JPWO2011115120A1 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

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Abstract

Ｔｅ：０．０００５質量％〜０．００５０質量％を含有する所定の鋼を１３２０℃以下に加熱して熱間圧延を行い、焼鈍、冷間圧延、脱炭焼鈍及び窒化焼鈍を行って脱炭窒化鋼板を得る。また、前記脱炭窒化鋼板の表面に焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を行ってグラス皮膜を形成する。前記脱炭窒化鋼板のＮ含有量が０．０１５０質量％〜０．０２５０質量％であり、かつ、２×［Ｔｅ］＋［Ｎ］≦０．０３００質量％の関係が成り立つようにする。なお、［Ｔｅ］は、Ｔｅ含有量であり、［Ｎ］は、Ｎ含有量である。

Description

本発明は、工業的規模にて、良好な磁気特性と皮膜とを有する方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
方向性電磁鋼板は、Ｓｉを含有し、結晶粒の方位が｛１１０｝＜００１＞方位に高度に集積した鋼板であり、変圧器等の静止誘導器の巻き鉄心等の材料として利用されている。結晶粒の方位の制御は、二次再結晶とよばれる異常粒成長現象を利用して行われている。
近年では、エネルギーを節約する傾向が高まっていることから、この二次再結晶を実現する方法として、以下のような製造技術が確立されている。特許文献１には、１２８０℃以下の温度によってスラブを加熱することを基本とし、さらに、冷間圧延後に行う窒化焼鈍工程において、インヒビターであるＡｌＮ、（Ａｌ・Ｓｉ）Ｎ等の微細分散析出物を析出させる低温スラブ加熱法が開示されている。
また、製品の磁気特性を向上させるために、インヒビターの作用を強化する補助的な元素を方向性電磁鋼板に含有させる方法が知られている。そのような元素としてＴｅを利用する方法が、特許文献２〜５に開示されている。
しかしながら、方向性電磁鋼板にＴｅが含まれていると製品の磁気特性は良好となるものの、表面に存在するグラス皮膜の外観に不良が生じるという問題がある。
特開平３−１２２２２７号公報 特開平６−１８４６４０号公報 特開平６−２０７２２０号公報 特開平１０−２７３７２７号公報 特開２００９−２３５５７４号公報 特開平５−７８７４３号公報
そこで、本発明は、良好な磁気特性、及び、良好な外観のグラス皮膜を両立させた方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを課題とする。
上記課題を解決する本発明の要旨は、次のとおりである。
（１） Ｓｉ：２．５質量％〜４．０質量％、Ｃ：０．０２質量％〜０．１０質量％、Ｍｎ：０．０５質量％〜０．２０質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２０質量％〜０．０４０質量％、Ｎ：０．００２質量％〜０．０１２質量％、Ｓ：０．００１質量％〜０．０１０質量％、Ｐ：０．０１質量％〜０．０８質量％、及びＴｅ：０．０００５質量％〜０．００５０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を１３２０℃以下に加熱して熱間圧延を行い、熱間圧延鋼板を得る工程と、
前記熱間圧延鋼板の焼鈍を行って焼鈍圧延を得る工程と、
前記焼鈍鋼板の冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る工程と、
前記冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍及び窒化焼鈍を行って脱炭窒化鋼板を得る工程と、
前記脱炭窒化鋼板の表面に焼鈍分離剤を塗布し、前記脱炭窒化鋼板の仕上焼鈍を行ってグラス皮膜を形成する工程と、
を有し、
前記脱炭窒化鋼板のＮ含有量が０．０１５０質量％〜０．０２５０質量％であり、かつ、２×［Ｔｅ］＋［Ｎ］≦０．０３００質量％の関係が成り立つようにすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。ここで、［Ｔｅ］は、前記脱炭窒化焼鈍鋼板のＴｅ含有量であり、［Ｎ］は、前記脱炭窒化焼鈍鋼板のＮ含有量である。
（２） 前記脱炭焼鈍及び窒化焼鈍における昇温速度を５０℃／ｓ〜３００℃／ｓとすることを特徴とする（１）に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
（３） 前記鋼はさらに、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｐ、Ｂ、Ｍｏ、及びＣｕからなる群から選ばれる１種または複数種を０．０１質量％〜０．３質量％含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
（４） 前記仕上焼鈍が行われた鋼板の純化焼鈍を１１７０℃以上の温度で１５時間以上行う工程をさらに有することを特徴とする（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、鋼にＴｅをある程度含有させ、窒化焼鈍によるＮ含有量を制御することにより、良好な磁気特性、及び、良好な外観のグラス皮膜を両立させた方向性電磁鋼板を提供することができる。
図１は、窒化後のＮ含有量とＴｅ含有量との関係におけるグラス皮膜の外観の評価及び磁気特性の結果を示す図である。 図２は、二次再結晶粒における、アスペクト比の分布を示す図である。
以下、本発明の実施形態について、詳細に説明する。
低温スラブ加熱法により方向性電磁鋼板を製造する場合は、インヒビターの作用を強化するために、脱炭焼鈍の後に連続して窒化処理を行ったり、脱炭焼鈍と同時に窒化処理を行ったりして、鋼板中の窒素を増加させる。また、さらにインヒビターを強化して、良好な磁気特性を得るために、Ｔｅを含有させることがある。しかしながら、Ｔｅを多く含み過ぎると良好なグラス皮膜を形成することができない。
そこで本発明者らは、Ｔｅ含有量と窒化の際の鋼板中のＮ含有量とを制御することにより課題の解決ができるのではないかと考え、Ｔｅ含有量及びＮ含有量を変更して種々の実験を繰り返した。その結果、窒化焼鈍後のＴｅ含有量及びＮ含有量を制御することにより良好な磁気特性、及び、良好な外観のグラス皮膜の形成を両立できることを見出した。
すなわち、本発明者らは、低温スラブ加熱法による方向性電磁鋼板の製造に用いられている成分に、Ｔｅが種々の割合で含有する鋼塊を用意した。そして、それぞれの鋼塊を１３２０℃以下の温度で加熱して熱間圧延を行い、冷間圧延を行った。続いて、アンモニアの流量を種々変更して脱炭焼鈍と窒化焼鈍とを行い、その後、仕上焼鈍を行って方向性電磁鋼板を作製した。そして、これらの条件の異なる方向性電磁鋼板について、その磁束密度Ｂ８と仕上焼鈍時に形成されたグラス皮膜の外観とを評価した。
その結果、０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下の範囲で鋼塊にＴｅを含有させ、かつ、脱炭焼鈍と連続または同時にＮを鋼板に含有させる窒化焼鈍の際に、Ｎ含有量を０．０１５０質量％以上０．０２５０質量％以下とし、さらに「２×［Ｔｅ］＋［Ｎ］≦０．０３００質量％」の関係が成り立つように制御すると、良好な磁気特性、及び、良好な外観のグラス皮膜の形成を両立できることを知見した。ここで、［Ｔｅ］は、窒化焼鈍後のＴｅ含有量であり、［Ｎ］は、窒化焼鈍後のＮ含有量である。
得られた結果の一例を図１に示す。
詳細は実施例１で後述するが、図１において、○印は磁束密度Ｂ８の平均値が１．９３Ｔ以上であり、かつグラス皮膜の欠陥が５個以下で磁束密度及びグラス皮膜が共に良好であったものを示す。●印は磁束密度Ｂ８の平均値が１．９３Ｔ未満で磁束密度は良好ではないが、グラス皮膜の欠陥は５個以下でグラス皮膜は良好であったものを示す。さらに、×印はグラス皮膜の欠陥が５個を超え、グラス皮膜が良好でなかったものを示している。
次に、本発明の実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態では、先ず、所定の組成の方向性電磁鋼板用の溶鋼の鋳造を行ってスラブを作製する。鋳造方法は特に限定されない。溶鋼は、例えば、Ｓｉ：２．５質量％〜４．０質量％、Ｃ：０．０２質量％〜０．１０質量％、Ｍｎ：０．０５質量％〜０．２０質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２０質量％〜０．０４０質量％、Ｎ：０．００２質量％〜０．０１２質量％、Ｓ：０．００１質量％〜０．０１０質量％、及びＰ：０．０１質量％〜０．０８質量％を含有する。溶鋼は、更に、Ｔｅ：０．０００５質量％〜０．００５０質量％を含有する。溶鋼の残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。なお、不可避不純物には、方向性電磁鋼板の製造工程でインヒビターを形成し、高温焼鈍による純化の後に方向性電磁鋼板中に残存している元素も含まれる。
ここで、上記の溶鋼の組成の数値限定理由について説明する。
Ｓｉは、方向性電磁鋼板の電気抵抗を高めて、鉄損の一部を構成する渦電流損失を低減するのに極めて有効な元素である。Ｓｉ含有量が２．５質量％未満であると、渦電流損失を十分に抑制することができない。一方、Ｓｉ含有量が４．０質量％を超えていると、加工性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は２．５質量％〜４．０質量％とする。
また、Ｓｉ含有量によって、飽和磁化Ｂｓの値が変化する。この飽和磁化ＢｓはＳｉ含有量が多くなればなるほど小さくなる。従って、良好な磁束密度Ｂ８の基準値もＳｉ含有量が多くなればなるほど小さくなる。
Ｃは、一次再結晶により得られる組織（一次再結晶組織）を制御する上で有効な元素である。Ｃ含有量が０．０２質量％未満であると、この効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．１０質量％を超えていると、脱炭焼鈍に要する時間が長くなり、ＣＯ２の排出量が多くなる。なお、脱炭焼鈍が不十分であると、良好な磁気特性の方向性電磁鋼板を得にくい。従って、Ｃ含有量は０．０２質量％〜０．１０質量％とする。また、また、近年では、ＣＯ２の排出量を削減する要請があることから、脱炭焼鈍の時間を短くすることが望ましい。この点からＣの含有量を０．０６質量％以下とするのが好ましい。
Ｍｎは、方向性電磁鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減させる。Ｍｎは、熱間圧延における割れの発生を防止する作用も呈する。Ｍｎ含有量が０．０５質量％未満であると、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．２０質量％を超えていると、方向性電磁鋼板の磁束密度が低下する。従って、Ｍｎ含有量は０．０５質量％〜０．２０質量％とする。
酸可溶性Ａｌは、インヒビターとして作用するＡｌＮを形成する重要な元素である。酸可溶性Ａｌの含有量が０．０２０質量％未満であると、十分な量のＡｌＮを形成することができず、インヒビター強度が不足する。一方、酸可溶性Ａｌの含有量が０．０４０質量％を超えていると、ＡｌＮが粗大化し、インヒビター強度が低下する。従って、酸可溶性Ａｌの含有量は０．０２０質量％〜０．０４０質量％とする。
Ｎは、酸可溶性Ａｌと反応してＡｌＮを形成する重要な元素である。後述のように、冷間圧延後に窒化処理が行われるため、方向性電磁鋼板用鋼に多量のＮが含まれている必要はないが、Ｎ含有量を０．００２質量％未満とするには、製鋼時に大きな負荷が必要とされることがある。一方、Ｎ含有量が０．０１２質量％を超えていると、冷間圧延時に鋼板中にブリスターとよばれる空孔を生じてしまう。従って、Ｎ含有量は０．００２質量％〜０．０１２質量％とする。また、ブリスターを更に低減させるために、Ｎ含有量は０．０１０質量％以下であることが好ましい。
Ｓは、Ｍｎと反応してＭｎＳ析出物を形成する重要な元素である。ＭｎＳ析出物は主に一次再結晶に影響を与え、熱間圧延に起因してもたらされる一次再結晶の粒成長の場所的な変動を抑える作用を呈する。Ｍｎ含有量が０．００１質量％未満であると、この効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．０１０質量％を超えていると、磁気特性が低下しやすい。従って、Ｍｎ含有量は０．００１質量％〜０．０１０質量％とする。磁気特性の更なる向上のために、Ｍｎ含有量は０．００９質量％以下であることが好ましい。
Ｐは、方向性電磁鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減させる。Ｐ含有量が０．０１質量％未満であると、この効果が十分に得られない。一方、Ｐ含有量が０．０８質量％を超えていると、冷間圧延が困難になることがある。従って、Ｐ含有量は０．０１質量％〜０．０８質量％とする。
Ｔｅは、インヒビター強化元素である。Ｔｅ含有量が０．０００５質量％未満では、インヒビター強化元素として磁気特性を十分に向上させることができない。また、Ｔｅ含有量が０．００５０質量％を超えると磁気特性及びグラス皮膜を劣化させてしまう。従って、Ｔｅ含有量は０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下とする。また、Ｔｅ含有量は０．００１０質量％以上であることが好ましく、０．００３５質量％以下であることが好ましい。
本実施形態では、溶鋼の成分として以上の元素を含有するが、さらにＳｎ、Ｓｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｐ、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｕを０．０１質量％〜０．３質量％程度含有していてもよい。
本実施形態では、このような組成の溶鋼からスラブを作製した後、スラブを加熱する。この加熱の温度は、後に窒化焼鈍を行うため、この時点で析出物を完全に固溶させる必要はないので、１３２０℃以下で十分である。また、エネルギーを節約する観点から１２５０℃以下とすることが好ましい。
次いで、スラブの熱間圧延を行うことにより、熱間圧延鋼板を得る。熱間圧延鋼板の厚さは特に限定されず、例えば、１．８ｍｍ〜３．５ｍｍとする。
その後、熱間圧延鋼板の焼鈍を行うことにより、焼鈍鋼板を得る。焼鈍の条件は特に限定されず、例えば、７５０℃〜１２００℃の温度で３０秒間〜１０分間行う。この焼鈍により磁気特性が向上する。
続いて、焼鈍鋼板の冷間圧延を行うことにより、冷間圧延鋼板を得る。冷間圧延は１回のみ行ってもよく、複数回の冷間圧延を、間に中間焼鈍を行いながら行ってもよい。中間焼鈍は、例えば７５０℃〜１２００℃の温度で３０秒間〜１０分間行うことが好ましい。
なお、上記のような中間焼鈍を行わずに冷間圧延を行うと、均一な特性を得にくくなることがある。また、中間焼鈍を間に行いつつ複数回の冷間圧延を行うと、均一な特性を得やすくなるが、磁束密度が低くなることがある。従って、冷間圧延の回数及び中間焼鈍の有無は、最終的に得られる方向性電磁鋼板に要求される特性及びコストに応じて決定することが好ましい。
また、いずれの場合であっても、最終冷間圧延の圧下率は８０％〜９５％とすることが好ましい。
次に、冷間圧延鋼板に含まれるＣを除去して一次再結晶させるために、冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍を行う。また、鋼板中のＮ含有量を増加させるために、脱炭焼鈍と同時に窒化焼鈍を行い、脱炭窒化鋼板を得るか、脱炭焼鈍の後に窒化焼鈍を行い、脱炭窒化鋼板を得る。この場合、脱炭焼鈍に連続して窒化焼鈍を行うことが好ましい。
脱炭焼鈍と窒化焼鈍とを同時に行う脱炭窒化焼鈍の場合には、水素、窒素及び水蒸気を含む湿潤雰囲気中に、さらにアンモニア等の窒化能のあるガスを含有させた雰囲気で脱炭窒化焼鈍を行う。この雰囲気において脱炭と窒化とを同時に実施して、二次再結晶に適した鋼板組織及び組成にする。その際の脱炭窒化焼鈍は８００℃〜９５０℃の温度で実施することが好ましい。
また、脱炭焼鈍と窒化焼鈍とを連続して実施する場合には、水素、窒素及び水蒸気を含む湿潤雰囲気中でまず脱炭焼鈍を行う。その後、水素、窒素及び水蒸気に、さらにアンモニア等の窒化能のあるガスを含有させた雰囲気下において窒化焼鈍を行う。このとき、脱炭焼鈍は８００℃〜９５０℃の温度で実施し、その後の窒化焼鈍は７００℃〜８５０℃の温度で実施することが好ましい。
また、本実施形態では、上記脱炭焼鈍または脱炭窒化焼鈍において、昇温加熱速度を５００℃〜８００℃までの温度域で５０℃／ｓ〜３００℃／ｓに制御することが好ましい。昇温加熱速度が５０℃／ｓ未満であると、磁束密度が向上する効果が十分に得られないことがあり、昇温加熱速度が３００℃／ｓを超える場合も効果が小さくなることがある。また、昇温加熱速度は７０℃／ｓ以上であることがより好ましく、２００℃／ｓ以下であることがより好ましい。さらに、昇温加熱速度は８０℃／ｓ以上であることがさらに好ましく、１５０℃／ｓ以下であることがさらに好ましい。
さらに、本実施形態では、窒化焼鈍後の脱炭窒化鋼板のＮ含有量を０．０１５０質量％〜０．０２５０質量％とすることが肝要である。Ｎ含有量が０．０１５０質量％未満では、仕上焼鈍における二次再結晶が不安定となり、磁気特性の劣化を引き起こす。なお、Ｎ含有量が増加すると二次再結晶が安定し、良好な磁気特性が得られるが、Ｎ含有量が０．０２５０質量％を超えると逆に磁気特性が劣化するとともにグラス皮膜の外観が劣化する。Ｎ含有量は０．０１８０質量％以上であることが好ましく、０．０２３０質量％以下であることが好ましい。
また、方向性電磁鋼板に含まれるＮ及びＴｅの量が多くなればなるほどグラス皮膜の外観を劣化させる。したがって、Ｎ含有量及びＴｅ含有量は２×［Ｔｅ］＋［Ｎ］≦０．０３００質量％の範囲を満たすことが重要である。この中でさらに好ましい範囲は、２×［Ｔｅ］＋［Ｎ］≦０．０２８０質量％である。ここで、［Ｔｅ］は、脱炭窒化鋼板のＴｅ含有量であり、［Ｎ］は、脱炭窒化鋼板のＮ含有量である。
次に、脱炭窒化鋼板の表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布し、脱炭窒化鋼板をコイル状に巻き取る。そして、コイル状の脱炭窒化鋼板にバッチ式の仕上焼鈍を行うことにより、コイル状の仕上焼鈍鋼板を得る。仕上焼鈍により、二次再結晶が生じ、また、仕上焼鈍鋼板の表面にグラス皮膜が形成される。
この後、不純物を除去するための純化焼鈍を１１７０℃以上の温度で１５時間以上にわたって行うことが好ましい。１１７０℃以上の温度で１５時間以上にわたって行う理由としては、上記温度及び時間未満である場合には、純化が不十分となってＴｅが鋼板内部に残存し、磁気特性が劣化することがあるためである。
そして、純化焼鈍された鋼板に、例えばリン酸塩とコロイダルシリカとを主成分とした被覆液を塗布して焼き付けることにより、絶縁被膜付き方向性電磁鋼板の製品を得る。
以上説明した条件で製造することにより、良好な磁気特性、及び、良好な外観のグラス皮膜を両立させた方向性電磁鋼板を製造することが可能となる。
次に、本発明者らが行った実験について説明する。これらの実験における条件等は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した例であり、本発明は、これらの例に限定されるものではない。
（実施例１）
Ｓｉ：３．２質量％、Ｃ：０．０６質量％、Ｍｎ：０．０９質量％、Ａｌ：０．０２８質量％、Ｎ：０．００８質量％、及びＳ：０．００６質量％を含有し、更に図１に示すように、Ｔｅの量が０．０００３質量％〜０．０３５０質量％の範囲で異なるようにＴｅを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる合計８種類の鋼塊を真空溶解炉にて作製した。そして、１１５０℃で鋼塊の焼鈍を１時間行い、その後、熱間圧延を行って、厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。
続いて、１１００℃で熱間圧延鋼板の焼鈍を１２０秒間行って焼鈍鋼板を得た。次いで、焼鈍鋼板の酸洗を行い、その後、冷間圧延を行って厚さが０．２３ｍｍの冷間圧延鋼板を得た。
続いて、冷間圧延鋼板から焼鈍用の鋼板を切り出し、水蒸気、水素、及び窒素を含有するガス雰囲気において、８５０℃で冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍を１２０秒間行い、さらにアンモニアを含有したガス雰囲気において、８００℃で窒化焼鈍を４０秒間行って脱炭窒化鋼板を得た。このときの脱炭焼鈍の昇温速度は１０５℃／ｓであった。また、窒化焼鈍鋼板におけるＮ含有量は、図１に示すようにアンモニアの流量を変化させることにより０．０１３０質量％〜０．０２６０質量％の範囲で異なるようにした。これにより、合計４０種類の脱炭窒化鋼板を得た。
その後、脱炭窒化鋼板の表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布した。そして、１２００℃で仕上焼鈍を２０時間行ってグラス皮膜が形成された仕上焼鈍鋼板を得た。続いて、仕上焼鈍鋼板を水洗し、その後、幅が６０ｍｍ、長さが３００ｍｍの単板磁気測定用サイズに剪断した。次いで、リン酸アルミニウム及びコロイダルシリカを主成分とする被膜液を塗布し、この焼き付けを行って絶縁被膜を形成した。このようにして方向性電磁鋼板の試料を得た。
続いて、各方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８を測定した。磁束密度Ｂ８は、５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍの磁場が印加されたときに、方向性電磁鋼板に発生する磁束密度である。なお、実験では、試料毎に５枚測定したときの平均値で評価した。また、グラス皮膜の外観の評価は、単板における１００ｍｍ２当たりのブリスターの数をグラス皮膜の欠陥の数として評価した。
図１に、グラス皮膜の外観の評価及び磁気特性に及ぼすＴｅ含有量と窒化後のＮ含有量との関係を示す。図１の縦軸は窒化後のＮ含有量を示し、横軸はＴｅ含有量を示す。図１における判定では、○印は磁束密度Ｂ８の平均値が１．９３Ｔ以上であり、かつグラス皮膜の欠陥が５個以下で磁気特性、グラス皮膜のいずれも良好であったものを示す。また、●印は磁束密度Ｂ８の平均値が１．９３Ｔ未満で磁気特性は良好ではなかったが、グラス皮膜の欠陥が５個以下でグラス皮膜は良好であったものを示す。さらに、×印は磁束密度Ｂ８の平均値が１．９３Ｔ未満で、かつ、グラス皮膜の欠陥が５個を超え、磁気特性及びグラス皮膜がいずれも良好でなかったものを示す。
図１に示すように、Ｔｅ含有量が０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下であり、かつ、Ｎ含有量が０．０１５０質量％以上０．０２５０質量％以下であって、さらに、「２×［Ｔｅ］＋［Ｎ］≦０．０３００質量％」の関係が成り立つ場合には、磁気特性及びグラス皮膜が共に良好であった。
以上より、Ｔｅ含有量、及び窒化後のＮ含有量が上記条件を満たすことにより、良好な製品磁気特性、及び、良好な皮膜外観を両立させた方向性電磁鋼板を製造することができた。
（実施例２）
真空溶解炉にて、Ｓｉ：３．３質量％、Ｃ：０．０７質量％、Ｍｎ：０．１０質量％、Ａｌ：０．０３０質量％、Ｎ：０．００７質量％、Ｓ：０．００７質量％、及びＳｎ：０．０５質量％を含有し、更に、表１に示す量のＴｅを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる合計６種類の鋼塊を真空溶解炉にて作製した。また、Ｔｅを含有しないが他の元素の組成が同じである鋼塊も同様に作製した。次いで、１２００℃で鋼塊の焼鈍を１時間行い、その後、熱間圧延を行って、厚さが２．６ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。
続いて、１１００℃で熱間圧延鋼板の焼鈍を１００秒間行って焼鈍鋼板を得た。次いで、焼鈍鋼板の酸洗を行い、その後、さらに焼鈍鋼板の冷間圧延を行って、厚さが０．２３ｍｍの冷間圧延鋼板を得た。
続いて、冷間圧延鋼板から焼鈍用の鋼板を切り出し、水蒸気、水素、窒素、及びアンモニアを含有するガス雰囲気において、８４０℃で冷間圧延鋼板の脱炭窒化焼鈍を１１０秒間行って脱炭窒化鋼板を得た。このときの脱炭窒化焼鈍の昇温速度は１００℃／ｓであった。また、脱炭窒化鋼板におけるＮ含有量は０．０２１質量％であった。
その後、脱炭窒化鋼板の表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布した。そして、１２００℃で仕上焼鈍を２０時間行ってグラス皮膜が形成された仕上焼鈍鋼板を得た。続いて、仕上焼鈍鋼板を水洗し、その後、幅６０ｍｍ、長さ３００ｍｍの単板磁気測定用サイズに剪断した。次いで、仕上焼鈍鋼板の表面にリン酸アルミニウム及びコロイダルシリカを主成分とする被膜液を塗布し、この焼き付けを行って絶縁被膜を形成した。このようにして、方向性電磁鋼板の試料を得た。
続いて、各方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８を測定した。磁束密度Ｂ８は、５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍの磁場が印加されたときに、方向性電磁鋼板に発生する磁束密度である。なお、実験では、試料毎に５枚測定したときの平均値で評価した。また、グラスの皮膜外観の評価は、単板における１００ｍｍ２当たりのブリスターの数をグラス皮膜の欠陥の数として評価した。
表１に、Ｔｅ含有量と磁束密度及びグラス皮膜の外観の評価との関係を示す。表１におけるグラス皮膜の外観の評価の判定では、グラス皮膜の欠陥の数で、◎印は欠陥なし、○印は１〜５個、×印は６個以上とした。また、本実施例では、第１の実施例と比較してＳｉが０．１質量％多く含まれているため、良好な磁束密度Ｂ８の基準を１．９２Ｔとしている。
Figure 2011115120
表１に示すように、試料２〜５は、Ｔｅ含有量が０．０００５質量％〜０．００５０質量％の範囲内である。このうち、試料２〜４は、磁束密度が１．９２Ｔ以上であって、かつ、グラス皮膜の外観の評価が◎または○であり、磁気特性及びグラス皮膜が共に良好であった。また、特に良好な結果が得られた試料は、Ｔｅ含有量が０．００１５質量％〜０．００３５質量％の範囲内である試料３であった。一方、試料５は、Ｔｅ含有量が０．０００５質量％〜０．００５０質量％の範囲内であるが、「２×［Ｔｅ］＋［Ｎ］≦０．０３００質量％」という条件を満たさないため、グラス皮膜の外観の評価は×であった。
また、それぞれの試料における２０個の二次再結晶粒について、そのアスペクト比を測定した結果を図２に示す。なお、図２の○印はアスペクト比の平均値を示し、黒線はエラーバーを示している。また、アスペクト比の定義としては、二次再結晶粒の圧延方向に直交する方向の長さに対する圧延方向の長さの割合とする。図２に示すように、Ｔｅ含有量によりアスペクト比がわずかに異なるが、本実施例のような脱炭窒化焼鈍の条件においてはそれほど大きな差はなく、その絶対値も２を超えることはなかった。
（実施例３）
Ｓｉ：３．１質量％、Ｃ：０．０６質量％、Ｍｎ：０．１０質量％、Ａｌ：０．０３１質量％、Ｎ：０．００８質量％、Ｓ：０．００７質量％、Ｓｎ：０．０６質量％、Ｃｒ：０．１質量％、及びＴｅ：０．００２３質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼塊を真空溶解炉にて作製した。次いで、１１００℃で鋼塊の焼鈍を１時間行い、その後、熱間圧延を行って厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。
続いて、１１２０℃で熱間圧延鋼板の焼鈍を１１秒間行って焼鈍鋼板を得た。次いで、焼鈍鋼板の酸洗を行い、その後、焼鈍鋼板の冷間圧延を行って厚さが０．２３ｍｍの冷間圧延鋼板を得た。
続いて、冷間圧延鋼板から焼鈍用の鋼板を切り出し、水蒸気、水素、及び窒素を含有するガス雰囲気において、８６０℃で冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍を１００秒間行い、さらにアンモニアを含有するガス雰囲気において、７７０℃で窒化焼鈍を３０秒間行って脱炭窒化鋼板を得た。なお、このときの脱炭焼鈍の昇温速度は１００℃／ｓであった。また、窒化焼鈍鋼板におけるＮ含有量は、表２に示すようにアンモニアの流量を変化させることにより０．０１３２質量％〜０．０３２０質量％の範囲で異なるようにした。これにより、合計６種類の脱炭窒化鋼板を得た。
その後、脱炭窒化鋼板の表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布した。次いで、１２００℃で仕上焼鈍を２０時間行ってグラス皮膜が形成された仕上焼鈍鋼板を得た。続いて、仕上焼鈍鋼板を水洗し、その後、幅が６０ｍｍ、長さが３００ｍｍの単板磁気測定用サイズに剪断した。次いで、仕上焼鈍鋼板の表面にリン酸アルミニウム及びコロイダルシリカを主成分とする被膜液を塗布し、この焼き付けを行って、絶縁被膜を形成した。このようにして、方向性電磁鋼板の試料を得た。
続いて、各方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８を測定した。磁束密度Ｂ８は、５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍの磁場が印加されたときに、方向性電磁鋼板に発生する磁束密度である。なお、実験では、試料毎に５枚測定したときの平均値で評価した。また、グラスの皮膜外観の評価は、単板における１００ｍｍ２当たりのブリスターの数をグラス皮膜の欠陥の数として評価した。
作製した方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８及びグラス皮膜の外観の評価の結果を表２に示す。なお、グラス皮膜の外観の評価の判定基準は、表１と同様である。また、本実施例では、第１の実施例と比較してＳｉが０．１質量％少ないが、良好な磁束密度Ｂ８の基準を１．９３Ｔとしている。
Figure 2011115120
表２に示すように、試料１２〜１４は、Ｎ含有量が０．０１５０質量％〜０．０２５０質量％の範囲内であり、かつ、「２×［Ｔｅ］＋［Ｎ］≦０．０３００質量％」の関係が成立している。この試料１２〜１４は、磁束密度が１．９３Ｔ以上であって、かつ、グラス皮膜の外観の評価が◎または○であり、磁気特性及びグラス皮膜が共に良好であった。特に良好な結果が得られた試料は、Ｎ含有量が０．０１８０質量％〜０．０２３０質量％の範囲内である試料１３であった。なお、試料１５及び試料１６は、Ｎ含有量が０．０１５０質量％〜０．０２５０質量％を超えていたため、グラス皮膜は良好でなかった。
（実施例４）
Ｓｉ：３．４質量％、Ｃ：０．０７質量％、Ｍｎ：０．０９質量％、Ａｌ：０．０２９質量％、Ｎ：０．００７質量％、Ｓ：０．００５質量％、Ｐ：０．０２５質量％、Ｓｎ：０．０６質量％、及びＴｅ：０．００２６質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼塊を真空溶解炉にて作製した。次いで、１１２０℃で鋼塊の焼鈍を１時間行い、その後、熱間圧延を行って厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。
続いて、１１００℃で熱間圧延鋼板の焼鈍を１００秒間行って焼鈍鋼板を得た。次いで、焼鈍鋼板の酸洗を行い、その後、冷間圧延を行って厚さが０．２３ｍｍの冷間圧延鋼板を得た。
続いて、冷間圧延鋼板から焼鈍用の鋼板を切り出し、水蒸気、水素、窒素、及びアンモニアを含有するガス雰囲気において、８５０℃で鋼板の脱炭窒化焼鈍を１２０秒間行って脱炭窒化鋼板を得た。脱炭窒化焼鈍では、表３に示すように昇温速度を６通りに変化させて、合計６種類の脱炭窒化鋼板を得た。なお、脱炭窒化鋼板におけるＮ含有量はいずれも０．０２０質量％であった。
その後、脱炭窒化鋼板の表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布した。そして、１２００℃で仕上焼鈍を２０時間行ってグラス皮膜が形成された仕上焼鈍鋼板を得た。続いて、仕上焼鈍鋼板を水洗し、その後、幅が６０ｍｍ、長さが３００ｍｍの単板磁気測定用サイズに剪断した。次いで、仕上焼鈍鋼板の表面にリン酸アルミニウム及びコロイダルシリカを主成分とする被膜液を塗布し、この焼き付けを行って絶縁被膜を形成した。このようにして、方向性電磁鋼板の試料を得た。
続いて、各方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８を測定した。磁束密度Ｂ８は、５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍの磁場が印加されたときに、方向性電磁鋼板に発生する磁束密度である。なお、実験では、試料毎に５枚測定したときの平均値で評価した。また、グラスの皮膜外観の評価は、単板における１００ｍｍ２当たりのブリスターの数をグラス皮膜の欠陥の数として評価した。
作製した方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８及びグラス皮膜の外観の評価の結果を表３に示す。なお、グラス皮膜の外観の評価の判定基準は、表１と同様である。また、本実施例では、第１の実施例と比較してＳｉが０．２質量％多く含まれているため、特に良好な磁束密度Ｂ８の基準を１．９１Ｔとしている。
Figure 2011115120
表３に示すように、昇温速度が５０℃／ｓ〜３００℃／ｓである試料２２〜２５は、磁束密度が１．９１Ｔ以上であって、かつ、グラス皮膜の外観の評価が◎であり、磁気特性及びグラス皮膜が共に良好であった。また、特に良好な結果が得られた試料は、昇温速度が７０℃／ｓ〜２００℃／ｓの範囲内である試料２３及び試料２４であった。
本発明は、近年におけるエネルギーの節約及び設備の合理化への要望に応えるとともに、世界的な発電量の増加に伴う高品質の方向性電磁鋼板の需要増を満たすことができる。

Claims (4)

  1. Ｓｉ：２．５質量％〜４．０質量％、Ｃ：０．０２質量％〜０．１０質量％、Ｍｎ：０．０５質量％〜０．２０質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２０質量％〜０．０４０質量％、Ｎ：０．００２質量％〜０．０１２質量％、Ｓ：０．００１質量％〜０．０１０質量％、Ｐ：０．０１質量％〜０．０８質量％、及びＴｅ：０．０００５質量％〜０．００５０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を１３２０℃以下に加熱して熱間圧延を行い、熱間圧延鋼板を得る工程と、
    前記熱間圧延鋼板の焼鈍を行って焼鈍圧延を得る工程と、
    前記焼鈍鋼板の冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る工程と、
    前記冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍及び窒化焼鈍を行って脱炭窒化鋼板を得る工程と、
    前記脱炭窒化鋼板の表面に焼鈍分離剤を塗布し、前記脱炭窒化鋼板の仕上焼鈍を行ってグラス皮膜を形成する工程と、
    を有し、
    前記脱炭窒化鋼板のＮ含有量が０．０１５０質量％〜０．０２５０質量％であり、かつ、２×［Ｔｅ］＋［Ｎ］≦０．０３００質量％の関係が成り立つようにすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
    （ここで、［Ｔｅ］は、前記脱炭窒化鋼板のＴｅ含有量であり、［Ｎ］は、前記脱炭窒化鋼板のＮ含有量である。）
  2. 前記脱炭焼鈍及び窒化焼鈍における昇温速度を５０℃／ｓ〜３００℃／ｓとす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。
  3. 前記鋼はさらに、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｐ、Ｂ、Ｍｏ、及びＣｕからなる群から選ばれる１種または複数種を０．０１質量％〜０．３質量％含有す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。
  4. 前記仕上焼鈍が行われた鋼板の純化焼鈍を１１７０℃以上の温度で１５時間以上行う工程をさらに有す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。
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