（より低温で）二次再結晶が開始する。このことにより、二次再結晶焼鈍を箱型焼鈍でコイル状で行う現状では、一定の昇温状況のときに二次再結晶させる方がコイルの各位置の温度履歴が近似するので、二次再結晶のコイル部位による磁気特性の不均一性が著しく減少し、磁気特性が極めて高位に安定する。

脱炭焼鈍は公知の条件、すなわち６５０〜９５０℃で板厚にも応じて６０〜５００秒間、好ましくは８０〜３００秒間、窒素と水素の混合湿潤雰囲気で行われる。このとき、昇温開始から６５０℃までの加熱速度を１００℃／ｓｅｃ以上とすると、一次再結晶集合組織が改善され磁気特性が良好になる。加熱速度を確保するためには種々な方法が考えられる。即ち、抵抗加熱、誘導加熱、直接エネルギー付与加熱等がある。

加熱速度を早くすると一次再結晶集合組織においてＧｏｓｓ方位が多くなり二次再結晶粒径が小さくなることは特許文献１３等で公知である。

脱炭焼鈍後二次再結晶開始前に鋼板に窒化処理を施すことは本発明では必須である。その方法は、高温焼鈍時の焼鈍分離剤に窒化物（ＣｒＮ，ＭｎＮ等）を混合させる方法と、脱炭焼鈍後にストリップを走行させた状態下で水素、窒素及びアンモニアの混合ガス中で窒化させる方法が知られている。どちらの方法も採用できるが、後者の方が工業生産では現実的であり本発明では後者に限定する。

窒化は酸可溶性Ａｌと結合するＮを確保し、インヒビター強度を確保することであり、少ないと二次再結晶が不安定となる。また、多いとＧｏｓｓ方位集積度が極めて劣化し、また一次皮膜に地鉄が露出した欠陥が多発する。

窒化後の窒素量の上限はＡｌＮとしてのＡｌ当量のＮを超える量である必要がある。この理由は、まだ明らかではないが、発明者らは以下のように考えている。二次再結晶焼鈍の間に高温となるとインヒビターであるＡｌＮは、分解・固溶して弱体化するが、この場合、Ｎの拡散は容易であるため含有量（窒化量）が少ないと、この弱体化が早いく二次再結晶が不安定なる。この様に、インヒビターの熱的安定のためには、ＡｌＮ当量より多いＮが必要で、この場合は、Ａｌが十分固定されているのでインヒビターの弱体化は遅く、Ｇｏｓｓ二次再結晶核の選択成長性は極めて大きく確保される。以上の影響を総合して、窒化量ΔＮ（質量％）は以下の式（１）で規定する範囲内に調節する。

０．００７−（［Ｎ］−１４／４８×［Ｔｉ］） ≦ ΔＮ ≦ ［ｓｏｌＡｌ］×１４／２７−（［Ｎ］−１４／４８×［Ｔｉ］）＋０．００２５ ・・・式（１）
（式中[ ]は成分の含有量（質量％）を示す。）
この窒化は、両面の大きな差がないようにすることが必須である。充分析出窒化型（第二の技術）では一次再結晶粒径が大きく窒化量も多いため、二次再結晶開始温度は１０００℃超と高くなることから、ほぼ片面からの窒化でも窒化量さえ確保されれば高温でＮが拡散して板厚方向のインヒビター強度は確保でき、二次再結晶に不都合は生じない。ただし磁気特性は劣り、また一次皮膜の欠陥は発生しやすい。一方、本発明では、一次再結晶粒径が小さく、窒化量が少ないので、二次再結晶開始温度は１０００℃以下と低くなる。このため、良好なＧｏｓｓ方位二次再結晶集合組織を得るためには、板厚方向全体にインヒビターを確保することが必要となり、そのためにはＮを早期に拡散させる必要がある。したがって、このことを確実ならしめるためには、両面の窒化量に大きな差がないようにすることが必須となり、そうでなければ二次再結晶不良が生じる。

両面をほぼ等量窒化させる具体的方法としては、均一なアンモニア濃度雰囲気中にストリップを走行せしめる。但し、ストリップは1ｍを超える幅を有するので、その上下でのアンモニア濃度を一定に、且つ同程度に保つためには、アンモニアの供給手段について充分検討する必要がある。

具体的には鋼板の片側表面２０％厚み部分の窒素含有量σＮ１、σＮ２（それぞれ表と裏、質量％）を式（２）の範囲内に規定する。

｜σＮ１−σＮ２｜／ΔＮ ≦ ０．３５ ・・・式（２）
窒化処理後、公知の方法に従い、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して仕上げ焼鈍を施す。通常はその後、絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行って、製品となる。

（実施例１）
通常の方法で溶製した、表２に示す溶鋼成分からなるスラブを、１２３０〜１３８０℃の範囲で再加熱した後、特にＡｌＮの析出を極力抑えるため、出来るだけ高温度で熱延を完了させ、急速に冷却せしめた。こうして厚み２．３ｍｍの熱延鋼帯を得た。続いて熱延鋼帯の連続焼鈍を表２に示す焼鈍温度で６０秒間行い、２０℃／秒で冷却した。その後、２００℃〜２５０℃の温間で圧延し、厚みを０．２８５ｍｍとした。その後、８５０℃で１５０秒間、Ｈ₂とＮ₂の混合雰囲気で、露点６５℃で脱炭と一次再結晶を兼ねる焼鈍を施し、引き続き、鋼帯を走行せしめながら含アンモニア雰囲気内で窒化させた。その後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤の塗布後、二次再結晶焼鈍を施した。その二次再結晶焼鈍は、Ｎ₂ ＝２５％、Ｈ₂ ＝７５％の雰囲気として１０〜２０℃／時間で１２００℃まで昇温した。その後、１２００℃の温度で２０時間以上、Ｈ₂ ＝１００％で純化処理を行った。その後、通常用いられる絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行った。その結果を表２、表３（表２のつづき）に示した。表２、表３に示したように、本発明の鋼は磁気特性、特にＢ₈の高いものが得られている。

（実施例２）
通常の方法で溶製した、表３に示す溶鋼成分からなるスラブを、１２４０〜１３５０℃の範囲で再加熱して、インヒビター物質を一度完全に固溶せしめた後、特にＡｌＮの析出を極力抑えるために出来るだけ高温度で熱延を完了させ、急速に冷却せしめた。こうして厚み２．３ｍｍの熱延鋼帯を得た。引き続き熱延鋼帯の連続焼鈍を、表３に示す最高温度で３０秒間、続いて９３０℃で６０秒間行い、２０℃／秒で冷却した。その後、２００℃〜２５０℃の温間で圧延し０．２２ｍｍとした。それに引き続いて８５０℃で１１０秒間、Ｈ₂ とＮ₂ の混合雰囲気で、露点６５℃で脱炭焼鈍し、鋼帯を走行せしめてアンモニア雰囲気中で窒化処理を行った。その後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤の塗布後に二次再結晶焼鈍を施した。その二次再結晶焼鈍は、Ｎ₂ ＝２５％、Ｈ₂ ＝７５％の雰囲気として１０〜２０℃／時間で１２００℃まで昇温した。その後、１２００℃の温度で２０時間以上、Ｈ₂ ＝１００％で純化処理を行った。その後、通常用いられる絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行った。その結果を表４、表５（表４のつづき）に示した。表４、表５に示したように、本発明の鋼は磁気特性、特にＢ₈の高いものが得られている。

（実施例３）
実施例２と同一条件で得られた２．３ｍｍの熱延鋼帯を焼鈍せずに酸洗し厚み１．５ｍｍに冷間圧延して、表４に示す最高温度で中間焼鈍を３０秒間、続いて９３０℃で６０秒間焼鈍を行い、２０℃／秒で冷却した。その後、２００℃〜２５０℃の温間で圧延し０．２２ｍｍとした。引き続いて８５０℃で１１０秒間、Ｈ2 とＮ2 の混合雰囲気で、露点６５℃で脱炭焼鈍し、鋼帯を走行せしめてアンモニア雰囲気中で窒化処理を行った。その後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤の塗布後に二次再結晶焼鈍を施した。その二次再結晶焼鈍は、Ｎ₂ ＝２５％、Ｈ₂ ＝７５％の雰囲気として１０〜２０℃／時間で１２００℃まで昇温した。その後、１２００℃の温度で２０時間以上、Ｈ₂ ＝１００％で純化処理を行った。その後、通常用いられる絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を行った。その結果を表６、表７（表６のつづき）に示した。表６、表７に示したように、本発明の鋼は磁気特性、特にＢ₈の高いものが得られている。

（実施例４）
実施例１で用いた、表２の番号１と同一条件で脱炭焼鈍まで行った試料を多数準備し、窒化処理を、鋼板の上下の雰囲気中アンモニア濃度を調節してさまざまに変化させた試料を作成した後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶焼鈍、絶縁張力コーティングの塗布と平坦化処理を、実施例１と同一条件で行った。その結果を図１に示した。図１に示したように、本発明の鋼は磁気特性、特にＢ₈の高いものが得られている。

本発明で規定する式（１）の値と式（２）の値との関係を示す図。 ＡｌＮ_Ｒと焼鈍温度の関係を示す図。

Claims (12)

1. 質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．０％、
   Ｍｎ：０．０４〜０．１５％、ｓｏｌＡｌ：０．０２０〜０．０３５％、
   Ｎ：０．００２〜０．００７％、
   ＳとＳｅをＳｅｑ（Ｓ当量）＝Ｓ＋０．４０６×Ｓｅとして０．０１０〜０．０３５％、Ｔｉ≦０．００７％、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１２８０℃以上かつインヒビター物質の固溶温度以上で再加熱し、熱間圧延を施して熱延鋼帯とし、熱延板焼鈍と１回もしくは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延、または熱延板焼鈍を省略し中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を行い、脱炭焼鈍し、脱炭焼鈍後にストリップ走行状態下で水素、窒素及びアンモニアの混合ガス中で窒化処理を行い、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して仕上げ焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延後の鋼帯に含有されるＮのうちＡｌＮとしての析出率を２０％以下とし、脱炭焼鈍完了後一次再結晶粒の円相当の平均粒径（直径）を７μｍ以上２０μｍ未満とし、窒化処理における窒素増量ΔＮ（質量％）を式（１）の範囲内とし、かつ、鋼板の片側表面２０％厚み部分の窒素含有量σＮ１、σＮ２（それぞれ表と裏、質量％）を式（２）の範囲内とすることを特徴とする磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
   ０．００７−（［Ｎ］−１４／４８×［Ｔｉ］） ≦ ΔＮ ≦ ［ｓｏｌＡｌ］×１４／２７−（［Ｎ］−１４／４８×［Ｔｉ］）＋０．００２５ ・・・式（１）
   （式中［ ］は成分の含有量（質量％）を示す。）
   ｜σＮ１−σＮ２｜／ΔＮ ≦ ０．３５ ・・・式（２）
2. 熱延板焼鈍もしくは中間焼鈍のうち最後の焼鈍（以後、最終冷間圧延前焼鈍とする）の最高温度Ｔ１（℃）を、ｓｏｌＡｌ、Ｎ、Ｔｉ含有量から式（３）で規定されるＡｌＮ_Ｒによって、最終冷間圧延前焼鈍の温度Ｔ１（℃）を９５０℃以上、かつ式（４）に示す範囲とすることを特徴とする請求項１記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
   ＡｌＮ_Ｒ＝［ｓｏｌＡｌ］−２７／１４×［Ｎ］＋２７／４８×［Ｔｉ］ ・・・式（３）
   ３８５０／３−４／３×ＡｌＮ_Ｒ×１００００≦Ｔ１（℃）≦４３７０／３−４／３×ＡｌＮ_Ｒ×１００００ ・・・式（４）
3. 最終冷間圧延前焼鈍の温度を１段階とし、その温度を前記式（４）に示すＴ１（℃）の範囲で２０〜３６０秒間とすることを特徴とする請求項２に記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
4. 最終冷間圧延前焼鈍の温度を２段階とし、１段目は温度を前記式（４）に示すＴ１（℃）の範囲で５〜１２０秒間、２段目は温度を８５０〜１０００℃の範囲で１０秒から２４０秒間とすることを特徴とする請求項２または３に記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
5. 最終冷間圧延前焼鈍の冷却における７００℃から３００℃までの冷却速度を１０℃／秒以上とすることを特徴とする請求項１〜４のいずれかの項に記載の磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
6. スラブの成分が、更にＣｕを質量％で０．０５〜０．３０％含むことを特徴とする請求項１〜５のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
7. スラブの成分が、更にＳｎ、Ｓｂ、Ｐの少なくとも１種を質量％の合計で０．０２〜０．３０％含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれかの項に記載の磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
8. スラブの成分が、更にＣｒを質量％で０．０２〜０．３０％含有することを特徴とする請求項１〜７のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
9. 最終の冷間圧延における圧延率を８０〜９２％とすることを特徴とする請求項１〜８のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
10. 最終冷間圧延の少なくとも１パスにおいて、鋼帯を１００〜３００℃の温度範囲に１分以上保つことを特徴とする請求項１〜９のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
11. 脱炭焼鈍における昇温開始から６５０℃までの加熱速度を１００℃／秒以上とすることを特徴とする請求項１〜１０のいずれかの項に記載の磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
12. 請求項１〜１１のいずれかの項に記載の製造方法で得られ、圧延方向の磁束密度Ｂ_８（８００Ａ／ｍでの磁束密度）が１．９２Ｔ以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板。

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