JPWO2019131974A1 - 方向性電磁鋼板 - Google Patents

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Abstract

高周波鉄損特性および打ち抜き性に優れた方向性電磁鋼板を提供する。鋼成分として、質量％で、Si：1.5〜8.0％、Mn：0.02〜1.0％を含有させ、かつSn：0.010〜0.400％、Sb：0.010〜0.400％、Mo：0.010〜0.200％、Ｐ：0.010〜0.200％のうち少なくとも一種を含有させ、平均粒径が５mm以上の粗大な二次再結晶粒と結晶粒径が0.1〜2.0mmの微細粒とを含む結晶粒を有し、前記粗大な二次再結晶粒の少なくとも一部は鋼板の板厚方向に貫通して前記鋼板の表面側および裏面側でそれぞれ露出し、前記表面側および裏面側での前記粗大な二次再結晶粒の各露出面の投影面が少なくとも一部で重なり合い、前記各露出面の平均面積に対する、前記重なり合う領域の面積の面積率が80％以上であり、かつ、前記微細粒を単位面積当たりの数密度で0.6〜40個/cm2含む。

Description

本発明は、変圧器の鉄心材料に供して好適な方向性電磁鋼板に関し、特に高周波鉄損の低減と打ち抜き性の向上を図ろうとするものである。
方向性電磁鋼板は、変圧器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、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により形成される。ゴス方位結晶粒の成長は二次再結晶と呼ばれる。
ゴス方位結晶粒の形成方法については、インヒビターと呼ばれる析出物を使用して仕上げ焼鈍中にゴス方位を有する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。例えば、特許文献１記載のAlN、MnSを使用する方法、特許文献２記載のMnS、 MnSeを使用する方法が開示され、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安定して二次再結晶粒を発達させるのに有用な方法であるものの、当該方法はインヒビターを鋼中に微細分散させる。そのため、1300℃以上の高温でのスラブ加熱を行い、インヒビター成分を一度固溶させる必要があった。
一方、インヒビター成分を含有しない素材において、ゴス方位結晶粒を二次再結晶により発達させる技術が特許文献３等で開示されている。これは、インヒビター成分のような不純物を極力排除することで、一次再結晶時の結晶粒界が持つ粒界エネルギーの粒界方位差角依存性を顕在化させ、インヒビターを用いずともゴス方位を有する粒を二次再結晶させる技術である。この効果はテクスチャーインヒビション効果と呼ばれる。
テクスチャーインヒビション効果を用いる方法は、インヒビターの鋼中微細分散が必要ではないため、従来必須とされた高温スラブ加熱を必要としないことなど、コスト面でもメンテナンス面でも大きなメリットを供する方法である。
特公昭40-15644号公報 特公昭51-13469号公報 特開2000-129356号公報 特許第3956621号公報 特許第4106815号公報
上述したとおり、方向性電磁鋼板は変圧器の鉄心材料として用いられることが多い。一般的には、低周波変圧器と呼ばれるような、50Hzや60Hzの商用周波数で運転される変圧器に用いられるが、変圧器サイズは極めて大きくなるという特徴がある。
一方、駆動周波数が数百〜数千Hzである高周波変圧器と呼ばれるタイプも存在する。こちらは、高周波励磁時の磁気特性を重視することから、無方向性電磁鋼板や高珪素鋼板、アモルファス等が使用されることが多い。高周波変圧器の特徴はサイズを非常に小さくできることである。
近年、高周波変圧器のうちでも、駆動周波数が数百Hzの比較的低周波が用いられる変圧器に、方向性電磁鋼板が使用される場合が増えてきた。低周波かつ変圧器サイズがある程度大きい場合は、一方向の磁気特性が極めて優れる方向性電磁鋼板を用いることで変圧器の損失を低減でき、変圧器効率を高めることができるためである。
しかしながら、方向性電磁鋼板を上記のような用途で使用する場合に、２つの大きな課題があった。
上記課題の一つは、方向性電磁鋼板は商用周波数での使用を前提として磁気特性を最適化しているため、周波数が上がると、必ずしも良好な磁気特性が得られない場合があることである。
上記課題のもう一つは、硬質のフォルステライト被膜等があることなどで、打ち抜き性が極めて悪いことである。
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、駆動周波数が数百Hz程度の高周波鉄損に優れ、かつ打ち抜き性にも優れる方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。
さて、本発明者らは、上記の問題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、インヒビターを含まない成分系において、偏析元素をさらに含有させ、かつ二次再結晶焼鈍の昇温速度を規定して製品板に微細粒を残存させることによって、比較的周波数が高くても良好な磁気特性が得られることを知見した。
また、同時に、製品板（方向性電磁鋼板）に存在する粗大な二次再結晶粒のうち鋼板の板厚方向で貫通している粒についても本発明者らは着目した。図１の模式断面図を参照して方向性電磁鋼板１０が有する結晶粒Ｐを説明する。結晶粒Ｐは粗大な二次再結晶粒Ｐ１と微細粒Ｐ２とを含む。図１において二次再結晶粒Ｐ１は板厚ｔの板厚方向に貫通しており、方向性電磁鋼板１０の表面側および裏面側でそれぞれ露出している。こうした二次再結晶粒Ｐ１の鋼板表面側および裏面側でそれぞれ露出面積のうち、それらの投影面が重なり合う領域の面積Ｓ０の、上記粗大な二次再結晶粒が露出した面積Ｓ１，Ｓ２の平均面積（（Ｓ１＋Ｓ２）／２）に対する面積率（Ｓｏ／平均面積）に本発明者らは着目した。この面積率を高くすることで、フォルステライト被膜２０の存在下であっても、打ち抜き性が改善されることを知見した。
以下、本発明を由来するに至った実験について説明する。
＜実験１＞
質量％で、Ｃ：0.012％、Si：3.15％、Mn：0.28％、Al：0.0015％、Ｎ：0.0012％、Ｓ：0.0008％およびSb：0.12％を含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブＡとＣ：0.013％、Si：3.20％、Mn：0.27％、Al：0.0020％、Ｎ：0.0012％およびＳ：0.0010％を含み、Sbは含有せず、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブＢをそれぞれ、連続鋳造にて製造し、1230℃で70分均熱するスラブ加熱を施したのち、熱間圧延により2.4mmの厚さに仕上げた。その後、1075℃で30秒、乾燥窒素雰囲気中で熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により0.23mmの板厚に仕上げたのち、870℃で100秒、50%H2-50%N2、露点50℃の湿潤雰囲気中にて脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施した。さらに、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、1200℃で10時間、水素雰囲気下で保定する二次再結晶焼鈍を行った。このとき、室温から1000℃までの昇温速度を種々変更した。また1000℃から1200℃までの昇温速度は10℃/hとした。
かくして得られたサンプルの高周波鉄損Ｗ10/200（200Hzで1.0Ｔまで励磁した際の鉄損）をJIS C 2550に記載の方法で測定した。
得られた鉄損の二次再結晶焼鈍時における昇温速度依存性について調べた結果を、図２に示す。
この図から、Sbを含有する鋼スラブＡでは、二次再結晶焼鈍時の昇温速度が15〜100℃/hの範囲で高周波鉄損が良好であることがわかる。一般的に、二次再結晶焼鈍時の昇温速度は10℃/h程度であるため、比較的早い昇温速度が必要であるといえる。
さらに、フォルステライト被膜を塩酸酸洗にて除去し、二次再結晶粒の外観を観察できるようにしたのち、各々の昇温速度条件で0.1mmから２mmまでの微細粒の個数を数えた。外観を確認した面積は100cm2であり、平均して単位面積当たりの数密度に換算した。
得られた微細粒個数と高周波鉄損との関係について調べた結果を、図３に示す。
この結果から、高周波鉄損が良好であった条件は、微細粒が比較的多く存在し、その数密度は0.6〜40個/cm2の範囲にあることが明らかとなった。
なお、製品板の地鉄成分は、スラブＡを素材とした場合が、質量％でSi：3.15％、Mn：0.28％、Sb：0.12％、残部Feであり、スラブＢを素材とした場合は、Si：3.20％、Mn：0.27％、残部Feであった。すなわち、脱炭や純化により、Ｃ、Al、Ｎ、Ｓは製品板にはほぼ存在しなかったが、その他の成分はスラブ成分と同じであった。
このように、インヒビター成分を有しない素材において、Sbを含有させ、かつ二次再結晶焼鈍時の昇温速度を比較的速くした場合に高周波鉄損が低減するメカニズムは、必ずしも明らかではないが、発明者らは次のように考えている。
高周波で低鉄損が得られた主要因は、微細粒の数にあると考えられる。例えば、特許文献４には、フォルステライト被膜のない方向性電磁鋼板において、微細粒を増やして高周波鉄損特性を向上させる技術が開示されている。この中で、微細粒の個数と高周波鉄損にはよい相関があることが記載されている。
しかしながら、微細粒を増やす技術は極めて難しく、特許文献４においては、二次再結晶焼鈍温度を975℃以下に抑制することで達成している。ただし、この技術をフォルステライト被膜付の方向性電磁鋼板に適用することは困難である。なぜなら、フォルステライト被膜付の方向性電磁鋼板の製造に際しては、二次再結晶焼鈍中に、フォルステライト被膜形成のための高温域での焼鈍（焼成）過程が必要であり、この過程ではおよそ1200℃程度の温度が必要となるためである。ここまで温度を上げると、微細粒は粗大な二次再結晶粒に蚕食されて微細粒がなくなると考えられる。
本実験１において、スラブＢで微細粒がどの昇温条件でも少なかったのは、この理由によるものと考えられる。
これに対し、スラブＡにおいて微細粒が増加したのは、Sbのような偏析元素を添加したためと推測される。すなわち、二次再結晶初期の段階で粒界にSbが偏析していると、粒界移動が抑制されるため、二次再結晶粒まで成長することが抑制され、その結果、微細粒となったと推定される。昇温速度が速い場合に微細粒が増加したのは、二次再結晶発現の機構から推定できる。二次再結晶は、900℃程度の二次再結晶温度以上で発現する。この二次再結晶温度付近では、一次粒成長が止まっており、二次再結晶粒だけが成長する状態にある。しかし、二次再結晶温度を大きく超えて高温化すると、まだ二次再結晶粒に蚕食されていない一次粒も成長する場合がある。本実験１で昇温速度が速い場合は、この高温化が二次再結晶粒が成長する前に早めに達成されて、一次粒が製品板の微細粒にまで成長する機会が増えると考えられる。すなわち、本発明は、偏析元素の活用と、二次再結晶焼鈍時の昇温速度の高速化の両者が相まって達成されたものと考えられる。
また、昇温速度が速すぎても高周波鉄損が劣化する理由は、二次再結晶自体が不完全となり、逆に微細粒が増えすぎたためと推測される。粗大な二次再結晶粒が平均粒径で５mm以上は成長しないと、鉄損劣化を導く可能性があると考えられる。
さらに、微細粒の結晶方位を詳細に調査したところ、粗大な二次再結晶粒の主方位であるゴス方位とはかなり異なる方位であることがEBSDを用いた測定から明らかとなった。
本実験１では、微細粒の方位とゴス方位の方位差角は平均で34°程度であった。高周波鉄損が低いのは、この方位差角が大きいことにも起因する可能性がある。すなわち、方位差が小さいと判断される低傾角（方位差角15°以内）の範囲から外れた方が、鉄損低減効果が大きいことが期待される。
＜実験２＞
実験1で使用した鋼スラブＡを、1250℃で60分間均熱した後、熱間圧延により2.1mmの厚さに仕上げた。その後、1015℃で30秒、乾燥窒素雰囲気中で熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により0.23mmの板厚に仕上げたのち、830℃で100秒、55%H2-45%N2、露点55℃の湿潤雰囲気中にて脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施した。さらに、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、1180℃、水素雰囲気下で保定する二次再結晶焼鈍を行った。このとき、二次再結晶焼鈍の昇温速度は20℃/hとし、1180℃での保定時間を種々変更した。
得られた製品板の打ち抜き性を評価するために、ダイス径が15mmφのスチールダイスによる連続打ち抜き試験を行い、打ち抜かれたサンプルのかえり高さが50μmに達するまでの打ち抜き回数を測定した。
その結果を図４に示す。
この図から、二次再結晶焼鈍の1180℃での保定時間が８時間以上で打ち抜き性が良好となることがわかる。
このように、打ち抜き性が二次再結晶焼鈍の高温域での保定時間を長時間化することで良好となるメカニズムは必ずしも明らかではないが、発明者らは次のように考えている。
特許文献５によると、製品の打ち抜き性は粒界をせん断する際に悪化するため、粒界を板面に対して垂直方向に近づけることで、粒界をせん断する機会が減り、打ち抜き性を改善できると指摘されている。本実験２でも、同様に、製品板を酸洗マクロして二次再結晶粒の外観が見えるようにし、表裏面で粒界を写し取って重ね合わせることで、同一結晶粒で表裏面とも重なり合う面積を算出した。ただし、本実験２では、微細粒が残存しているため、微細粒は除いて、粗大な二次再結晶粒のみを対象として当該面積を算出した。
その結果、同一結晶粒で表裏面が重なり合う面積の面積率は、保定時間８時間以上では80％以上となるが、保定時間５時間以下では80％に満たないことが明らかとなった。すなわち、本実験２においても、表裏面で重なり合う面積の面積率が80％以上、すなわち板面に対して垂直な結晶粒界が多いほど打ち抜き性に優れるといえる。
しかしながら、板面に対して垂直な結晶粒界を増やす手段は、特許文献５とは異なる方法にする必要がある。本実験２においては、微細粒を残存させるために二次再結晶焼鈍の昇温速度を早めている。つまり、一般的に昇温速度は10℃/h程度であるが、本発明では15〜100℃/hが必要である。特許文献５には昇温速度の記載がないが、該当文献の図１には二次粒の粒界が記されており、微細粒はほとんど存在しないことがうかがえる。つまり、本発明とは異なる条件であるといえる。おそらく、二次再結晶焼鈍の昇温速度が一般的な10℃/h程度ではないかと推測される。
すなわち、本発明のように、二次再結晶焼鈍の昇温速度が速い場合は、二次再結晶焼鈍の高温域での保定時間が短いと粒界が垂直になれず、保定時間を延ばす必要があるといえる。また実験２では高温域での保定温度が1180℃であったが、少なくとも1150℃以上にするが必要があると思われる。
このように、高周波鉄損の低減と打ち抜き性向上の両立を図るためには、特許文献４および５の技術の寄せ集めではなく、新たな技術の組み合わせが必要である。すなわち、新たな技術とは、偏析元素の利用と、二次再結晶焼鈍の昇温速度の高速化および高温域での保定時間の長時間化である。
本発明は、この２つの課題を効果的に解決し、かつ両者が両立できるように開発された新規な技術である。
すなわち、本発明は、インヒビターを含まない成分系において、偏析元素をさらに含有させ、かつ二次再結晶焼鈍の昇温速度と、その高温域での保定時間を適正化することで、高周波鉄損の低減と打ち抜き性向上を両立することに成功したものである。
本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、Si：1.5〜8.0％、Mn：0.02〜1.0％を含有し、かつ、Sn：0.010〜0.400％、Sb：0.010〜0.400％、Mo：0.010〜0.200％、Ｐ：0.010〜0.200％のうち少なくとも一種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分であり、平均粒径が５mm以上の粗大な二次再結晶粒と結晶粒径が0.1〜2.0mmの微細粒とを含む結晶粒を有し、前記粗大な二次再結晶粒の少なくとも一部は鋼板の板厚方向に貫通して前記鋼板の表面側および裏面側でそれぞれ露出し、前記表面側および裏面側での前記粗大な二次再結晶粒の各露出面の投影面が少なくとも一部で重なり合い、前記各露出面の平均面積に対する、前記重なり合う領域の面積の面積率が80％以上であり、かつ、前記微細粒を単位面積当たりの数密度で0.6〜40個/cm2含むことを特徴とする方向性電磁鋼板。
なお、本明細書における平均粒径及び結晶粒径はJIS G0551:2013記載の平均結晶粒径（ｄ）に従うものとする。また、方向性電磁鋼板にフォルステライト被膜が設けられている場合は、当該フォルステライト被膜を酸洗除去して二次再結晶粒を露わにした状態で上記の各面積および面積率、ならびに微細粒の数密度を求めるものとする。
２．前記微細粒の結晶方位とゴス方位との方位差角の平均が15°以上である、前記１に記載の方向性電磁鋼板。
３．さらに質量％で、Cr：0.01〜0.50％、Cu：0.01〜0.50％％、Ni：0.01〜0.50％、Bi：0.005〜0.50％、Ｂ：２〜25ppmおよびNb：10〜100ppmのうちから選んだ一種または二種以上を含有する、前記１または２に記載の方向性電磁鋼板。
本発明によれば、結晶粒界に偏析元素を存在させ、かつ二次再結晶焼鈍時における昇温速度と保定時間を適正化することにより、駆動周波数が数百Hz程度の高周波での鉄損の低減と打ち抜き性の向上を同時に達成することができる。
方向性電磁鋼板における結晶粒を説明するための模式断面図である。 二次再結晶焼鈍時の昇温速度と高周波鉄損との関係を示す図である。 製品板の微細粒の個数と高周波鉄損との関係を示す図である。 二次再結晶焼鈍の高温域での保定時間と打ち抜き性との関係を示す図である。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼板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。
Si：1.5〜8.0mass％
Siは、鋼の比抵抗を高め、鉄損を改善させるために必要な元素であるが、1.5mass％未満では効果がなく、一方8.0mass％を超えると鋼の加工性が劣化し、圧延が困難となることから、1.5〜8.0mass％に限定される。望ましくは2.5〜4.5mass％の範囲であり、これとは別に、上下限を独立して下限を2.99mass%、上限を3.81mass%以下とすることもできる。
Mn：0.02〜1.0mass％
Mnは、熱間加工性を良好にするために必要な元素であるが、0.02 mass％未満であると効果がなく、一方1.0mass％を超えると製品板の磁束密度が低下するので、0.02〜1.0 mass ％とする。望ましくは0.04〜0.20mass％の範囲であり、これとは別に、上下限を独立して下限を0.06mass%、上限を0.52mass%以下とすることもできる。
また、ＣやAl，Ｎ，Ｓ，Seはいずれも磁気特性を損なうため、不可避的不純物レベルに低減されていることが望ましい。たとえば、それぞれ50massppm以下のレベルであることが好ましい。
高周波鉄損を低減させるためには、偏析元素であるSn：0.010〜0.400mass％、Sb：0.010〜0.400mass％、Mo：0.010〜0.200mass％およびＰ：0.010〜0.200mass％のうちから選ばれる少なくとも一種を含有することが不可欠である。各々の元素が、下限量に満たないと磁性向上効果がなく、一方上限値を超えると鋼が脆化して製造途中に破断等が発生するリスクが高まる。望ましくは、Sn：0.020〜0.100mass％、Sb：0.020〜0.100mass％、Mo：0.020〜0.070mass％、Ｐ：0.012〜0.100mass％の範囲である。
さらに、Snについては、上下限を独立して下限を0.030mass%、上限を0.250mass%以下とすることもできる。Sbについては、上下限を独立して下限を0.070mass%、上限を0.360mass%以下とすることもできる。Moについては、上下限を独立して下限を0.020mass%、上限を0.440mass%以下とすることもできる。Pについては、上下限を独立して下限を0.020mass%、上限を0.160mass%以下とすることもできる。
以上、本発明の基本成分について説明してきたが、本発明ではその他にも以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Cr：0.01〜0.50mass％、Cu：0.01〜0.50mass％、Ni：0.01〜0.50mass％、Bi：0.005〜0.50mass％、Ｂ：２〜25ppmおよびNb：10〜100ppmのうちから選んだ一種または二種以上
これらの元素はいずれも、磁気特性を向上させる目的で添加することができる。しかしながら、それぞれ添加量が下限量より少ない場合には磁気特性向上効果がなく、一方上限量を超えると二次再結晶粒の発達が抑制され磁気特性が劣化する。
また、製品板の結晶粒に関して図１を再び参照すると、結晶粒Ｐは、平均粒径が５mm以上の粗大な二次再結晶粒Ｐ１と結晶粒径が0.1〜2.0mmの範囲の微細粒Ｐ２を有することは、前述した理由により必須である。さらに、粗大な二次再結晶粒Ｐ１の少なくとも一部は方向性電磁鋼板１０（以下、鋼板１０）の板厚ｔの方向に貫通して鋼板１０の表面側および裏面側でそれぞれ露出し、鋼板１０の表面側および裏面側での粗大な二次再結晶粒Ｐ１の各露出面の投影面が少なくとも一部で重なり合い、各露出面の面積Ｓ１，Ｓ２の平均面積に対する、重なり合う領域の面積Ｓ０の面積率（Ｓ０／平均面積）が80％以上であり、かつ、微細粒Ｐ２を単位面積当たりの数密度で0.6〜40個/cm2含むことが、前述した理由により必須である。なお、上記面積率の上限は理論上１００％である。
次に、本発明鋼板の製造方法について述べる。
製造方法としては、一般的な電磁鋼板の製造方法を利用することができる。
すなわち、所定の成分調整がなされた溶鋼を、通常の造塊法もしくは連続鋳造法により、スラブを製造してもよいし、100mm以下の厚さの薄鋳片を直接鋳造法で製造してもよい。
前述した添加が望ましい成分は、途中工程で加えることは困難であることから、溶鋼段階で添加する事が望ましい。
スラブは、通常の方法で加熱して熱間圧延するが、インヒビターレスの成分系ではインヒビターを固溶させるための高温焼鈍を必要としないため、1300℃以下の低温とすることがコスト低減目的のため必須である。望ましくは1250℃以下である。
次いで、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。熱延板焼鈍温度は950〜1150℃程度とするのが望ましい。それ未満では、未再結晶部が残存し、一方それ超では焼鈍後の粒径が粗大化しすぎるため、その後の一次再結晶集合組織が不適切となる。望ましくは1000℃以上1100℃以下である。
熱延後あるいは熱延板焼鈍後の鋼板は、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とする。中間焼鈍の焼鈍温度は、900〜1200℃の範囲とするのが好ましい。900℃未満では、中間焼鈍後の再結晶粒が細かくなり、さらに、一次再結晶組織におけるゴス核が減少して製品板の磁気特性が低下する。一方、1200℃を超えると、熱延板焼鈍と同様、結晶粒が粗大化し過ぎて、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなる。
また、最終板厚とする冷間圧延（最終冷間圧延）は、冷間圧延時の鋼板温度を100〜300℃の温度に上昇させて行う温間圧延としたり、冷間圧延の途中で100〜300℃の温度で時効処理を１回または複数回施したりすることが、一次再結晶集合組織を改善し、磁気特性を向上するのに有効である。
最終板厚とした冷延板は、その後、脱炭焼鈍を兼ねた一次再結晶焼鈍を施す。この一次再結晶焼鈍における焼鈍温度は、脱炭焼鈍を伴う場合は、脱炭反応を速やかに進行させる観点から、800〜900℃の範囲とするのが好ましく、また、雰囲気は湿潤雰囲気とするのが好ましい。ただし、脱炭が不要なＣ：0.005mass％以下の鋼素材を用いる場合は、この限りではない。また、一次再結晶焼鈍と脱炭焼鈍を別々に行ってもよい。
一次再結晶焼鈍の加熱過程においては、400〜700℃間を50℃/s以上で急速加熱することが磁気特性が向上するため望ましい。
その後、MgOを主体とする焼鈍分離剤を適用した後に二次再結晶組織を発達させると共にフォルステライト被膜を形成させる二次再結晶焼鈍を行う。二次再結晶焼鈍は、二次再結晶発現のために800℃以上の温度が望ましい。また、前述した理由により、室温から1000℃までの昇温速度は15〜100℃/hとすることが望ましく、さらに高温域での保定温度は1150℃以上とすることが望ましい。さらに、高温域での保定の際の保定時間は８時間以上とすることが望ましい。
二次再結晶焼鈍後には、付着した焼鈍分離剤を除去するために、水洗やブラッシング、酸洗を行うことが有用である。その後、平坦化焼鈍を行い形状を矯正することが鉄損低減のために有効である。
鋼板を積層して使用する場合には、鉄損を改善するために、平坦化焼鈍の前または後に、鋼板表面に絶縁コーティングを施すことが有効である。鉄損低減のために鋼板に張力を付与できるコーティングが望ましい。バインダーを介した張力コーティング塗布方法や物理蒸着法や化学蒸着法により無機物を鋼板表層に蒸着させ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。
（実施例１）
質量％で、Ｃ：0.051％、Si：3.45％、Mn：0.16％、Al：22ppm、Ｎ：13ppm、Ｓ：16ppm、Se：20ppmおよびＰ：0.09％を含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1200℃で80分均熱するスラブ加熱を施したのち、熱間圧延により2.2mmの厚さに仕上げた。その後、1000℃で20秒、乾燥窒素雰囲気中で熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により0.23mmの板厚に仕上げたのち、840℃で70秒、52%H2-48%N2、露点60℃の湿潤雰囲気中にて脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施した。さらに、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、1225℃の水素雰囲気下で保定する二次再結晶焼鈍を行った。この際、二次再結晶焼鈍の昇温速度と1225℃での保定時間を表１に示す種々の範囲で変化させた。
かくして得られた製品板の高周波鉄損Ｗ10/200（200Hzで1.0Ｔまで励磁した際の鉄損）をJIS C 2550に記載の方法で測定した。また、打ち抜き性を評価するために、ダイス径が15mmφのスチールダイスによる連続打ち抜き試験を行い、打ち抜かれたサンプルのかえり高さが50μmに達するまでの打ち抜き回数を測定した。さらに、製品板を酸洗マクロして２次再結晶粒を露わにし、その平均粒径と同一結晶粒の表裏面の各面積及び表裏面とも重なり合う面積を求め、さらに重なり合う面積の面積率を求めた。また、結晶粒径が0.1〜2.0mmの範囲の微細粒の個数を測定し、単位面積当たりの数密度を求めた。高周波鉄損Ｗ10/200が４．５０Ｗ／ｋｇ以下かつ打ち抜き回数が６．０×１０３回以上である場合に、良好な結果が得られたと判断した。この評価基準は実施例２においても同様である。
得られた結果を表１に併記する。
Figure 2019131974
同表から明らかなように、２次再結晶粒の平均粒径、微細粒の個数および同一結晶粒で表裏面とも重なり合う面積の面積率が本発明の範囲を満足する場合には、良好な高周波鉄損特性と打ち抜き性が得られることが分かる。
（実施例２）
表２に示す成分を含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1150℃で35分均熱するスラブ加熱を施したのち、熱間圧延により1.8mmの厚さに仕上げた。その後、1100℃で20秒、乾燥窒素雰囲気中で熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により0.23mmの板厚に仕上げたのち、825℃で170秒、38%H2-62%N2、露点48℃の湿潤雰囲気中にて脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施した。さらに、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、1200℃で10時間、水素雰囲気下で保定する二次再結晶焼鈍を行った。二次再結晶焼鈍の昇温速度は20℃/hとした。
得られた製品板の高周波鉄損Ｗ10/200（200Hzで1.0Ｔまで励磁した際の鉄損）をJIS C 2550に記載の方法で測定した。また、打ち抜き性を評価するために、ダイス径が15mmφのスチールダイスによる連続打ち抜き試験を行い、打ち抜かれたサンプルのかえり高さが50μmに達するまでの打ち抜き回数を測定した。さらに、製品板の地鉄成分を測定した結果を、鉄損と打ち抜き回数と共に表３に示す。なお、表３には、製品板を酸洗マクロして２次再結晶粒を露わにし、その平均粒径と同一結晶粒で表裏面とも重なり合う面積の面積率を求めた結果および結晶粒径が0.1〜2.0mmの範囲の微細粒の個数を測定した結果も併せて示す。
Figure 2019131974
Figure 2019131974
表３から明らかなように、成分組成が本発明範囲を満足し、かつ２次再結晶粒の平均粒径、微細粒の個数および同一結晶粒で表裏面とも重なり合う面積の面積率が適正範囲を満足する場合には、良好な高周波鉄損特性と打ち抜き性が得られることが分かる。
１０ 方向性電磁鋼板
２０ フォルステライト被膜
Ｐ 結晶粒
Ｐ１ 粗大な二次再結晶粒
Ｐ２ 微細粒
Ｓ０ 重なり合う領域の面積
Ｓ１ 表側の露出面の面積
Ｓ２ 裏側の露出面の面積
ｔ 板厚

Claims (3)

  1. 質量％で、
    Si：1.5〜8.0％、
    Mn：0.02〜1.0％
    を含有し、かつ、
    Sn：0.010〜0.400％、
    Sb：0.010〜0.400％、
    Mo：0.010〜0.200％、
    Ｐ：0.010〜0.200％
    のうち少なくとも一種を含有し、
    残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分であり、
    平均粒径が５mm以上の粗大な二次再結晶粒と結晶粒径が0.1〜2.0mmの微細粒とを含む結晶粒を有し、
    前記粗大な二次再結晶粒の少なくとも一部は鋼板の板厚方向に貫通して前記鋼板の表面側および裏面側でそれぞれ露出し、
    前記表面側および裏面側での前記粗大な二次再結晶粒の各露出面の投影面が少なくとも一部で重なり合い、前記各露出面の平均面積に対する、前記重なり合う領域の面積の面積率が80％以上であり、かつ、
    前記微細粒を単位面積当たりの数密度で0.6〜40個/cm2含むことを特徴とする方向性電磁鋼板。
  2. 前記微細粒の結晶方位とゴス方位との方位差角の平均が15°以上である、請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
  3. さらに質量％で、
    Cr：0.01〜0.50％、
    Cu：0.01〜0.50％％、
    Ni：0.01〜0.50％、
    Bi：0.005〜0.50％、
    Ｂ：２〜25ppm、および
    Nb：10〜100ppm
    のうちから選んだ一種または二種以上を含有する、請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板。
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