WO2004040024A1 - 方向性電磁鋼板の製造方法および方向性電磁鋼板 - Google Patents

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WO2004040024A1
WO2004040024A1 PCT/JP2003/013692 JP0313692W WO2004040024A1 WO 2004040024 A1 WO2004040024 A1 WO 2004040024A1 JP 0313692 W JP0313692 W JP 0313692W WO 2004040024 A1 WO2004040024 A1 WO 2004040024A1
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annealing
steel sheet
grain
less
mass
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PCT/JP2003/013692
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Takashi Terashima
Minoru Takashima
Yasuyuki Hayakawa
Original Assignee
Jfe Steel Corporation
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    • H01F1/16—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys in the form of sheets

Definitions

  • the present invention relates to a grain-oriented electrical steel sheet having good magnetic properties and bend properties, and a method for stably manufacturing the same.
  • the shape of the steel sheet is not particularly limited. However, when the steel sheet is manufactured as a strip-shaped, that is, as a steel strip, the present invention has an advantageous effect. Background art
  • Patent Document 1 a method using MnS and MnSe as inhibitors (disclosed in Patent Document 1) and a method using A1N have been industrially practically used. Further, a method using a nitride such as BNTi, Zr, or V is also known.
  • the final finish annealing usually includes a secondary recrystallization annealing and a subsequent purification annealing for the purpose of film formation and purification.
  • the secondary recrystallization annealing is performed in various atmospheres, it is considered preferable to perform it in an atmosphere containing nitrogen in order to stabilize the behavior of the nitride effective as an inhibitor.
  • the purification annealing is generally performed in an atmosphere mainly composed of hydrogen, preferably in a hydrogen atmosphere, in order to promote the removal of impurities in steel such as inhibitor components.
  • an atmosphere mainly composed of hydrogen preferably in a hydrogen atmosphere, in order to promote the removal of impurities in steel such as inhibitor components.
  • nitrogen in steel is not reduced, and there is little improvement in magnetic properties, so nitrogen is not used much.
  • Patent Literature 2 describes an adverse effect of a nitrogen atmosphere (about 0.1 to 0.4 atm) in purification annealing.
  • the pure annealing is generally performed at 1180 ° C. or higher. If the temperature of the purification annealing is lower than 1180 ° C, impurities such as S and Se in the steel become poor purification, and the poor purification leads to deterioration of the bend characteristic.
  • the bend characteristic is evaluated according to the repeated bending test specified in JIS C 2550.
  • a test piece with a width of 30 band is cut out from a steel sheet, and repeatedly bent at right angles while applying tension to the test piece, and the number of times until a crack formed in the test piece penetrates the plate in the thickness direction is measured and evaluated.
  • the method using an inhibitor is a useful method to stably develop secondary recrystallized grains, but since the precipitates must be finely dispersed, the slab heating before hot rolling should be 1300 ° C or more. It is necessary to perform at high temperature.
  • the high heat of the slab causes (1) increased equipment costs, (2) reduced yield due to increased scale generated during hot rolling, and (3) complicated equipment maintenance. Yes, etc.
  • Patent Document 3 Patent Document 4
  • Patent Document 5 Patent Document 5
  • Patent Document 3 discloses that a silicon steel sheet obtained by smelting a high-purity raw material such as electrolytic iron is rolled to a thickness of 0.2 mm or less, and then heated to a temperature of 1180 ° C or more, and furthermore, as an annealing atmosphere.
  • a technique is described in which heat treatment is performed using vacuum or inert gas, or hydrogen gas or a mixed gas of hydrogen gas and nitrogen gas to obtain a ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> oriented integrated recrystallized structure.
  • Patent Document 4 discloses that a commercially available silicon steel strip or the like is coated with an annealing separator for the purpose of purifying impurities such as A1N and MnS, and is subjected to hydrogen gas at 1100 to 200 ° C. for 3 hours or more. After cold-rolling, the sheet thickness is reduced to 0.15 thigh or less, and then 950 to; L at 100 ° C, an inert gas atmosphere such as Ar, a hydrogen gas atmosphere, or a hydrogen gas atmosphere. And an inert gas mixture atmosphere, In addition, a technique is preferably described in which the pressure is reduced and a secondary recrystallization annealing is performed.
  • Patent Document 5 discloses a method of using a silicon steel in which S, which is a particularly adversely affected impurity, is reduced to lOppm, in a non-oxidizing atmosphere having an oxygen partial pressure of 0.5 Pa or less at a temperature of 1000 to 1300 ° C. Alternatively, it is described that the final finish annealing is performed in a vacuum for a short time of 10 minutes or less.
  • the slab heating temperature does not need to be low as in the related art, but has some problems described below.
  • the plate thickness is limited to 0.2 mm or less, and 0 or 15 mm or less, respectively.
  • the thickness of grain-oriented electrical steel sheets currently used is almost 0.20 mm or more.Therefore, it is necessary to manufacture grain-oriented electrical steel sheets with excellent magnetic properties by using the surface energy described above. Is difficult.
  • inert gas dehydrogen is required as an atmosphere for final finish annealing for secondary recrystallization, and a vacuum is required as a recommended condition.
  • balancing high temperature and vacuum is extremely difficult in terms of equipment, and also increases costs.
  • surface energy in principle, only the ⁇ 110 ⁇ plane can be selected, and the growth of goss grains with the ⁇ 001> direction aligned with the rolling direction is possible. It is not selected.
  • the final finish annealing must be performed while suppressing the formation of the surface oxidized layer, and the annealing cannot be performed with the annealing separator applied. For this reason, an oxide film similar to that of a normal grain-oriented electrical steel sheet is formed after the final annealing. It cannot be done.
  • the forsterite coating is a coating formed when MgO is applied as the main component as an annealing separator. This coating applies tension to the steel sheet surface and improves iron loss. Also, if an insulating tension coating mainly composed of phosphate is formed on the forsterite film, the adhesion of the coating can be ensured and the iron loss can be further improved.
  • the present inventors have developed a technology for developing Goss-oriented crystal grains by secondary recrystallization by controlling the difference in grain boundary movement speed for a material containing no inhibitor-forming component (described in detail later). It was proposed in Patent Document 6 and Patent Document 7, and the like. These techniques can solve the various problems described above because the crystal grains can be aligned in Goss orientation without using surface energy. For example, in this technique, there is no restriction on the surface condition of the steel sheet, so that an annealing separator is applied at the time of final finish annealing to form a film such as a forsterite film, thereby improving iron loss and the like.
  • Patent Document 6 The grain-oriented electrical steel sheet proposed in Patent Document 6 and the like will be referred to as an inhibitor free steel sheet for convenience.
  • purification annealing in the conventional sense is not necessarily required
  • the temperature may be raised to a temperature necessary for forming a film such as a forsterite film.
  • Patent Document 6 describes the final finish annealing conditions in which heating is performed at a rate of about 15 to 20 ° C. Zh from about 950 ° C. to 1050 ° C. in an atmosphere such as a nitrogen atmosphere or a nitrogen-containing atmosphere to finish annealing. Have been.
  • Patent Literature 7 discloses a technique for performing a final treatment at 1180 ° C for 5 hours in a hydrogen atmosphere after raising the temperature to 1180 ° C in a 50% hydrogen to 50% nitrogen atmosphere. It has been done. However, the operational load is reduced compared to the case where a material containing an inhibitor component is used. For example, a sufficient effect can be obtained by purification annealing at a lower temperature. There is also a technique in which the boundary between the secondary recrystallization annealing and the purification annealing is ambiguous.
  • Patent Document 7 as the final finish annealing, up to about 1100 ° C in a 50% hydrogen-nitrogen 50% atmosphere.
  • a technology for increasing the temperature at about 0 ° C / h and a technique for heating at 1200C to 15 ° C / h in a hydrogen atmosphere are disclosed.
  • Patent Document 8 discloses a nitrogen atmosphere, an Ar atmosphere, a hydrogen atmosphere, a hydrogen 50% -nitrogen 50% atmosphere, a nitrogen 50% -Ar 50% atmosphere, and the like. A technique of performing final finish annealing at about 1000 to 1150 ° C. in each atmosphere is disclosed.
  • Patent Document 1 JP-B-51--13469
  • Patent Document 2 JP-A-11-158557
  • Patent Document 3 JP-A-64-55339
  • Patent Document 4 JP-A-2-57635
  • Patent Document 5 Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-197197
  • Patent Document 6 JP-A-2000-129356
  • Patent Document 7 JP-A-2000-119824
  • Patent Document 8 JP-A-2000-119823 DISCLOSURE OF THE INVENTION
  • the steel sheet is likely to break in the middle of the steel sheet punching line or cracks are likely to occur in the manufacture of wound transformers.
  • These problems occur even if, for example, the electrical steel sheet manufactured as a steel strip has poor bendability only at a part in the width direction (for example, the end in the width direction).
  • the present invention is intended to improve the technique for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet (inhibitor-free steel sheet) without using an inhibitor, which is disclosed in Patent Document 6, etc., and to avoid deterioration of bend characteristics.
  • the gist configuration of the present invention is as follows.
  • a steel slab containing C: 0.08 mass% or less, Si: 2.0 to 8.0 mass% and ⁇ : 0.005 to 3.0 mass% is rolled into a cold-rolled steel sheet, and then A method for producing a grain-oriented electrical steel sheet comprising the steps of performing decarburizing annealing as necessary, applying an annealing separator as necessary, performing secondary recrystallization annealing, and subsequently performing purification annealing.
  • the steel slab has a component composition in which A1 is less than ⁇ m and N, S, and Se are each reduced to 50 ppm or less, and the pure annealing is performed in a temperature range of 1050 ° C. or more, and the pure annealing temperature is increased.
  • the hydrogen partial pressure of the atmosphere in the temperature range exceeding 1170 ° C is set to 0.4 atm or less. If the purification annealing temperature is 1170 ° C or less, 1050 ° C or more. Grain-oriented magnetic steel with excellent bend characteristics characterized by adjusting the hydrogen partial pressure of the atmosphere in the temperature range below 0.8 atm or less. The method of production.
  • an annealing separator containing MgO as a main component as the annealing separator.
  • the steel slab is subjected to hot rolling, and thereafter, if necessary, hot-rolled sheet annealing is performed, and one or more cold rolling forces or two or more times of intermediate annealing are sandwiched. It is preferable to include a step of performing the cold rolling of the steel sheet to form the cold-rolled steel sheet.
  • the nitrogen in the atmosphere in which the hydrogen partial pressure is controlled is preferably less than 50% by volume fraction.
  • the steel slab further comprises one or more of M: 0.005 to: 1.50 mass% and Cu: 0.01 to: 50 mass%.
  • the steel slab is further Contains any one or more of Cr, As, Te, Sb, Sn, P, Bi, Hg, Pb, Zn and Cd at a total of 0.505 to 0.50 mass%, and
  • the purification annealing temperature exceeds 1170 ° C
  • the hydrogen partial pressure of the atmosphere in a temperature range exceeding 1170 ° C is set to 0.2 atm or less
  • the purification annealing temperature is 1170 ° C or less
  • the additional element is preferably one or more of As, Te, Sb, Sn, P, Bi, Hg, Pb, Zn and Cd.
  • the rolling includes a cold rolling step of obtaining a cold-rolled steel strip, and the secondary re-rolling is performed on the cold-rolled steel strip.
  • a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet having excellent bend characteristics characterized in that a strip-shaped grain-oriented electrical steel sheet is obtained by performing crystal annealing and the above-described purification annealing, and a strip produced by the method. (Strip-shaped) grain-oriented electrical steel sheet (also called grain-oriented electrical steel strip).
  • Fig. 1 is a graph showing the frequency (%) of grain boundaries having a misorientation angle of 20 to 45 ° before final finish annealing for each grain orientation.
  • Figure 1 shows that the frequency of grain boundaries with a misorientation angle of 20 to 45 ° is highest in the Goss orientation.
  • the grain boundaries with a misorientation angle of 20 to 45 ° are high energy grain boundaries.
  • the free space within the grain boundaries is large and messy. Since grain boundary diffusion is a process in which atoms move through grain boundaries, high-energy grain boundaries with large free space in the grain boundaries diffuse faster.
  • Goss-oriented grains in the primary recrystallized structure contain many high-energy grain boundaries, and the role of the inhibitor is that the Goss-oriented grains, which are high-energy grain boundaries, interact with the other grain boundaries. This is to cause a difference in moving speed. Therefore, if a difference in the moving speed of the grain boundary can be generated without using an inhibitor, it becomes possible to accumulate Goss orientation in secondary recrystallization.
  • a high energy grain boundary should originally have a higher moving speed than other grain boundaries.
  • impurity elements present in steel tend to segregate at grain boundaries, especially at high-energy grain boundaries.Therefore, when a large amount of impurity elements is contained, there is a difference in the moving speed between the high-energy grain boundaries and other grain boundaries. It is considered missing.
  • the above is the manufacturing principle of the inhibitor-free steel sheet.
  • pure annealing is performed for the purpose of purifying impurities remaining or forming a forsterite film or the like. But it was newly found.
  • This precipitation of Si nitride at the grain boundary is considered to be due in part to the fact that nitrogen remains in the base iron even after pure annealing. Therefore, it is theoretically possible to avoid degradation of bend characteristics by sufficiently performing purification annealing.
  • the degree of purification within the coil is not uniform, and there is a limit to avoiding bend failure due to purification.
  • the formation reaction of the coating film is delayed by the inhibitor component in the steel, so that the nitrogen in the steel can be easily purified.
  • inhibitor-free steel sheets originally contain few impurities in steel, dense coatings are likely to be formed, and it is difficult to purify nitrogen in steel. For this reason, a new method is required to avoid precipitation at the grain boundaries as Si nitride. Therefore, as a result of a detailed examination of the coil, the bend characteristics were poor only at the coil end, despite the fact that there was no difference in the amount of nitrogen remaining between the coil end (width direction) and the coil center (same). It turned out that.
  • the coil end refers to a region between the extreme end in the width direction of the coil and a position about 100 mm from the extreme end.
  • chemical composition of the electromagnetic steel material (usually steel slab) is, C: about 0 ⁇ 0 8 ma SS% or less, S i: about 2, 0 to about 8. 0 mass% and Mn: about 0.1 005 ⁇ It is assumed that it contains about 3.0 mass%, A1 is less than about 100 ppm, and N, S and Se are each reduced to about 50 ppm or less (mass ppm; the same applies hereinafter).
  • C content exceeds about 0.08 mass% at the material stage, it becomes difficult to reduce C to about 50 ppm or less where magnetic aging does not occur even if decarburization annealing is performed. It must be limited to 08mass% or less. There is no lower limit of the amount of C in terms of material properties, and there is no problem in terms of O mass%, but reduction to about lppm is the industrial limit. Si: about 2.0 to about 8.0 mass%
  • the Si content of Si which effectively contributes to the improvement of iron loss by increasing the electrical resistance, is less than about 2.0 mass%, a sufficient iron loss reduction effect cannot be obtained, while about 8.0 mass% If it exceeds, the workability deteriorates, so the Si content should be about 2.0 to about 8.0 mass%.
  • Mn is a force S, which is an element necessary for improving hot workability, and its addition effect is poor when it is less than about 0.005 mass%, while magnetic flux when it exceeds about 3.0 ma SS % Since the density decreases, the amount of Mn should be about 0.005 to about 3.0 mass%.
  • A1 Less than about 100 ppm and N, S and Se: about 50 ppm or less each
  • the lower limit value of A1 is a suitable value from the viewpoint of the cost of reducing A1.
  • the content of S and Se is more preferably about 45 ppm or less.
  • N be reduced to about 50 pPm or less in order to prevent formation of Si nitride after the purification annealing.
  • the preferred range is about 50 PPm or less.
  • O ppm may be used, but the industrial limit of reduction is considered to be about lppm.
  • reducing the nitride-forming elements Ti, Nb, B, Ta, V, etc. to about 50 ppm or less, respectively, is advantageous in preventing core loss deterioration and ensuring good workability.
  • Ti is more preferably set to 20 ppm or less.
  • the essential components and the suppressing components have been described. However, in the present invention, other elements described below can be appropriately contained. That is, Ni: about 0.005 for the purpose of improving the hot rolled sheet structure and magnetic properties.
  • Either one or two of about -1.5 mass% and Cu: about 0.01 -about 1.50 mass% can be added.
  • the amount of each addition is less than the lower limit, the amount of improvement in the magnetic properties is small, while if it exceeds the upper limit, the secondary recrystallization becomes unstable and the magnetic properties deteriorate, so that it is preferable to set each of the above ranges.
  • any one or more of As, Te, Sb, Sn, P, Bi, Hg, Pb, Zn and Cd may be used in a total amount of about 0.505 to about 0.50 mass. % Can be added.
  • one or more selected from the group in which Cr is further added to the element group may be added in a total amount of about 0.0050 to about 0.50 mass%.
  • the balance is preferably iron and unavoidable impurities.
  • the unavoidable impurities include O and the like in addition to those described above.
  • the O content is preferably about 40 ppm or less.
  • the molten steel adjusted to the above preferable component composition is refined by a known method using a converter, an electric furnace or the like, and if necessary, subjected to a vacuum treatment or the like, and then subjected to a normal ingot-forming method or a continuous forming method.
  • a slab (steel slab) is manufactured using Alternatively, a thin piece having a thickness of about 100 or less can be directly manufactured using a direct manufacturing method or the like.
  • the slab may be subjected to hot rolling immediately after heating without subjecting the slab to a hot rolling process.
  • hot rolling may be performed, or hot rolling may be omitted and the process may be directly performed in the subsequent steps.
  • Slurry heating temperature before hot rolling should be kept below 1250 ° C. 1 It is particularly desirable to reduce the amount of scale generated during hot rolling. In addition, it is desirable to lower the slab heating temperature in order to make the crystal structure finer and to harm the harmful effects of the inhibitor-forming components that are inevitably mixed in, thereby realizing a uniform primary recrystallized structure.
  • it is usually heated to about 1000 ° C or more.
  • the preferred slab heating temperature is about 1100 to about 1250 ° C.
  • hot-rolled sheet annealing is performed as necessary. For example, by hot-rolled sheet annealing, the goss structure of the product sheet can be highly developed.
  • the hot-rolled sheet annealing temperature is preferably in the range of about 800 to about 1100 ° C. If the hot-rolled sheet annealing temperature is less than about 800 ° C, the band structure during hot rolling remains and the degree of sizing of the primary recrystallization structure is reduced, so that the secondary recrystallization is insufficiently developed. On the other hand, if the hot-rolled sheet annealing temperature exceeds about 1100 ° C, the grain size after hot-rolled sheet annealing becomes coarse, which is not preferable for realizing the primary recrystallized structure of sized grains. More preferred hot rolled sheet temperature is about 900 to about 1100 ° C.
  • cold rolling is performed.
  • the cold rolling may be performed once, or may be performed multiple times as necessary.
  • intermediate annealing is usually performed between each cold rolling.
  • the conditions for the intermediate annealing may be in accordance with a conventional method. In a normal process using a slab or the like as a starting material, the cold-rolled steel sheet becomes a strip-shaped cold-rolled steel strip.
  • the rolling temperature should be about 100 to about 300 ° C, and aging treatment in the range of about 100 to about 300 ° C during Z or cold rolling should be performed once or multiple times. Is effective in developing Goss tissue.
  • decarburizing annealing is performed as necessary to reduce C to about 5 ppm or less, at which magnetic aging does not occur. Preferably, it is reduced to about 30 ppm or less.
  • the decarburization annealing is preferably performed in a temperature range of about 700 to about 1000 ° C using a humid atmosphere.
  • the amount of Si may be increased by a siliconizing method.
  • an annealing separator mainly composed of MgO is applied, and the final refining annealing consisting of secondary recrystallization annealing and purification annealing is performed to develop the secondary recrystallized structure.
  • a forsterite film is formed.
  • MgO contains about 80 ma SS % or more of the annealing separator.
  • a non-forsterite film may be formed by using an annealing separator containing a main component other than MgO instead.
  • the main component is O 2 .
  • the application of the annealing separating agent may be omitted.
  • the secondary recrystallization annealing is preferably performed at about 1050 ° C. or less, and particularly preferably at about 900 ° C. or less when performing soaking.
  • the secondary recrystallization annealing is preferably performed in the above temperature range for at least 10 hours. For this reason, in the final finish annealing, the cold-rolled steel strip is generally subjected to batch-type annealing in the form of a coil.
  • the annealing temperature is preferably set to about 1050 ° C. or more from the viewpoint of forming a good forsterite film or the like. The upper limit is about 1300 ° C from the viewpoint of cost.
  • the purification annealing time is preferably 1 to 20 hours. Furthermore, in the case of purification annealing, it is important to adjust the annealing atmosphere as described below in order to avoid deterioration of bend characteristics.
  • the purification annealing temperature is 1170 ° C or less, adjust the hydrogen partial pressure of the atmosphere to about 0.8 atm or less in the temperature range of 1050 ° C or more.
  • the hydrogen partial pressure exceeds about 0.8 atm in the temperature range of 1170 ° C or less
  • the hydrogen partial pressure exceeds about 0.4 atm in the temperature range of more than 1170 ° C.
  • hydrogen Voids are formed in
  • N 2 dissolved in the steel precipitates as Si nitride on the voids during the cooling process, causing bend failure. Therefore, bend failure can be prevented by applying an atmosphere in which hydrogen is limited to the above range at least at the widthwise end of the coil.
  • the purification annealing temperature exceeds 1170 ° C, the influence of the atmosphere in the temperature range of 1050 ° C to: L170 ° C is relatively small, so there is no need to limit the hydrogen concentration in this temperature range. Further, from the viewpoint of preventing explosion, it is preferable that the total pressure in the annealing furnace during the purification annealing is l. Oatm or more. At this time, as the gas for adjusting the hydrogen partial pressure, an inert gas such as Ar, Ne, and He is preferable. The use of nitrogen is not prohibited, but is not preferred for the purpose of promoting the purification of nitrogen in steel. Even if nitrogen is used, it is preferably less than 50% by volume.
  • one or more of Cr, As, Te, Sb, Sn, P, Bi, Hg, Pb, Zn and Cd are contained in steel for the purpose of improving iron loss. It can be contained. However, increasing the content of these elements accelerates hydrogen erosion. Therefore, when these elements are included in a total of about 0.0050 maSS % or more, it is preferable to apply the following annealing atmosphere conditions instead of the above.
  • the purification annealing temperature is 1170 ° C or less, adjust the hydrogen partial pressure of the atmosphere to about 0.6 atm or less in the temperature range of 1050 ° C or more.
  • the purification annealing temperature exceeds 1170 ° C, adjust the hydrogen partial pressure of the atmosphere to about 0.2 atm or less in the temperature range exceeding 1170 ° C.
  • the total amount of these elements accelerating hydrogen erosion is more than about 0.5 mass%, the effect of improving the bend characteristics cannot be obtained even by the method of the present invention.
  • secondary recrystallization annealing and purification annealing are usually performed continuously, The body is called final finish annealing.
  • the secondary recrystallization annealing and the purification annealing are performed in this order as separate annealing steps.
  • the application of the annealing separating agent may be performed before either annealing.
  • the shape is corrected by flattening annealing.
  • it is effective to further apply an insulating coating for imparting tension to the steel sheet surface.
  • the flattening annealing, the tension film applying step, and the accompanying steps are collectively referred to as a flattening step.
  • the magnetic steel sheet according to the present invention is manufactured by performing final finish annealing by coil patch annealing, favorable bend characteristics can be obtained over the entire width direction of the coil. That is, the bend characteristics after the final annealing have not deteriorated until the end in the width direction. For this reason, the end bend characteristics are excellent even after a flattening process such as a flattening annealing after the final finish annealing. Further, the flatness in the flattening step and the subsequent steps is also good.
  • C is reduced to about 50 ppm or less, and S, Se and A1 are reduced to about 15 ppm or less by the purification treatment. You. The N also becomes less reduced by about 35 P pm with pure I spoon treatment (conventional analytical limit of about 5 ppm). Other components are almost the same as the slab composition.
  • a steel slab composed of inevitable impurities was heated to a temperature of 1200 ° C, and then hot-rolled into a hot-rolled 2.2-inch coil.
  • the hot-rolled sheet was subjected to hot-rolled sheet annealing at 1000 ° C for 30 seconds to remove scale on the steel sheet surface, and then cold-rolled by a tandem rolling mill to a final sheet thickness of 0.28 mm.
  • the pressure was adjusted to each value in Table 1.
  • the total pressure of the above atmosphere was 1. Oatm, and the remaining gas was 1.
  • Table 1 shows the results of an investigation of the magnetic properties (B 8 : magnetic flux density at 800 A / m of magnetic force) and bend properties of the product sheet thus obtained.
  • the characteristics of the site where the bend characteristics of the coil were evaluated were measured.
  • the bend characteristics were measured by taking a 30 mm wide test specimen from the end of the coil in the width direction, specifically at the position of 45 thighs from the end, and performing a repeated bending test specified in JIS C2550.
  • those having cracks in less than 6 times were regarded as defective (the same applies to the following examples).
  • the bend characteristics were similarly examined at the center of the coil in the width direction, and the results were all good (the measurement results at the center were omitted in the table).
  • Table 1 shows that in the example satisfying the conditions of the present invention, excellent bend characteristics are obtained even at the end in the width direction of the coil.
  • Example 2 shows that in the example satisfying the conditions of the present invention, excellent bend characteristics are obtained even at the end in the width direction of the coil.
  • MgO of 90 mass% Ti0 2 are coated with the annealing separator containing 10 mass% of a product plate subjected to final finish baked blunt batch annealing type cold-rolled steel strip Koiru.
  • the No.43 steel were coated with an annealing separating agent consisting of A1 2 0 3.
  • Table 2 shows the results of the secondary recrystallization annealing, which is held at 850 ° C for about 50 hours. The temperature was raised at a rate of 25 ° C. Zh up to the various annealing temperatures shown in Table 1 and Table 2-2, and annealing was performed at the same temperature for 5 hours.
  • the purification annealing temperature exceeds 1170 ° C, the temperature range is higher than 1170 ° C, and when the purification annealing temperature is 1170 ° C or lower, the temperature range is 1050 ° C or higher.
  • the hydrogen partial pressure was adjusted to the values shown in Table 2-1 and Table 2-2.
  • the total pressure of the atmosphere was l. Oatm, and the remaining gas was Ar. However, for No.44 steel, the total pressure was 1. latm. In the case of No. 45 steel, the remaining gas was 10% by volume of nitrogen and the remaining Ar gas.
  • Table 2_1 and Table 2-2 show the results of investigations on the magnetic properties and bend properties of the product sheets thus obtained.
  • C excluding No. 42 steel
  • Al, S, Se and N were less than 15 ppm.
  • Table 2-1 and Table 2-2 show the results for the bend characteristics of the coil in the width direction end, as in Example 1. In the central part in the width direction, all the steel sheets had good bend characteristics.
  • a steel slab containing the component composition shown in Table 3, substantially not containing Se, and the balance substantially consisting of iron and unavoidable impurities was heated to 1200 ° C, and then hot-rolled.
  • a 2 mm thick hot rolled sheet coil was used.
  • the hot-rolled sheet was subjected to hot-rolled sheet annealing at a temperature of 1000 ° C for 30 seconds to remove scale on the surface of the steel sheet, and then cold-rolled by a tandem rolling mill to a final sheet thickness of 0.28 thigh. .
  • degreasing process After the decarburization annealing that holds 120 seconds at the soaking temperature 840 ° C, MgO and 90 mass%, are coated with the annealing separator containing Ti0 2 10 mass%, cold rolled steel strip The coil was subjected to a batch annealing type final finish annealing to obtain a product plate.
  • Table 3 shows the results of the bend characteristics for the end portions in the width direction of the coil, as in Example 1. At the center in the width direction, all the steel sheets had good bend characteristics. Table oo 3
  • a steel slab having the same composition as in Example 1 was heated to a temperature of 1200 ° C. and then hot-rolled to obtain a 2.4-arm thick hot-rolled sheet coil. After removing the scale on the steel sheet surface without subjecting the hot-rolled sheet to annealing, the sheet was cold-rolled by a tandem rolling mill to a final thickness of 0.28 mm.
  • Cold rolling is performed in two parts, and the first cold rolling is performed at a steel sheet temperature of 80 ° C to a sheet thickness of 1.6 mm, followed by an intermediate annealing at 1000 ° C for 60 seconds, A second cold rolling was performed at a steel sheet temperature of 200 ° C.
  • the temperature rise range between about 900 ° C and about 1050 ° C corresponds to secondary recrystallization annealing, and the subsequent temperature rise and soaking correspond to pure Eich annealing.
  • the hydrogen partial pressure at 1050 ° C or higher was 0.6 atm (total pressure: 1. Oatm).
  • the content of C, Al, S, Se and N in the product plate was less than 15 ppm.
  • the bend characteristics of the obtained steel sheet were good at both the center and the ends in the width direction of the coil. Further, the magnetic flux density B 8 was 1. 87T. Industrial potential
  • ADVANTAGE OF THE INVENTION when manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet without using an inhibitor, in particular, it is possible to improve the bend characteristics of a product sheet, and therefore, it is possible to stably provide a grain-oriented electrical steel sheet having excellent coating properties. I can do it.

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Abstract

Alを100ppm未満、Ｎ、ＳおよびSeをそれぞれ50ppm以下に低減した鋼を出発材とした方向性電磁鋼板の製造方法において、純化焼鈍を1050℃以上の温度域で施すとともに、この純化焼鈍温度が1170℃を超える場合は、1170℃を超える温度域における雰囲気の水素分圧を0.4atm以下に、また、この純化焼鈍温度が1170℃以下の場合は、1050℃以上の温度域における雰囲気の水素分圧を0.8atm以下に、それぞれ調整することにより、上記不純物元素の低減に伴うベンド特性の劣化を回避する。

Description

明 細 書 方向性電磁鋼板の製造方法および方向性電磁鋼板 技術分野
この発明は、磁気特性およびベンド特性の良好な方向性電磁鋼板およびそれを安 定して製造する方法に関するものである。 なお、鋼板の形状はとくに限定されな いが、 帯状 （strip-shaped) 、 すなわち鋼帯として製造した場合、 とくに本発明は 有利な効果を奏するものである。 背景技術
[従来の技術]
方向性電磁鋼板の製造に際しては、 インヒビターと呼ばれる析出物を使用して、 最終仕上焼鈍中に Goss方位粒と呼ばれる { 1 1 0 } < 0 0 1 >方位粒を優先的に二 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、インヒビターとして Mn S， MnSeを使用する方法（特許文献 1に開示）や、 A1Nを使用する方法が工業的に実用化されている。 また、 B N Ti， Zr, V等 の窒化物を使用する方法も知られている。
ところで、特許文献 1などに記載される従来の方法においては、最終仕上焼鈍は、 通常、 二次再結晶焼鈍と、 引き続き施される、被膜形成並びに純化を目的とした純 化焼鈍とからなる。
二次再結晶焼鈍は種々の雰囲気で行なわれるが、インヒビターとして有効な窒化 物の挙動を安定させるために窒素を含有する雰囲気下で行うことが好適とされて いる。 他方、 純化焼鈍は、 インヒビター成分等の鋼中不純物の除去を促進するために、 一般に水素を主体とした雰囲気中、 好ましくは水素雰囲気中で行われる。 とくに、 雰囲気中の窒素量が高いと鋼中の窒素の低減が進まず、磁気特性の改善が少ないた め、 窒素はあまり用いられない。 例えば、 純化焼鈍における窒素雰囲気 （0.1〜0. 4atm程度） の悪影響が、 特許文献 2に記載されている。 なお、純ィ匕焼鈍は一般に 1180°C以上で行なわれることが好適とされる。純化焼鈍 の温度が 1180°C未満では、鋼中の Sおよび Seに代表される不純物が純化不良になり、 この純化不良が原因でベンド特性の劣化をまねくことになる。
ここで、 ベンド特性は、 JIS C 2550に規定された繰り返し曲げ試験に従って評 価される。すなわち、鋼板より幅 30匪の試験片を切り出し、 これに張力をかけつつ 繰り返し直角に曲げて、試験片に生じた亀裂が板を板厚方向に貫通するまでの回数 を測定して評価される。 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 法であるが、析出物を微細に分散させなければならないので、熱延前のスラブ加熱 を 1300°C以上の高温で行うことが必要とされる。
し力 しながら、 スラブの高¾¾口熱は、 （1)設備コストが嵩む、 （2)熱間圧延時に 生成するスケール量が増大するので歩留りが低下する、（3)設備のメンテナンスが 煩雑になる、 等の問題がある。
これに対して、 ィンヒビターを使用しないで方向性電磁鋼板を製造する方法が、 特許文献 3、 特許文献 4および特許文献 5等に開示されている。
これらの技術に共通していることは、 表面エネルギーを駆動力として { 1 1 0 } 面を優先的に成長させることを意図していることである。そのため、予め鋼板中の 不純物を低減した後、表面酸ィヒ物の生成を抑制すべく雰囲気を制御した状態で高温 の最終仕上焼鈍を行って 2次再結晶を促している。
例えば、特許文献 3には、電解鉄等の高純度の原料を溶製して得られた珪素鋼板 を板厚 0. 2mm以下に圧延した後、 1180°C以上の温度で、 しかも焼鈍雰囲気として真 空または不活性ガス、あるいは水素ガスまたは水素ガスと窒素ガスとの混合ガスを 使用して熱処理を施し、 {110} <001>方位の集積した再結晶組織を得る技術が 記載されている。
また、特許文献 4には、市販の珪素鋼帯等に A1Nや MnS等の不純物を純ィ匕する目的 で焼鈍分離剤を塗布し、水素ガス中で、 1100〜：200°Cで 3時間以上の純ィ匕処理を施 した後、冷延を施して板厚 0. 15腿以下とし、その後、 950〜； L100°Cの温度で Ar等の 不活性ガス雰囲気、水素ガス雰囲気、または水素ガスと不活性ガスの混合雰囲気で、 しかも好ましくはこれらを減圧して、 2次再結晶焼鈍を施す技術が記載されている。 さらに、 特許文献 5には、 特に悪影響の大きい不純物である Sを lOppmに低減し た珪素鋼を用い、 1000〜1300°Cの温度で酸素分圧が 0. 5 Pa以下の非酸化性雰囲気中 または真空中で 10分以下の短時間最終仕上焼鈍を行うことが記載されている。
これらの技術においては 2次再結晶後の純化焼鈍は重視されておらず、とりたて て純化焼鈍は開示されていない。 上記の表面エネルギーを用いた製造方法では、スラブ加熱温度は従来のように髙 温である必要はないが、 以下に述べる幾つかの問題点を有している。
まず、表面エネルギー差を有効に利用するためには、表面の寄与を大きくするた めに板厚を薄くすることが必然的に要求される。例えば、特許文献 3および 4に開 示の技術では板厚が 0. 2mm以下おょぴ 0, 15mm以下に、 それぞれ制限されている。 しかしながら、現在使用されている方向性電磁鋼板の板厚は 0. 20mm以上がほとん どであるため、上記したような表面エネルギーを利用した方法で磁気特性に優れた 方向性電磁鋼板を製造することは難しい。
また、前述のように、 2次再結晶のための最終仕上焼鈍の雰囲気として不活性ガ スゃ水素が必要とされ、さらに推奨される条件として真空とすることが要求される。 し力 し、 高温と真空の両立は設備的には極めて難しく、 またコスト高ともなる。 さらに、表面エネルギーを利用した場合には、原理的には { 1 1 0 } 面の選択の みが可能であるにすぎず、圧延方向に < 0 0 1〉方向が揃ったゴス粒の成長が選択 されるわけではない。
方向性電磁鋼板は、圧延方向に磁化容易軸 < 0 0 1 >を揃えてこそ磁気特性が向 上するので、 { 1 1 0 } 面の選択のみでは原理的に良好な磁気特性は得られなレ、。 そのため、表面エネルギーを利用する方法で良好な磁気特性を得ることができる圧 延条件や焼鈍条件は極めて限られたものとなり、その結果、得られる磁気特性は不 安定とならざるを得ない。
さらにまた、表面エネルギーを利用する方法では、表面酸ィ匕層の形成を抑制して 最終仕上焼鈍を行わねばならず、焼鈍分離剤を塗布した状態で焼鈍することができ ない。 このため、最終仕上焼鈍後に通常の方向性電磁鋼板と同様な酸化物被膜を形 成することはできない。例えば、 フォルステラィト被膜は、焼鈍分離剤として MgO を主成分として塗布した時に形成される被膜である力 この被膜は鋼板表面に張力 を与えて鉄損を改善する。また、 リン酸塩を主体とする絶縁張力コーティングをフ オルステライト被膜の上に形成させると、当該コーティングの密着性を確保してさ らに鉄損を改善することができるが、フオルステライト被膜の無い場合には密着性 が得られないために鉄損は大幅に劣化する。 そこで、発明者らは、インヒビター形成成分を含有しない素材について、粒界移 動速度差を制御することにより （詳しくは後述する） 、 Goss方位結晶粒を二次再結 晶により発達させる技術を、特許文献 6および特許文献 7等で提案した。 これらの 技術は、表面エネルギーを用いることなく結晶粒を Goss方位に揃えることが可能で あるため、上記の種々の問題を解決することが出来る。例えば、 この技術では鋼板 表面状態の制約がなく、従つて最終仕上焼鈍時に焼鈍分離剤を塗布してフォルステ ライト被膜等の被膜を形成し、鉄損等の改善を図ることができる。特許文献 6等で 提案される方向性電磁鋼板を、便宜上、インヒビターフリ一鋼板と呼ぶこととする。 特許文献 6等に提案した技術においては、 A1含有量を所定の範囲に低減し、 Sお よぴ Seの含有量も制限しているため、従来の意味での純化焼鈍は必ずしも必要では なく、 2次再結晶焼鈍後はフオルステライト被膜等の被膜の形成に必要な温度まで 昇温すればよい。 例えば、特許文献 6においては、 窒素雰囲気、 窒素含有雰囲気等 の雰囲気中で 950°C〜1050°C程度まで 15〜20°CZ h程度の速度で加熱して焼鈍を 終える最終仕上焼鈍条件が示されている。
し力 し、 これは純化焼鈍を禁ずるものではなく、鋼中不純物をさらに低減させる 純化焼鈍は、 さらなる磁気特性の改善のためにはむしろ有効である。例えば、特許 文献 7には、 最終仕上焼鈍として、 1180°Cまで水素 50%—窒素 50%雰囲気中で昇 温後、 水素雰囲気中で、 1180°Cで 5時間の保持処理を行なう技術が開示されてい る。 ただし、インヒビター成分を含む素材を用いた場合に比べ、操業上の負荷は軽 減される。 例えば、 より低温での純化焼鈍で充分な効果を得ることが出来る。 なお、 2次再結晶焼鈍と純化焼鈍の境界が曖昧な技術も有り、例えば前記特許文 献 7では最終仕上焼鈍として、 1100°C程度まで水素 50%—窒素 50%雰囲気中で 2 0°C/ h程度で昇温する技術や、水素雰囲気中にて 1200°Cまで 15°C/ hで加熱する 技術が、 開示されている。
なお、特許文献 8には、 多少趣旨は異なる力 S、 インヒビターを含まない鋼を用い て、 窒素雰囲気、 Ar雰囲気、 水素雰囲気、 水素 50%—窒素 50%雰囲気、 窒素 50%— Ar50%雰囲気などの各雰囲気中で、 1000〜； 1150°C程度で最終仕上焼鈍を施す技術が 開示されている。
〔特許文献 1〕 ： 特公昭 51 - -13469号公報
〔特許文献 2〕 ： 特開平 11 - -158557号公報
〔特許文献 3〕 ： 特開昭 64 - -55339号公報
〔特許文献 4〕 ： 特開平 2 - -57635 号公報
〔特許文献 5〕 ： 特開平 7 - - 197126号公報
〔特許文献 6〕 ： 特開 2000 - -129356号公報
〔特許文献 7〕 ： 特開 2000- -119824号公報
〔特許文献 8〕 ： 特開 2000 -119823号公報 発明の開示 '
〔発明が解決しようとする課題〕
前述のように、鋼中の Sおよび Seに代表される不純物が純化不良で充分低減され ないと、ベンド特性の劣化をまねくことになる。 これに対して、インヒビターフリ 一鋼板においては、純化焼鈍後の Sおよび Seの残留量が、ベンド特性に影響を及ぼ さないレベルに純ィ匕されている答である。それにもかかわらず、インヒビターフリ 一鋼板において製品板のベンド特性が劣化することがあるという、新たな問題が明 らかとなつた。 すなわち、従来、 ベンド特性劣化の原因であった、 Sおよび Seの純 化不良以外に、 その原因があることが示唆された。
なお、 ベンド特性に劣ると、 鋼板の打ち抜きラインの途中で鋼板が破断したり、 卷トランスの製造において鋼板に割れが発生したりし易くなる。 これらの問題は、 例えば鋼帯として製造される電磁鋼板の、 幅方向の一部のみ （例えば幅方向端部） でべンド性が劣つても発生する。 この発明は、上記特許文献 6等に開示した、インヒビターを用いない方向性電磁 鋼板（インヒビターフリー鋼板） の製造技術を改良し、ベンド特性の劣化を回避し ようとするものである。
〔課題を解決するための手段〕
この発明の要旨構成は、 次のとおりである。
(1) C： 0. 08mass%以下、 Si： 2. 0 〜8. 0 mass%およひίη： 0. 005 〜3. 0 mass% を含む鋼スラブを圧延して冷延鋼板とし、次いで必要に応じて脱炭焼鈍を行い、そ の後必要に応じて焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶焼鈍を施し、引き続き純化焼鈍 を施す工程を含む方向性電磁鋼板の製造方法において、 前記鋼スラブは A1を ΙΟΟρρ m未満、 N、 Sおよび Seをそれぞれ 50ppm以下に低減した成分組成を有し、 該純ィ匕 焼鈍を 1050°C以上の温度域で施すとともに、この純ィ匕焼鈍温度が 1170°Cを超える場 合は、 1170°Cを超える温度域における雰囲気の水素分圧を 0. 4 atm以下に、 また、 この純化焼鈍温度が 1170°C以下の場合は、 1050°C以上の温度域における雰囲気の水 素分圧を 0. 8 atm以下に、それぞれ調整することを特徴とするベンド特性に優れる 方向性電磁鋼板の製造方法。
ここで、 MgO を主成分とする焼鈍分離剤を、上記焼鈍分離剤として用いることが 好ましい。
また、 ここで、 前記圧延工程は、 前記鋼スラブに熱間圧延を施し、 その後必要に 応じて熱延板焼鈍を施し、 さらに 1回の冷間圧延力、または中間焼鈍を挟む 2回以 上の冷間圧延を施して、 前記冷延鋼板とする工程を含むことが好ましい。
さらに、前記純化焼鈍において、水素分圧を制御した前記雰囲気中の窒素が体積 分率で 50%未満であることが好ましい。
(2) 上記（1)およびその好適な様態 において、鋼スラブが、 さらに、 M : 0. 005 〜； 1. 50mass%および Cu : 0. 01〜：. 50mass%のいずれか 1種または 2種を含有する成 分組成を有することを特徴とするベンド特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法。
(3) 上記（1) または (2) およびそれらの好適な様態において、鋼スラブが、 さら に、 Cr、 As、 Te、 Sb、 Sn、 P、 Bi、 Hg、 Pb、 Znおよび Cdのいずれか 1種または 2種 以上を合計で 0. 0050〜0. 50mass%にて含有し、かつ、前記純化焼鈍温度が 1170°Cを 超える場合は、 1170°Cを超える温度域における雰囲気の水素分圧を 0. 2 atm以下に、 また、前記純化焼鈍温度が 1170°C以下の場合は、 1050°C以上の温度域における雰囲 気の水素分圧を 0. 6 atm以下に、それぞれ調整することを特徴とするベンド特性に 優れる方向性電磁鋼板の製造方法。
なお、 ここで上記添加元素は、 As、 Te、 Sb、 Sn、 P、 Bi、 Hg、 Pb、 Znおよび Cd のいずれか 1種または 2種以上とすることが好ましい。
(4) 上記（1)〜（3)のいずれか、およびそれらの好適な様態において、前記圧延が、 冷延鋼帯を得る冷間圧延工程を含み、該冷延鋼帯に前記二次再結晶焼鈍および前記 純化焼鈍を施して帯状の（strip-shaped)方向性電磁鋼板を得ることを特徴とする、 ベンド特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法、およびその方法で製造される、帯 状の （strip-shaped) 方向性電磁鋼板 （方向性電磁鋼帯とも言う） 。
(5) 最終仕上焼鈍およぴ平坦化工程（平坦化焼鈍およぴ張力被膜付与工程を含む 工程） により得られる、 Si : 2. 0〜8. 0 mass%、 Mn： 0. 005 〜3. 0 mass%および N： 35ppm以下を含む成分組成を有する帯状の方向性電磁鋼板であって、 幅方向の全域 に渡り、 JIS C 2550記載の試験方法による繰り返し曲げ回敎が 6回以上であること を特徴とする、 帯状の方向性電磁鋼板。
\ 図面の簡単な説明
図 1は、最終仕上焼鈍前における方位差角が 20〜45° である粒界の、各方位粒に 対する存在頻度 （％) を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
以下、 この発明を具体的に説明する。
この発明では、ィンヒビターを使用しないで二次再結晶を発現させる方法を利用 する。
さて、発明者らは、 Goss方位粒が優先的に二次再結晶する理由について鋭意研究 を重ねた結果、一次再結晶組織における方位差角が 20〜45° である粒界が重要な役 割を果たしていることを発見し、 Acta Material 45卷 （1997) 1285頁に報告した。 すなわち、発明者らは、方向性電磁鋼板の二次再結晶直前の状態である一次再結 晶組織を解析し、様々な結晶方位を持つ各々の結晶粒周囲の粒界について、粒界方 位差角が 20〜45° である粒界の、 全体に対する割合 （mass%) について調査した。 その結果を、 図 1に示す。 図 1において、 結晶方位空間はオイラー角 （ Φ、 Φ2) の Φ2=45° 断面を用いて表示しており、 Goss方位などの主な方位を模式的に 表示してある。
図 1より、方位差角 20〜45° である粒界の存在頻度は、 Goss方位において最も高 いことがわかる。
C. G. Dunnらによる実験データ （AIME Transaction 188卷 （1949) 368 頁） によ れば、方位差角 20〜45° の粒界は高エネルギー粒界である。高エネルギー粒界では、 粒界内の自由空間が大きく乱雑な構造をしている。 粒界拡散は、粒界を通じて原子 が移動する過程であるので、粒界中の自由空間の大きい高エネルギー粒界のほう 1 粒界拡散が速い。
従来の方法における二次再結晶は、インヒビターと呼ばれる析出物の拡散律速に よる成長 ·粗大化に伴って発現することが知られている。 以上の知見から、高エネ ルギー粒界上の析出物は、 最終仕上焼鈍中に優先的に粗大化が進行するので、 Gos s方位となる粒の粒界が優先的にピン止めがはずれて粒界移動を開始し、 Goss方位 粒が成長すると考えられる。 発明者らは、 上記の研究をさらに発展させて、 下記の結論を得た。
要約すれば、従来法では一次再結晶組織中の Goss方位粒は高エネルギー粒界を多 く含み、インヒビターの役割は、高エネルギー粒界である Goss方位粒の粒界と他の 粒界との移動速度差を生じさせることにある。従って、インヒビターを用いなくと も、粒界の移動速度差を生じさせることができれば、二次再結晶において Goss方位 を集積させることが可能となる。
さて、高エネルギー粒界は本来は他の粒界より移動速度が高いはずである。 しか し、鋼中に存在する不純物元素は、粒界とくに高エネルギー粒界に偏析し易いため、 不純物元素を多く含む場合には、高エネルギー粒界と他の粒界との移動速度に差が なくなっているものと考えられる。
よって、 素材を高純度化し、 不純物元素の上記影響を排除することにより、粒界 の構造に依存する本来的な移動速度差が顕在化して、 Goss方位粒を優先的に二次再 結晶させることが可能になる。
以上が、 インヒビターフリー鋼板の製造原理である。 さて、上述したように、インヒビターフリー鋼板においても残存する不純物の純 化や、フォルステラィト被膜等の形成を目的として、純ィ匕焼鈍を施す場合がある力 その際、 ベンド特性が劣化することが、 新たに判明した。
そこで、インヒビターフリ一鋼板においてベンド特性が劣化する原因を調査した ところ、ベンド不良となる直接の原因は、窒化珪素等の Si窒化物の粒界への析出に 伴う粒界強度の低下が原因であることが判明した。
この Si窒化物の粒界への析出は、純ィ匕焼鈍後においても地鉄中に窒素が残留して いることが一因であると考えられる。よって理論上は純化焼鈍を充分行なうことに よりベンド特性の劣化は回避できる可能性がある力 コイル内での純化度合いが均 一ではないために、 純化によるベンド不良の回避には限界がある。
また、従来の S、 Se等をインヒビターとして用いる製造方法では、鋼中のインヒ ビター成分により被膜の形成反応が遅れるため、 鋼中の窒素の純化が容易である。 し力 し、インヒビターフリー鋼板では鋼中不純物が元々少ないため、緻密な被膜が 形成されやすく、鋼中の窒素の純化がむずかしい。 このため Si窒化物として粒界に 析出することを回避する新しい方法が求められる。 そこで、 さらにコイルを詳しく調べた結果、 コイル端部 （幅方向） とコイル中央 部 （同） との間で窒素残留量に差がないにも関わらず、 コイル端部でのみベンド特 性が不良となることがわかった。 ここで、 コイル端部とは、 コイルの幅方向の最端 部と最端部から 100mm程度の位置との間の領域を指すものとする。
つまり、地鉄中の窒素を完全に純化しなくとも、窒素を鋼中に残留させた状態で Si窒化物の粒界への析出を防止することにより、ベンド特性を改善させる可能性が あることが示唆されたのである。 そこで、発明者らは、鋼中に窒素を残留させたま ま Si窒化物の粒界への析出を防止できる条件を鋭意検討した結果、純化焼鈍時の水 素分圧を焼鈍温度に応じて規制することによって、 Si窒化物の粒界析出を防止でき ることを見出し、 この発明を完成するに到った。
ここで、上記の手段により Si窒化物の粒界析出を防止できる理由は定かではない が、 発明者らは以下の様な理由であると考えている。
まず、鋼板を高温の水素雰囲気下で焼鈍することにより、水素侵食がおこり二次 再結晶粒の粒界が脆ィ匕する、つまり粒界にマイクロボイドゃフイシヤーが形成され る。 このマイクロボイド等は、金属表面が露出している状態であることから、純化 焼鈍の降温途中で Si窒化物が金属表面の露出部分、つまり粒界のマイク口ボイド等 に優先的に析出すると考えられる。 水素侵食現象が関わっているという推測は、 s b等の水素侵食促進元素として知られる元素の量が鋼中に増加するとベンド不良部 分がより広がる、 という調査結果からも、 裏付けられる。
つまり、高温かつ水素分圧が高い条件下で純化焼鈍を施すために、 Si窒化物の粒 界析出が起こりやすくなるので、これらの条件を回避することによってベンド特性 は改善されるのである。 以下に、 この発明の電磁鋼板の製造方法について、各構成要件の限定理由を述べ る。
まず、 電磁鋼素材 （通常は鋼スラブ） の成分組成は、 C：約 0· 08maSS%以下、 S i：約 2, 0〜約 8. 0 mass%および Mn：約 0. 005〜約 3. 0 mass%を含み、 かつ A1を約 1 OOppm未満、 N、 Sおよび Seをそれぞれ約 50ppm以下 （質量 ppm。 以下同様） に低減 したものとする。
C：約 0. 08mass°/。以下
素材段階で C量が約 0. 08mass%を超えていると、脱炭焼鈍を施しても Cは磁気時 効の起こらない約 50ppm以下に低減することが困難になるため、 C量は約 0. 08mas s%以下に制限しておく必要がある。材質特性上、 C量の下限はなく、実質的に O m ass%としても問題は無いが、 約 lppm程度への低減が工業的限界とされている。 Si：約 2. 0〜約 8. 0 mass%
Siは、電気抵抗を高めて鉄損の向上に有効に寄与する力 含有量が約 2. 0 mass% に満たないと十分な鉄損低減効果が得られず、一方約 8. 0 mass%を超えると加工性 が劣化するため、 Si量は約 2. 0〜約 8. 0 mass%とする。
Mn：約 0. 005 〜約 3. 0 mass%
Mnは、熱間加工性を良好にするために必要な元素である力 S、約 0. 005 mass%に満 たないとその添加効果に乏しく、一方約 3. 0 maSS%を超えると磁束密度が低下する ため、 Mn量は約 0. 005 〜約 3. 0 mass%とする。
A1：約 lOOppm未満かつ N、 Sおよび Se：それぞれ約 50ppm以下
不純物元素である A1は約 lOOppm未満、 Sおよび Seについてはそれぞれ約 50ppm 以下に低減することが、 良好な二次再結晶を実現する上で必要になる。 ここで、 A
1は約 20ppm〜約 lOOppmの範囲で含有することが好ましい。 ここで A1の下限値は A1 の低減コストの観点からの好適値である。 また、 Sおよび Seについては、 約 45pp m以下とすることがさらに好ましい。
Nについては、純化焼鈍後の Si窒化物の生成を防止するために約 50pPm以下に低 減することが望ましい。 なお、 好ましい範囲は約 50PPm以下である。
これらの不純物は少ないほど好ましいので、 O ppmでもよいが、低減の工業的限 界は lppm程度と考えられる。 その他、 窒化物形成元素である Ti、 Nb、 B、 Taおよび V等についても、 それぞれ 約 50ppm以下に低減することが鉄損の劣化を防ぎ、 良好な加工性を確保する上で有 利である。 なお、 Tiは 20ppm以下とすることがさらに好ましい。 以上、必須成分および抑制成分について説明したが、 この発明では、 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。 すなわち、 熱延板組織を改善して磁気特性を向上させる目的で、 Ni :約 0. 005 〜約 1· 50mass%および Cu :約 0. 01〜約 1. 50mass%のいずれか 1種または 2種を添加 することができる。 しかしながら、それぞれの添加量が下限値未満では磁気特性の 向上量が小さく、一方上限値を超えると二次再結晶が不安定になり磁気特性が劣化 するため、 それぞれ上記の範囲とすることが好ましい。 さらに、 鉄損の向上を目的として、 As、 Te、 Sb、 Sn、 P、 Bi、 Hg、 Pb、 Znおよび Cdのいずれか 1種または 2種以上を合計で約 0. 0050〜約 0. 50mass%にて添加する ことができる。あるいは前記元素群にさらに Crを加えたグループから選ばれる 1種 または 2種以上を合計で約 0. 0050〜約 0. 50mass%にて添加することもできる。しか しながら、これらの元素の合計含有量が下限値に満たないと鉄損向上効果が小さく、 一方上限を超えると二次再結晶粒の発達が抑制されるため、いずれも上記範囲で添 加することが好ましい。 残部は鉄および不可避的不純物とすることが好ましい。 ここで、不可避的不純物 としては、 上記で述べたもの以外に、 O等がある。 Oの含有量は約 40ppm以下が好 ましい。 次に、上記の好適成分組成に調整した溶鋼を、転炉、 電気炉などを用いる公知の 方法で精鍊し、必要があれば真空処理などを施したのち、通常の造塊法や連続铸造 法を用いてスラブ （鋼スラブ） を製造する。 また、 直接铸造法等を用いて約 100腿 以下の厚さの薄铸片を直接製造してもよレ、。
スラブは、通常の方法で加熱して熱間圧延する力 铸造後、加熱せずに直ちに熱 間圧延に供してもよい。 また、薄錶片の場合には、熱間圧延を行っても良いし、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。
熱間圧延前のスラプ加熱温度は約 1250°C以下に抑えること 1 熱間圧延時に生成 するスケール量を低減する上で特に望ましレ、。また、結晶組織の微細化おょぴ不可 避的に混入するインヒビター形成成分の弊害を無害化して、均一な整粒の一次再結 晶組織を実現する意味でもスラブ加熱温度の低温化が望ましい。他方、熱延設備の 負荷の観点から、通常は約 1000°C以上に加熱する。好ましいスラブ加熱温度は、約 1100〜約 1250°Cである。 次いで、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。 例えば、熱延板焼鈍により、製品板の ゴス組織を高度に発達させることができる。
この効果を得るためには、 熱延板焼鈍温度は約 800〜約 1100°Cの範囲が好適であ る。 熱延板焼鈍温度が約 800°C未満では熱間圧延でのバンド組織が残留し、 一次再 結晶組織の整粒の程度が低下するため二次再結晶の発達が不十分となる。一方、熱 延板焼鈍温度が約 1100°Cを超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化し、整粒の一次 再結晶組織を実現する上で好ましくない。 さらに好ましい熱延板温度は、 約 900〜 約 1100°Cである 上記熱間圧延後、又は熱延板焼鈍後、冷間圧延を施す。 冷間圧延は 1回でもよい し、必要に応じて複数回行なってもよレ、。 冷間圧延を複数回施す場合は、通常、 中 間焼鈍を各冷間圧延の間に施す。 中間焼鈍の条件は常法に従えばよい。 なお、 スラ ブ等を出発材とする通常の工程では、冷間圧延された鋼板は帯状の、冷延鋼帯とな る。
冷間圧延に際しては、 圧延温度を約 100〜約 300 °Cとすること、 および Zまたは 冷間圧延の途中で約 100〜約 300 °Cの範囲での時効処理を 1回または複数回行うこ とが、 ゴス組織を発達させる点で有効である。 冷間圧延ののち、 必要に応じて脱炭焼鈍を行い、 Cを磁気時効の起こらない約 5 Oppm以下に低減する。 好ましくは約 30ppm以下に低減する。
脱炭焼鈍は、 湿潤雰囲気を使用して約 700〜約 1000°Cの温度範囲で行うことが好 適である。
なお、冷間圧延と二次再結晶焼鈍の間で、浸珪法によって Si量を増加させてもよ い。 とくに脱炭焼鈍後に浸珪法を併用すると便利である。 その後、 MgO を主体とする焼鈍分離剤を適用して、二次再結晶焼鈍おょぴ純化焼 鈍からなる最終仕上焼鈍を施すことにより二次再結晶組織を発達させるとともに フオルステライトネ皮膜を形成させる。 ここで MgOは焼鈍分離剤の約 80maSS%以上含 有することが好ましい。
なお、 必要に応じて MgO以外を主成分とする焼鈍分離剤を代わりに用い、 非フォ ルステライト被膜を形成させてもよい。 これらの焼鈍分離剤としては、 A1203や Si
02を主成分としたもの等が考えられる。また必要に応じて焼鈍分離剤の塗布を省略 しても良い。 ここで、 二次再結晶焼鈍は、 二次再結晶発現のために約 800°C以上で行うことが 有利である。 ちなみに、 この 800°Cまでの加熱速度は、 磁気特性に大きな影響を与 えないので任意の条件でよい。なお、二次再結晶焼鈍は約 1050°C以下で施すことが 好ましく、 とくに均熱処理を施す場合は約 900°C以下とすることがとりわけ好まし レ、。
なお、二次再結晶焼鈍は上記温度範囲で少なくとも 10時間以上の処理を行なうこ とが好ましい。 このため、最終仕上焼鈍においては一般に、冷延鋼帯はコイル状と してバッチ型の焼鈍を施される。 引き続き行う純化焼鈍では、良好なフォルステラィト被膜等を形成させる観点か ら、焼鈍温度は約 1050°C以上とすることが好ましい。 なお、 コスト等の観点から上 限は約 1300°Cとする。 純化焼鈍時間は 1〜20時間が好適である。 さらに、純化焼鈍では、ベンド特性の劣化を回避するために、 下記のように焼鈍 雰囲気を調整することが肝要である。
•純化焼鈍温度が 1170°C以下である場合、 1050°C以上の温度域では雰囲気の水素 分圧を約 0. 8 atm以下に調整する。
•純化焼鈍温度が 1170°Cを超える場合、 1170°Cを超える温度域では雰囲気の水素 分圧を約 0. 4 atm以下に調整する。
すなわち、前者の場合に 1170°C以下の温度域で水素分圧が約 0. 8 atm を超えたり、 後者の場合に 1170°Cを超える温度域で水素分圧が約 0. 4 atmを超えたりすると、と くに雰囲気の影響を強く受けるコイルの幅方向端部において水素浸食により粒界 にボイドが生成する。 そして、 鋼中に固溶していた N2が冷却過程でボイド上に Si 窒化物として析出し、ベンド不良を引き起こす。 よって、少なくともコイルの幅方 向端部に水素を上記範囲内に限定した雰囲気を作用させることで、ベンド不良を防 止することが出来る。
なお、 純化焼鈍温度が 1170°Cを超える場合、 1050°C〜： L170°Cの温度域の雰囲気 の影響は相対的に小さいため、 この温度域での水素濃度を制限する必要はない。 さらに、爆発防止の観点から、純化焼鈍における焼鈍炉内の全圧は l. Oatm以上と することが好ましい。 その際、 水素分圧を調整するためのガスとしては、 Ar、 Ne およひ、He等の不活性ガスが好ましい。窒素を用いることは禁止されないが、鋼中窒 素の純ィ匕を促進させる目的からは好ましくなく、窒素は用いるとしても 50体積％未 満が好ましい。 より好ましくは 30体積％未満であり、 さらに好ましくは 15体積％ 以下である。 最も好ましくは実質的に 0体積％である。 なお、 上述したように、 鋼中には Cr、 As、 Te、 Sb、 Sn、 P、 Bi、 Hg、 Pb、 Znおよ ぴ Cdの 1種または 2種以上を、 鉄損の改善を目的として含有させることができる。 し力 し、 これらの元素の含有量が多くなると水素侵食が加速される。 そこで、 これ らの元素が合計で約 0. 0050maSS%以上含まれる場合は、下記の焼鈍雰囲気の条件を 上記に代えて適用することが好ましい。
•純化焼鈍温度が 1170°C以下である場合、 1050°C以上の温度域では雰囲気の水素 分圧を約 0. 6 atm以下に調整する。
•純化焼鈍温度が 1170°Cを超える場合、 1170°Cを超える温度域では雰囲気の水素 分圧を約 0. 2 atm以下に調整する。 ちなみに、これらの水素侵食を加速させる元素が合計で約 0. 5 mass%よりも多く なると、この発明の方法をもってしてもベンド特性改善の効果が得られなくなるた め、 0. 5 mass%以下とする必要がある。 既に述べたように、 二次再結晶焼鈍および純化焼鈍は通常、連続的に施され、全 体を最終仕上焼鈍と称する。 しかし理論上は、 二次再結晶焼鈍および純化焼鈍を、 別々の焼鈍工程として、 この順番に行なっても問題はなレヽ。 この場合、焼鈍分離剤 の塗布はどちらの焼鈍の前に行なっても良い。 純化焼鈍後は、必要に応じて平坦化焼鈍により形状矯正する。 なお、鉄損を改善 するために、鋼板表面に張力を付与する絶縁コーティングをさらに施すことが有効 である。平坦化焼鈍、張力被膜付与工程、およびこれらに付随する工程を合わせて、 本発明では平坦化工程と呼ぶものとする。
本発明による電磁鋼板を、最終仕上焼鈍をコィルのパッチ焼鈍により施して製造 した場合、 コイルの幅方向全域に渡り良好なベンド特性を得ることができる。すな わち、最終仕上焼鈍後のベンド特性は幅方向端部に到るまで、劣化していない。 こ のため、最終仕上焼鈍後、平坦化焼鈍等の平坦化工程を経ても端部ベンド特性は良 好である。 さらに、 これらの平坦化工程やその後の工程における通板性も良好であ る。
なお、本発明により得られた電磁鋼板の組成（フオルステライト等の被膜を除外 した値） は、 Cが約 50ppm以下に低減され、 また S、 Seおよび A1が純化処理により 約 15ppm以下に低減される。また Nも純ィ匕処理により低減されて約 35Ppm以下となる (通常の分析限界は約 5 ppm) 。 その他の成分はスラブ組成とほぼ同じである。
〔実施例〕
実施例 1
C ： 0. 050 mass%、 Si ： 3. 25mass%、 Mn ： 0. 070 画 s%、 A1 ： 80ppm 、 N ： 40p pm 、 S : 20ppmおよび Se ： 20ppm を含有し、 残部は実質的に鉄おょぴ不可避的不 純物からなる鋼スラブを、 1200°Cの温度に加熱後、熱間圧延にて 2. 2 匪厚の熱延板 コイルとした。 この熱延板に 1000°Cの温度で 30秒間の熱延板焼鈍を施し、鋼板表面 のスケールを除去したのち、 タンデム圧延機により冷間圧延し、 最終板厚 0. 28mm とした。 その後、脱脂処理を行レ、、均熱温度 840 °Cで 120秒間保持する、脱炭焼鈍 の後、 MgO を 90mass%、 Ti02を 10mass%含有する焼鈍分離剤を塗布してから冷延鋼 帯コイルにバッチ焼鈍型の最終仕上焼鈍を施し、 製品板とした。 最終仕上焼鈍に際しては、 850 °Cにて約 50時間保持する二次再結晶焼鈍と、引き 続き表 1に示す種々の純化焼鈍温度までを 25°C/h の速度で昇温し、該温度にて 5 時間均熱する純化焼鈍とを施した。 ここで、純化焼鈍温度が 1170°Cを超える場合は 1170°Cを超える温度域での、また純化焼鈍が 1170°C以下の場合は 1050°C以上の温度 域での、雰囲気中の水素分圧を表 1の各値に調整した。 なお、前記雰囲気の全圧は 1. Oatmとし、 残部ガスは とした。 かくして得られた製品板について、 磁気特性 （B8：磁ィ匕力 800A/mにおける磁束 密度） およびベンド特性を調査した結果について、表 1に示す。 なお、製品板にお いて、 C、 Al、 S、 Seは 15ppm未満の含有量であった。
ここで、磁気特性はコイルのベンド特性を評価した部位の特性を測定した。また、 ベンド特性は、コイルの幅方向端部から、具体的には最端部より 45腿の位置を中心 として、幅 30mmの試験片を採取し、 JIS C2550に規定された繰り返し曲げ試験にお いて、 6回未満で亀裂が生じたものを不良とした（以下の実施例でも同様）。なお、 コイルの幅方向中央部においてもベンド特性を同様に調査した力 S、結果は全て良好 であった （表では中央部の測定結果は省略した） 。
表 1
Figure imgf000020_0001
表 1力 ら、 この発明の条件を満足する例では、 コイルの幅方向端部においても優 れたベンド特性が得られていることがわかる。 実施例 2
表 2— 1および表 2 - 2に示す成分を含有し、 Seを実質的に含有せず、残部は実 質的に鉄おょぴ不可避的不純物からなる鋼スラブを、 1200°Cの温度に加熱後、熱間 圧延にて 2. 2mm厚の熱延板コイルとした。 その後、 1000°Cの温度で 30秒間の熱延板 焼鈍を施し、鋼板表面のスケールを除去したのち、タンデム圧延機により冷間圧延 して最終板厚 0. 28mmとした。次いで、脱脂処理を行い、 No.42鋼以外は均熱温度 840 °C で 120秒間保持する脱炭焼鈍を施した。 その後、 MgO を 90mass% Ti02を 10mass% 含有する焼鈍分離剤を塗布してから、冷延鋼帯コィルにバッチ焼鈍型の最終仕上焼 鈍を施し製品板とした。 ただし No.43鋼には A1203からなる焼鈍分離剤を塗布した。 最終仕上焼鈍に際しては、 850 °Cにて約 50時間保持する二次再結晶焼鈍から表 2 一 1およぴ表 2— 2に示す種々の純化焼鈍温度までを 25°CZhの速度で昇温し、 該 温度にて 5時間均熱する純化焼鈍とを施した。 ここで、純化焼鈍温度が 1170°Cを超 える場合は 1170°Cを超える温度域での、また純ィ匕焼鈍が 1170°C以下の場合は 1050°C 以上の温度域での、雰囲気中の水素分圧を表 2—1およぴ表 2 - 2の各値に調整し た。 なお、 前記雰囲気の全圧は l. Oatmとし、 残部ガスは Arとした。 ただし、 No.44 鋼においては、全圧を 1. latmとした。 また Ν 45鋼においては残部ガスは、 10体積％ の窒素おょぴ残部 Arガスとした。 かくして得られた製品板の磁気特性およびベンド特性について調査した結果を、 表 2 _ 1およぴ表 2— 2に示す。 なお、 製品板において、 C (No.42鋼を除く） 、 Al、 S、 Seおよぴ Nは 15ppm未満の含有量であった。
実施例 1と同様、ベンド特性はコイルの幅方向端部についての結果を表 2— 1お よび表 2— 2に示す。幅方向中央部についてはいずれの鋼板も、ベンド特性は良好 であった。
No. C Mn sol . Al • N S Sb 純化焼鈍 水素分圧 ベンド 磁気特性 備 考
(mass%) (mass%) (ppm) (ppm) (ppm) . (mass%) 温度 (°C ) (a tm) 特性 B R (T)
1 0. 04 3. 25 0. 07 50 50 20 0. 002 1180 0 良好 . 1. 90 発明例
2 0. 04 3. 25 0. 07 55 49 20 0. 002 1180 0. 2 良好 1. 90 . 発明例
3 0. 04 3. 25 0. 07 50 50 20 0. 002 1180 0. 4 良好 1. 91 発明例
4 0. 04 3. 25 0. 07 50 50 20 0. 002 1180 0. 6 ' 不良 1. 88 比較例
5 0. 04 3. 25 0. 07 48 50 20 0. 002 1180 0. 8 不良 1. 89 比較例
6 0. 04 3. 25 0. 07 · 50 50 20 0. 002 1180 1. 0 不良 1. 89 比較例
7 0. 04 3. 25 0. 07 47 50 20 0. 002 1 160 0 良好 1. 90 発明例
8 0. 04 3. 25 0. 07 50 50 20 0. 002 1160 0. 2 良好 1. 91 発明例
9 0. 04 3. 25 0. 07 53 50 20 0. 002 1160 0. 4 良好 1. 89 発明例
10 0. 04 3. 25 0. 07 50 50 20 0. 002 1160 0. 6 良好 1. 90 発明例
11 0. 04 3. 25 0. 07 52 50 20 0. 002 1160 . 0. 8 良好 1. 88 発明例
12 0. 04 3. 25 0. 07 . 50 . 50 20 0. 002 1160 1. 0 不良 1. 90 比較例
13 0. 04 3. 25 0. 07 47 50 20 . 0. 005 1180 0 良好 1. 89 発明例
14 0. 04 3. 25 0. 07 50 50 20 0. 005 1180 0. 2 良好 1. 91 発明例
15 0. 04 3. 25 0. 07 53 50 20 0. 005 1180 0. 4 不良 . 1. 90 比較例
16 0. 04 3. 25 0. 07 50 50 20 0. 005 1180 0. 6 不良 1. 90 比較例
17 0. 04 3. 25 0. 07 53 50 20 0. 005 1180 0. 8 不良 1. 91 比較例
18 0. 04 3. 25 0. 07 50 50 20 0. 005 1 180 1. 0 不良 1. 89 比較例
19 0. 04 3. 25 0. 07 47 50 20 0. 050 1 160 0 良好 1. 90 発明例
20 0. 04 3. 25 0. 07 53 50 20 0. 050 1160 0. 2 良好 1. 88 発明例
21 0. 04 3. 25 0. 07 50 50 20 0. 050 1160 0. 4 良好 1. 90 発明例
22 0. 04 3. 25 0. 07 47 50 20 0. 050 1160 0. 6 良好 1. 89 発明例
23 0. 04 3. 25 0. 07 . 50 50 20 0. 050 1160 0. 8 不良 1. 90 比較例
24 0. 04 3. 25 0. 07 53 50 20 0. 050 1160 1. 0 不良 . 1. 88 比較例
表 2 — 2 o
o
No. Si Mn sol . Al N S Sb 純化焼鈍 水素分圧 ベンド 磁気特性 備 考
(mass%) (mass%) (ppra) (ppm) (ppm) (mass%) 温度 （°c ) katm) 特性 B 8 (T)
25 0. 04 3. 25 0. 07 50 50 20 0. 050 1180 0 良好 1. 90 発明例
26 0. 04 3. 25 0. 07 50 50 20 0. 050 1180 0. 2 良好 1. 88 発明例
27 0. 04 3. 25 . 0. 07 47 50 20 0. 050 1180 0. 4 不良 1. 8.8 比較例
28 0. 04 3. 25. 0. 07 50 50 20 0. 050 1180 0. 6 不良 1. 89 比較例
29 0. 04 3. 25 0. 07 53 50 20 0. 050 1180 0. 8 不良 . 1. 88 比較例
30 0. 04 3. 25 0. 07 50 50 20 0. 050 1180 1. 0 不良 1. 88 比較例
31 0. 04 2. 10 0. 07 60 45 20 <0. 001 1180 • 0 良好 . 1. 90 発明例
32 0. 04 7. 80 0. 07 60 45 20 <0. 001 1180 0 良好 1. 86 発明例
33 0. 04 3. 25 0. 01 90 35 20 <0. 001 1180 0 良好 1. 91 発明例
34 0. 04 3. 25 2. 55 90 35 20 <0. 001 1180 0 良好 1. 90 発明例
35 0. 03 3. 00 0. 05 65 25 20 <0. 001 1060 0. 8 良好 1..89 .発明例
36 0. 05 3. 50 0. 10 65 25 . 20 く 0. 001 1200 . 0. 2 良好 1. 88 発明例
37 3. 25 0. 07 92 45 20 <0. 001 1180 - 0 良好 1. 90 発明例
38 0. 04 . 3. 25 0. 07 80 23 20 <0. 001 1180 0 良好 1. 90 発明例
39 .0. 04 3. 00 0. 07 70 30 40 <0. 001 1180 0 良好 1. 88 発明例
40 0. 04 . 3. 00 0. 07 70 30 . 50 く 0. 001 1180 0 良好 1. 87 発明例
41 0. 07 3. 00 0. 07 85 35 20 <0. 001 1180 0 良好 1. 90 発明例
42 0. 003 3. 00 0. 07 80 40 20 <0. 001 1180 0 良好 . 1. 89 発明例
43 0. 04 3. 25 0. 07 60 30 20 <0. 001 1180 0. 2 良好 1. 90 発明例
44 0. 03 3. 25 0. 06 75 45 20 <0. 001 1180 0. 2 良好 . 1. 89 発明例
45 0. 03 3. 50 0. 06 75 50 20 <0. 001 1180 0. 4 良好 1. 89 発明例
46 0. 03 3. 25 0. 06 75 40 20 <0. 001 1180 0. 4 良好 1. 89 発明例
47 0. 03 3. 25 0. 06 75 45 20 <0. 001 1180 0. 3 良好 1. 88 発明例
表 2— 1および表 2— 2力 ら、 この発明の条件を満足する例では、 コイルの幅方 向端部においても優れたベンド特性が得られていることがわかる。 とくに、 Sbを 0. 005mass%以上添加した場合には、 純化焼鈍における水素の上限をより厳しく制限 することが好ましいことがわかる。 実施例 3
表 3に示す成分組成を含有し、 Seを実質的に含有せず、残部は実質的に鉄および 不可避的不純物からなる鋼スラブを、 1200°Cの温度に加熱後、 熱間圧延し、 2. 2 m m厚の熱延板コイルとした。 この熱延板に、 1000°Cの温度で 30秒間の熱延板焼鈍を 施し、鋼板表面のスケールを除去したのち、 タンデム圧延機により冷間圧延し、最 終板厚 0. 28腿とした。 その後、 脱脂処理を行い、 均熱温度 840 °Cで 120秒間保持す る脱炭焼鈍の後、 MgOを 90mass%、 Ti02を 10mass%含有する焼鈍分離剤を塗布して から、 冷延鋼帯コイルにバッチ焼鈍型の最終仕上焼鈍を施し製品板とした。
最終仕上焼鈍に際しては、 850 °Cにて約 50時間保持する二次再結晶焼鈍と、引き 続き 1160°Cまで 25°C/hで昇温した後、 1160°Cで 5時間均熱する純化焼鈍とを施し た。 ここで、 1050°C以上の温度域における水素分圧を表 3に従い 0〜： L. Oatm (全 圧： l. Oatm) まで変化させた。 なお、 残部ガスは Arとした。 力べして得られた製品板の磁気特性おょぴベンド特性について調査した結果を、 表 3に示す。 なお、 製品板において、 C、 Al、 S、 Seおよび Nは 15ppm未満の含有 量であった。
実施例 1と同様、ベンド特性はコイルの幅方向端部についての結果を表 3に示す。 幅方向中央部についてはいずれの鋼板も、 ベンド特性は良好であった。 表 o o 3
o o
Να C S i sol . Al N S Sb P Cr Bi その他成分 水素分圧 磁気特性 備考
(raass%) (mass%) (t fern) ten) (mass (mass (mass%) (raass%) (mass¾) (atm) 特性 B8 (T)
1 3. 25 0. 07 50 50 20 0, 02 ― ― ― ノ ' 一 0. 2 良好 1. 90 発明例
2 0. 04 3. 25 J ^ 0. 07 55 50 .20 0. 02 ― , ― ― ' ― 0. 8 不良 1. 90 比較例
3 0. 04 3. 25 0. 07 50 50 20 0. 02 ― ― ― 0' 2 良好 1. 91 発明例
4 0. 04 3. 25 0. 07 50 50 20 0. 02 ― ― ― 1. 0 不良 1. 88 比較例
5 3. 25 0. 07 48 . 50 20 0. 02 ― 0. 02 ― ― 0. 6 良好 1. 89 発明例
6 0. 04 3. 25 0. 07 B0 50 20 ― ― ― 0. 03 ― 0. 2 良好 1. 89 発明例
7 0. 04 3. 25 0. 07 47 50 20 ― ― ― 0. 03 ― 1. 0 不良 1. 90 比較例
8 0. 04 3. 25 0. 07 50 50 20 ― 0. 30 ― ― ― 0. 2 良好 1. 91 発明例
9 0. 04 3. 25 0. 07 53 50 20 0. 40 0. 20 ― ― ― 0. 4 不良 1. 89 比較例
10 0. 04 3. 25 0. 07 50 49 20 ― ― 0. 60 ― • 0. 6 不良 1. 90 比較例
1 1 0. 04 3. 25 0. 07 52 50 20 0. 20 0. 30 ― . ― ― 0. 8 不良 1. 88 比較例
As : 0. 01, Te : 0. 02,
12 0. 03. 3. 20 0. 09 60 47 30 ― ' ― ― ― 0. 6 良好 1. 88 発明例
Hg : 0. 01
Pb : 0. 01, Zn 0. 01,
13 0. 05 3. 30 0. 05 58 43 25 ― ― ― ― 0. 6 良好 1. 88 発明例
Cd : 0. 02
14 0. 04 3. 30 0. 07 60 30 20 0. 03 ― , ― ― Ni : 0. 1. 0. 2 良好 1. 90 発明例
15 0. 04 3. 30 0. 07 65 30 20 0. 03 ― ― ■ ― . Cu : 0. 2 0. 2 良好 1. 89 発明例
16 0. 04 3. 30 0. 07 70 30 20 0. 03 ― ― ― , Ni : 0. 7, Cu : 0. 2 0. 2 良好 1. 90 発明例
17 0. 04 3. 30 0. 07 80 45 20 ― ― ^ ― ― Sn : 0. 4 0. 2 良好 1. 89 発明例
18 0. 04 3. 30 0. 07 70 40 20 ― ― ― ― Sn : 0. 1 0. 2 良好 1. 89 発明例
19 0. 04 3. 30 0. 07 90 45 20 ― ― ― .― Sn : 0. 05 0. 2 良好 1. 90 発明例
表 3に示されるように、この発明の条件を満足する例では優れたベンド特性を得 られている。 実施例 4
実施例 1と同じ成分組成になる鋼スラブを、 1200°Cの温度に加熱後、 熱間圧延 し、 2. 4腕厚の熱延板コイルとした。 この熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく、 鋼 板表面のスケールを除去したのち、タンデム圧延機により冷間圧延し、最終板厚 0. 28mmとした。
冷間圧延は、 2回に分けて行い、 1回目の冷間圧延を鋼板温度 80°Cで施して板厚 1. 6mmとした後、 1000°Cで 60秒の中間焼鈍を施し、 その後、 鋼板温度 200°Cで 2回目 の冷間圧延を施した。
その後、脱脂処理を行い、均熱温度 840°Cで 120秒間保持する脱炭焼鈍の後、 MgO を主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、コイルに最終仕上焼鈍を施し製品板とし た。
最終仕上焼鈍に際しては、少なくとも 900°Cから、 1160°Cまでを 12. 5°CZhで昇温 し、 1160°Cで 5時間均熱するサイクルを採用した。 ここで、約 900°C〜約 1050°Cの 間の昇温域が二次再結晶焼鈍に該当し、その後の昇温および均熱は純ィヒ焼鈍に該当 する。 焼鈍に際して、 1050°C以上における水素分圧は 0. 6atm (全圧： 1. Oatm) とし た。 製品板の C、 Al、 S、 Seおよび Nの含有量は 15ppm未満であった。
得られた鋼板のベンド特性は、 コイルの幅方向中央部、 端部とも良好であった。 また、 磁束密度 B8は 1. 87Tであった。 産業上の利用の可能性
この発明によれば、インヒビターを用いることなく方向性電磁鋼板を製造した際 の、 とくに製品板におけるベンド特性を改善することができるため、被膜特性に優 れた方向性電磁鋼板を安定して提供し得る。

Claims

請求の範囲 C： 0. 08mass%以下、 Si： 2. 0 〜8· 0 mass%およひ In： 0. 005 〜3. 0 mass% を含む鋼スラブを圧延して冷延鋼板とし、
次いで必要に応じて脱炭焼鈍を行い、
その後必要に応じて焼鈍分離剤を塗布し、
二次再結晶焼鈍を施し、
引き続き純化焼鈍を施す工程を含む方向性電磁鋼板の製造方法において、 前記鋼スラブは A1を lOOppm未満、 N、 Sおよび Seをそれぞれ 50ppm以下に低 減した成分組成を有し、 該純化焼鈍を 1050°C以上の温度域で施すとともに、 この純ィヒ焼鈍温度が 1170°Cを超える場合は、 1170°Cを超える温度域における 雰囲気の水素分圧を 0. 4 atm以下に、
また、 この純化焼鈍温度が 1170°C以下の場合は、 1050°C以上の温度域におけ る雰囲気の水素分圧を 0. 8 atm以下に、
それぞれ調整することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。 請求項 1において、 鋼スラブが、 さらに、 Ni : 0. 005 〜； 1. 50mass%および C u： 0. 01〜： 1. 50mass%のいずれか 1種または 2種を含有する成分組成を有する ことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。 請求項 1において、 鋼スラブが、 さらに、 Cr、 As、 Te、 Sb、 Sn、 P、 Bi、 H g、 Pb、 Znおよび Cdのいずれか 1種または 2種以上を合計で 0. 0050〜0. 50mass% にて含有し、 かつ、
前記純ィ匕焼鈍温度が 1170°Cを超える場合は、 1170°Cを超える温度域における 雰囲気の水素分圧を 0. 2 atm以下に、
また、 前記純化焼鈍温度が 1170°C以下の場合は、 1050°C以上の温度域におけ る雰囲気の水素分圧を 0. 6 atm以下に、
それぞれ調整することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
4 . 請求項 1において、 鋼スラブが、 さらに、 As、 Te、 Sb、 Sn、 P、 Bi、 Hg、 P b、 Znおよび Cdのいずれか 1種または 2種以上を合計で 0. 0050〜0. 50mass%に て含有し、 かつ、
前記純化焼鈍温度が 1170°Cを超える場合は、 1170°Cを超える温度域における 雰囲気の水素分圧を 0. 2 atm以下に、
また、 前記純化焼鈍温度が 1170°C以下の場合は、 1050°C以上の温度域におけ る雰囲気の水素分圧を 0. 6 atm以下に、
それぞれ調整することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
5 . MgO を主成分とする焼鈍分離剤を、前記焼鈍分離剤として前記冷延鋼板に塗 布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。
6 . 前記圧延が、
前記鋼スラブに熱間圧延を施し、
その後必要に応じて熱延板焼鈍を施し、
さらに 1回の冷間圧延か、または中間焼鈍を挟む 2回以上の冷間圧延を施し て、 前記冷延鋼板とする工程を含むことを特徴とする、 請求項 1に記載の方向 性電磁鋼板の製造方法。
7 . 前記純化焼鈍における前記雰囲気中の窒素が体積分率で 50%未満である、請求 項 1に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
8 . 前記圧延が、 令延鋼帯を得る冷間圧延工程を含み、該冷延鋼帯に前記二次再結 晶焼鈍おょぴ前記純化焼鈍を施して帯状の （strip-shaped) 方向性電磁鋼板を 得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。
9 . 請求項 8の方法で製造される、 帯状の （strip - shaped) 方向性電磁鋼板。
10. 最終仕上焼鈍および平坦化工程を施して得られる、 Si： 2. 0 〜8. 0 mass%、 M n： 0. 005 〜3. 0 mass%および N： 35ppm以下を含む成分組成を有する帯状の （strip -shaped) 方向性電磁鋼板であって、 幅方向の全域に渡り、 JIS C 2550記載の試験 方法による繰り返し曲げ回数が 6回以上であることを特徴とする、方向性電磁鋼板。
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