WO2012070249A1 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

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大村　健
木島　剛
渡辺　誠
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Ｊｆｅスチール株式会社
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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 method for producing a grain-oriented electrical steel sheet having a very low iron loss, which is suitable for use in iron core materials such as transformers.
  • Electromagnetic steel sheets are widely used as iron core materials for transformers and generators.
  • grain oriented electrical steel sheets are highly integrated in the (110) [001] orientation, called the Goss orientation, and have good iron loss characteristics that directly lead to reduction of energy loss in transformers and generators. is doing.
  • means for reducing the iron loss characteristics of grain-oriented electrical steel sheets reduction of sheet thickness, increase of Si content, improvement of orientation of crystal orientation, application of tension to steel sheet, smoothing of steel sheet surface, secondary It is known that recrystallized grains are effective.
  • Patent Documents 1 to 4 and the like describe a method of rapid heating during decarburization annealing or a primary recrystallization by rapid heating treatment immediately before decarburization annealing. A method for improving the texture is disclosed.
  • the present invention advantageously responds to the above requirements, and an object of the present invention is to provide a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet having further improved iron loss characteristics as compared with the prior art.
  • the inventors have intensively studied to achieve the above object.
  • important points regarding the refinement of secondary grains and the improvement of forsterite film tension are specifically as follows.
  • Example 1 A steel slab containing, by mass, C: 0.05%, Si: 3.2%, Mn: 0.05%, Al: 0.025% and N: 0.006%, and the balance Fe and inevitable impurities is manufactured by continuous casting. After heating at 1400 ° C., a hot-rolled sheet with a thickness of 2.3 mm was formed by hot rolling, and hot-rolled sheet annealing was performed at 1100 ° C. for 80 seconds. Subsequently, the sheet thickness was 0.50 mm by cold rolling, and intermediate annealing was performed at 850 ° C.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between the secondary recrystallized grain size (secondary grain size) of the sample and the rate of temperature rise.
  • the secondary particle diameter was determined by measuring the number of secondary grains present in a sample having a length of 1 m and a width of 1 m and converting it to an equivalent circle diameter. From FIG. 1, it can be seen that the secondary particle size becomes finer by setting the temperature rising rate to 50 ° C./s or more. Preferably, it is 100 ° C./s or more.
  • FIG. 2 shows the relationship between the value of atmospheric oxidization and the amount of warpage of the steel sheet (forsterite film tension) at the time of temperature increase in decarburization annealing
  • FIG. 3 shows the cooling stop temperature (reheating start temperature).
  • the film tension was evaluated by taking a sample having a length of 300 mm in the rolling direction and a length of 100 mm in a direction perpendicular to the rolling direction, removing the forsterite film on one side, and determining the amount of warpage generated on the steel sheet.
  • a large amount of warping means that the film tension is large.
  • the film tension is evaluated based on the amount of warpage of the steel sheet described above.
  • the tension of the forsterite film is obtained under the condition of atmospheric oxidizing P (H 2 O) / P (H 2 ) ⁇ 0.05 and when the cooling stop temperature is less than 700 ° C. It can be seen that it has improved. More preferably, the atmospheric oxidation P (H 2 O) / P (H 2 ) ⁇ 0.01, and the cooling stop temperature is 650 ° C. or lower.
  • the reason why the tension of the forsterite film changes under the above conditions is considered to be that the form of the subscale formed on the steel sheet changes depending on the amount of strain of the steel sheet at the temperature at which the subscale starts to form. Therefore, the conditions for forming the optimal subscale form, that is, the conditions for improving the forsterite film tension are to remove the strain from the steel sheet in a non-oxidizing atmosphere and then to form the subscale again at a lower temperature. Become.
  • FIG. 4 shows the relationship between the upper limit temperature when the temperature is raised at 300 ° C./s and the amount of warpage of the steel sheet (forsterite film tension). From the figure, it can be seen that when the upper limit temperature is set to 750 ° C. or lower, good film tension is developed. Here, the reason why the film tension decreases when the temperature exceeds 750 ° C. is that when the atmospheric temperature becomes high, the surface of the steel sheet tends to oxidize, even if the atmosphere during annealing is controlled to be non-oxidizing. This is because the scale is formed on the surface of the steel sheet by the oxidation source remaining in a trace amount on the steel sheet, and the subscale form does not become the expected form.
  • FIG. 5 the relationship between the atmospheric oxidation property at the time of reheating and the amount of steel plate curvature (forsterite film tension) is shown. From the figure, it can be seen that good film tension can be obtained by setting the atmospheric oxidation P (H 2 O) / P (H 2 ) at the time of reheating to 0.3 or more. The reason why the film tension is reduced when P (H 2 O) / P (H 2 ) is less than 0.3 is considered that the formed subscale is thin.
  • Pattern III It was carried out under the condition that only an improvement in the tension of the forsterite film was obtained. Specifically, from room temperature to 720 ° C. was heated at a rate of temperature increase of 30 ° C./s, once cooled to 650 ° C., reheated to 820 ° C. and held for 120 seconds.
  • FIG. 6 shows iron loss values under each condition.
  • the improvement effect when using the single means of secondary grain refinement (Pattern II) and coating tension improvement (Pattern III) is ⁇ W 17/50 compared to Pattern I, about 0.02 to 0.03 W / kg. Only iron loss reduction. However, when both are combined (Pattern IV), the iron loss improvement allowance is as large as 0.07 W / kg at ⁇ W 17/50 . Therefore, in the condition where both secondary grain refinement and film tension improvement are obtained, the iron loss improvement allowance of the steel sheet is not a simple addition between the single units of secondary grain refinement and film tension improvement. In addition, it can be seen that the effects of each other are synergistic and become larger values.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1. In mass%, C: 0.08% or less, Si: 2.0 to 8.0% and Mn: 0.005 to 1.0%, and one or more selected from AlN, MnS and MnSe were used as inhibitors. In the case of using Mn, Al: 0.01 to 0.065% and N: 0.005 to 0.012% are included. In the case of using MnS, S: 0.005 to 0.03% by mass, and in the case of using MnSe, further Se.
  • Each steel slab containing 0.005 to 0.03 mass%, balance Fe and unavoidable impurities is rolled to finish to the final thickness, and after decarburization annealing, an annealing separator mainly composed of MgO is added.
  • the decarburization annealing is continuous annealing, and (1) Heating to a temperature range of 700 to 750 ° C at a temperature rise rate of at least 50 ° C / s to 500 ° C / s and 700 ° C under conditions of atmospheric oxidation P (H 2 O) / P (H 2 ) of 0.05 or less And (2) Next, under the condition that the atmospheric oxidizing P (H 2 O) / P (H 2 ) is 0.05 or less, it is once cooled to a temperature range of less than 700 ° C., (3) A method for producing a grain-oriented electrical steel sheet that is reheated to a temperature range of 800 to 900 ° C. and held under conditions where the atmospheric oxidizing P (H 2 O) / P (H 2 ) is 0.3 or more.
  • the decarburization annealing is continuous annealing, and (1) Heating to a temperature range of 700 to 750 ° C at a temperature rise rate of at least 50 ° C / s to 500 ° C / s and 700 ° C under conditions of atmospheric oxidation P (H 2 O) / P (H 2 ) of 0.05 or less And (2) Next, under the condition that the atmospheric oxidizing P (H 2 O) / P (H 2 ) is 0.05 or less, it is once cooled to a temperature range of less than 700 ° C., (3) A method for producing a grain-oriented electrical steel sheet that is reheated to a temperature range of 800 to 900 ° C. and held under conditions where the atmospheric oxidizing P (H 2 O) / P (H 2 ) is 0.3 or more.
  • the steel slab is further contained in mass%: Ni: 0.03-1.50%, Sn: 0.01-1.50%, Sb: 0.005-1.50%, Cu: 0.03-3.0%, P: 0.03-0.50%, Mo: 0.005-0.1 % And Cr: The method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to 1 or 2 above, containing one or more selected from 0.03 to 1.50%.
  • the steel slab is hot-rolled or further subjected to hot-rolled sheet annealing, and then subjected to one or more cold rollings or two or more cold rollings sandwiching an intermediate annealing to finish the final thickness.
  • the present invention will be specifically described. First, the reason for limitation of the molten steel component at the time of manufacturing the electrical steel sheet of the present invention will be described.
  • the percentage display of the molten steel and the steel plate component means mass%
  • the ppm display means mass ppm. C: 0.08% or less
  • C exceeds 0.08% it is difficult to reduce C to 50 ppm or less where magnetic aging does not occur during the manufacturing process, so it is limited to 0.08% or less.
  • the lower limit it is not necessary to provide a material that does not contain C because secondary recrystallization can be formed.
  • Si 2.0-8.0%
  • Si is an element effective for increasing the electrical resistance of steel and improving iron loss, but its addition effect is poor unless the content is less than 2.0%.
  • the Si content is limited to the range of 2.0 to 8.0%.
  • Mn 0.005 to 1.0%
  • Mn is an element necessary for improving the hot workability, but if it is less than 0.005%, the effect cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 1.0%, the magnetic flux density of the product plate decreases, so the Mn content is limited to the range of 0.005 to 1.0%.
  • AlN, MnS and MnSe which are conventionally known inhibitors, can be further added.
  • AlN Al: 0.01 to 0.065% (preferably 180 ppm or more) and N: 0.005 to 0.012% (preferably 0.006% or more) are contained, and MnS is used. May contain S: 0.005 to 0.03% (preferably 60 ppm or more), and when MnSe is used, Se: 0.005 to 0.03% (preferably 180 ppm or more).
  • the inhibitor component in which case the upper limit is Al: 0.01% (100 ppm) (preferably 80 ppm), S: 0.005% (50 ppm) (preferably 25 ppm), N: 0.005% (50 ppm) (preferably 40 ppm) and Se: 0.005% (50 ppm) (preferably 10 ppm).
  • the upper limit is Al: 0.01% (100 ppm) (preferably 80 ppm)
  • S: 0.005% (50 ppm) preferably 25 ppm
  • N 0.005% (50 ppm) (preferably 40 ppm)
  • Se 0.005% (50 ppm) (preferably 10 ppm).
  • Ni 0.03-1.50%
  • Sn 0.01-1.50%
  • Sb 0.005-1.50%
  • Cu 0.03-3.0%
  • P 0.03-0.50%
  • Mo 0.005-0.1%
  • Cr 0.03-1.50%
  • Ni is an element useful for improving the magnetic properties by improving the hot rolled sheet structure.
  • the Ni content is preferably in the range of 0.03 to 1.50%.
  • Sn, Sb, Cu, P, Mo, and Cr are elements that are useful for improving the magnetic properties, but if any of them is less than the lower limit of each component described above, the effect of improving the magnetic properties is small. If the upper limit amount of each component described above is exceeded, the development of secondary recrystallized grains is hindered. The balance other than the above components is inevitable impurities and Fe mixed in the manufacturing process.
  • the molten steel having the above components may be slabd by a normal ingot-making method or a continuous casting method, or a thin cast piece having a thickness of 100 mm or less may be formed by a direct casting method as a steel plate.
  • the slab is heated and hot-rolled by a normal method, but may be immediately hot-rolled without being heated after casting.
  • hot rolling may be performed, or the hot rolling may be omitted and the process may proceed as it is.
  • Hot-rolled sheet annealing is effective for developing a goth structure to a higher degree in a product sheet when a band structure remains in the hot-rolled sheet.
  • the hot-rolled sheet annealing temperature is preferably 800 ° C. or higher and 1100 ° C. or lower. If the annealing temperature of the hot-rolled sheet is less than 800 ° C, the band structure in the hot-rolling remains, making it difficult to achieve a sized primary recrystallized structure, which hinders higher-level development of secondary recrystallization. Is done.
  • the hot-rolled sheet annealing temperature exceeds 1100 ° C, the grain size after hot-rolled sheet annealing is too coarse, which is extremely disadvantageous in realizing a sized primary recrystallized structure. Higher development is impeded.
  • the goth structure is developed by increasing the temperature of cold rolling to 100 ° C to 250 ° C and performing aging treatment in the range of 100 to 250 ° C one or more times during the cold rolling. This is advantageous. Moreover, you may form the etching groove
  • decarburization annealing is performed.
  • the decarburization annealing is performed by continuous annealing from the viewpoint of cost reduction.
  • the texture is improved by controlling the heating rate during decarburization annealing.
  • the subscale configuration is optimized by controlling the heating / soaking temperature and the heating / soaking atmosphere.
  • a temperature range of at least 500 to 700 ° C. is set to 50 ° C./s as shown in FIG. It is necessary to heat at the above temperature rising rate. Preferably, it is 100 ° C./s or more. On the other hand, there is no particular limitation on the upper limit of the rate of temperature increase, but since this effect is saturated when it exceeds 400 ° C./s, it is preferably about 400 ° C./s from the viewpoint of manufacturing cost reduction.
  • the condition of atmospheric oxidizing P (H 2 O) / P (H 2 ) ⁇ 0.05 that is, non-oxidizing property Heat to 700-750 ° C in the atmosphere to release the strain introduced in the steel plate before forming the subscale.
  • the lower limit of the atmospheric oxidizability is not particularly limited and may be 0, but the lower limit may be set to about 0.001 from the viewpoint of operability. Further, the upper limit of the atmospheric oxidizability is preferably 0.01.
  • the temperature is once cooled to a temperature range (cooling stop temperature) of less than 700 ° C. under the condition of atmospheric oxidizing P (H 2 O) / P (H 2 ) ⁇ 0.05.
  • a temperature range of 800 to 900 ° C. under the condition of atmospheric oxidizing P (H 2 O) / P (H 2 ) ⁇ 0.3. This is because the subscale does not sufficiently develop if the temperature is less than 800 ° C., whereas if it exceeds 900 ° C., the subscale is unsuitable for decarburization and tension improvement.
  • the lower limit of the atmospheric oxidizability at the time of cooling is not particularly limited and may be 0, but from the viewpoint of operability, the lower limit may be set to about 0.001. Further, the lower limit of the cooling stop temperature at that time is not particularly limited, but is preferably about 400 ° C. from the viewpoint of suppressing the energy used during reheating. Further, the upper limit of the atmospheric oxidizability at the time of reheating is not particularly limited. However, if the oxidizability is increased more than necessary, the cost is increased.
  • the cooling rate in the cooling and the heating rate in the subsequent reheating are not particularly limited, but are usually 8 to 50 ° C./s and 5 to 40 ° C./s, respectively. In the cooling, the cooling amount is preferably 10 ° C. or higher.
  • the condition of atmospheric oxidizing P (H 2 O) / P (H 2 ) ⁇ 0.3 is necessary, and the upper limit is preferably about 0.8, as in the case of reheating.
  • the soaking temperature must be in the range of 800 to 900 ° C., similar to the reheating end temperature. This is because the subscale does not sufficiently develop if the temperature is less than 800 ° C., whereas if it exceeds 900 ° C., the subscale is unsuitable for decarburization and tension improvement.
  • the soaking time is preferably in the range of 10 to 300 seconds. In the case of 10 seconds or more, subscale development is stably performed. On the other hand, if it exceeds 300 seconds, the effects of subscale development and decarburization are saturated, so 300 seconds or less is preferable from the viewpoint of cost.
  • an annealing separator mainly composed of MgO is applied, and finish annealing for the purpose of secondary recrystallization and purification is performed.
  • the main component means that a known annealing separator component or property improving component other than MgO may be contained within a range that does not inhibit the formation of the forsterite film that is the object of the present invention.
  • the amount of MgO in the annealing separator is generally 50% by mass or more of the solid content.
  • an insulating coating is applied and dried to form an insulating coating. In particular, when a coating liquid mainly composed of phosphate and colloidal silica is baked, tension is applied to the steel sheet, which is advantageous in that further iron loss reduction is manifested.
  • Example 1 Steel slabs containing the components shown in Table 1 and the balance consisting of Fe and unavoidable impurities are manufactured by continuous casting, and steel symbols A, C, E, F, H, Steels of I, J, K and L were heated to 1410 ° C, and steels of steel symbols B, D and G containing no inhibitor were heated to 1200 ° C. Thereafter, hot rolling was performed to form a hot rolled sheet having a thickness of 2.0 mm, and hot rolled sheet annealing was performed at 1000 ° C. for 180 seconds. Next, the plate thickness was 0.75 mm by cold rolling, and intermediate annealing was performed at 830 ° C.
  • decarburization annealing was performed using a continuous annealing facility, which was maintained at a soaking temperature of 840 ° C. for 200 seconds.
  • Other decarburization annealing conditions are shown in Table 2.
  • an annealing separator mainly composed of MgO was applied, and finish annealing for the purpose of secondary recrystallization and purification was performed in an H 2 atmosphere at 1250 ° C. for 30 hours.
  • an insulating coating agent composed of 50% colloidal silica and magnesium phosphate was applied and dried to obtain a product.
  • the iron loss characteristics of the obtained product were measured according to the method described in JIS C 2550. The measurement results of the iron loss characteristics are also shown in Table 2.
  • Example 2 Steel slabs containing the components shown in Table 1 above, the balance being composed of Fe and unavoidable impurities are produced by continuous casting, and steel symbols A, C, E, F, H containing inhibitor components , I, J, K and L steels were heated to 1450 ° C, and steels with steel symbols B, D and G containing no inhibitors were heated to 1230 ° C, and then hot rolled to obtain a thickness of 2.5: A hot rolled sheet of mm was annealed at 950 ° C. for 120 seconds. Next, the sheet thickness was 0.95 mm by cold rolling, and intermediate annealing was performed at 900 ° C.

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Abstract

　本発明に従い、脱炭焼鈍において、連続焼鈍で、かつ雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)≦0.05を条件として、少なくとも500～700℃の昇温速度を50℃/s以上で700～750℃の温度域まで加熱し、ついで、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)≦0.05を条件として、700℃未満の温度域まで冷却し、さらに、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)≧0.3を条件として、800～900℃の温度域まで再加熱し、保持することによって、一段の鉄損低減を図った方向性電磁鋼板を得ることができる。

Description

方向性電磁鋼板の製造方法
　本発明は、トランスなどの鉄心材料に用いて好適な、極めて鉄損の低い方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
　電磁鋼板は、変圧器や発電機の鉄心材料として広く用いられている。特に方向性電磁鋼板は、その結晶方位がゴス方位と呼ばれる（110）[001]方位に高度に集積しており、変圧器や発電機のエネルギーロスの低減に直接つながる良好な鉄損特性を有している。ここに、方向性電磁鋼板の鉄損特性を低減する手段としては、板厚の低減、Si含有量の増加、結晶方位の配向性向上、鋼板への張力付与、鋼板表面の平滑化、二次再結晶粒の細粒化などが有効であることが知られている。
　このうち、例えば、二次再結晶粒を細粒化させる技術としては、特許文献１～４などに、脱炭焼鈍時に急速加熱する方法や、脱炭焼鈍直前に急速加熱処理して一次再結晶集合組織を改善する方法などがそれぞれ開示されている。
特開平10-298653号公報 特開平7-62436号公報 特開2003-27194号公報 特開2000-204450号公報
　しかしながら、上述した技術は、それぞれに鉄損特性の改善効果があるものの、近年の省エネルギー化の流れの中で要求されている、更なる鉄損特性の改善に対しては、十分に満足のいく結果は得られてはいない。
　本発明は、上記の要請に有利に応えるもので、従来よりも、鉄損特性を一層向上させた方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意検討を重ねた。その結果、脱炭焼鈍時において、昇温速度の最適化による集合組織の改善と、焼鈍雰囲気の制御によるサブスケール形態の改善とを併せて実現することで、鉄損低減に有効な二次再結晶粒（二次粒）の細粒化とフォルステライト被膜による付与張力向上とが同時に発現し、その二つの相乗効果によって、従来に比べて一段と向上した鉄損特性が得られるという知見を得た。
　ここに、脱炭焼鈍時において、二次粒の細粒化およびフォルステライト被膜張力の向上に関する重要なポイントは、具体的に次のとおりである。　
(a)　二次粒の細粒化について
　脱炭焼鈍時、少なくとも500～700℃の温度域を、50℃/s以上の昇温速度で加熱し、一次再結晶集合組織中のゴス方位粒の存在頻度を増加させる。
(b)　フォルステライト被膜による付与張力向上について
　被膜張力を向上させるためには、鋼板中に歪が無い状態で、サブスケールを形成させることが重要である。すなわち、脱炭焼鈍時、非酸化性雰囲気中で、700～750℃の温度域まで加熱することにより、鋼板に導入されている歪を開放し、その後、酸化性雰囲気でサブスケールを形成させると、従来とは異なり、被膜張力向上に適したサブスケールの形態となる。
　また、その際、サブスケールを700℃未満から形成させることが重要である。すなわち、連続焼鈍で良好なサブスケールを形成するためには、歪を開放した後で、一旦、700℃未満に冷却する必要がある。
　以下、上記知見を得るに至った試験内容について説明する。
　＜実験１＞
　質量％で、Ｃ：0.05％，Si：3.2％，Mn：0.05％，Al：0.025％およびＮ：0.006％を含み、残部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、1400℃にて加熱したのち、熱間圧延により板厚：2.3mmの熱延板とし、1100℃で80秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により板厚：0.50mmとし、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)＝0.30中にて、850℃、300秒の条件で中間焼鈍を施した。その後、塩酸酸洗により表面のサブスケールを除去し、再度冷間圧延を実施し、板厚：0.23mmの冷延板に仕上げたのち、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)＝0.50中にて、830℃、200秒の条件で脱炭焼鈍を施した。この脱炭焼鈍を行う際に、500～700℃の範囲で昇温速度を変化させた。その後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、仕上げ焼鈍を施し、サンプルとした。
　図１に、上記サンプルの二次再結晶粒の粒径（二次粒径）と昇温速度との関係をグラフで示す。なお、二次粒径は、長さ：１ｍ、幅：１ｍの大きさのサンプル内に存在する二次粒の個数を測定し、円相当径に換算することで求めた。
　図１より、昇温速度を、50℃/s以上とすることで二次粒径が細粒化することが分かる。好ましくは100℃/s以上である。
　＜実験２＞
　実験１と同じ手順で冷延板を作製した後、脱炭焼鈍を施した。その際、最初に、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.001～0.3の条件で、常温から730℃まで昇温速度：300℃/sで昇温し、一旦種々の温度（冷却停止温度）まで冷却した後に、830℃まで再加熱し、この温度に200秒保持した。再加熱および保持時の雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)は0.5とした。その後、MgOを塗布し、仕上げ焼鈍を施した。
　ここに、図２に、脱炭焼鈍の昇温時における雰囲気酸化性の値と鋼板反り量（フォルステライト被膜張力）との関係、また、図３には、冷却停止温度（再加熱開始温度）と鋼板反り量（フォルステライト被膜張力）との関係、について調べた結果をそれぞれ示す。
　被膜張力は、圧延方向に300mm長で、圧延方向と直角な方向に100mm長のサンプルを採取して、片面のフォルステライト被膜を除去し、鋼板に発生する反り量を求めることで評価した。ここに、反り量が大きいということは、被膜張力が大きいことを意味している。なお、以下、本発明では、被膜張力を上記した鋼板反り量の大小で評価している。
　図２および図３に示した結果より、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)≦0.05の条件で、かつ冷却停止温度が700℃未満の場合に、フォルステライト被膜の張力が向上していることが分かる。より好ましくは、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)≦0.01の条件で、かつ冷却停止温度が650℃以下である。
　上記の条件で、フォルステライト被膜の張力が変化した理由は、サブスケールが形成を開始する温度での鋼板歪量によって、鋼板に形成するサブスケールの形態が変化するためと考えている。よって、最適なサブスケールの形態を形成する条件、すなわちフォルステライト被膜の張力を向上させる条件は、非酸化性雰囲気によって鋼板から歪を除去した後で、再び、低温よりサブスケールを形成させることになる。
　　＜実験３＞
　実験１と同じ手順で冷延板を作製した後、脱炭焼鈍を施した。その際、まず、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)を0.01とし、常温から700～820℃の温度域までを昇温速度：300℃/sで昇温し、一旦650℃まで冷却した後、830℃まで再加熱して200秒保持した。この時、再加熱および保持時の雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)を0.5とした。その後、MgOを塗布して、仕上げ焼鈍を施した。
　図４に、300℃/sで昇温した際の上限温度と鋼板反り量（フォルステライト被膜張力）との関係を示す。同図より、上限温度を750℃以下とすることで、良好な被膜張力が発現していることが分かる。
　ここで、750℃を超えた場合に被膜張力が低下する原因は、雰囲気温度が高温になった場合、鋼板表面は酸化しやすくなり、例え、焼鈍時における雰囲気を非酸化性に制御したとしても、鋼板に微量に残留している酸化源によって、鋼板表面にスケールが形成されてしまい、サブスケール形態が所期した形態とはならないためと考えられる。
　　＜実験４＞
　実験１と同じ手順で冷延板を作製した後、脱炭焼鈍を施した。その際、まず、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)＝0.01中にて、常温から700℃まで昇温速度：300℃/sで昇温し、一旦650℃まで冷却した後、830℃まで再加熱し200秒保持した。この時、再加熱時（再加熱および保持時）における雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)を0.1～0.6の範囲で変化させた。その後、MgOを塗布して、仕上げ焼鈍を施した。
　図５に、再加熱時における雰囲気酸化性と鋼板反り量（フォルステライト被膜張力）との関係を示す。同図より、再加熱時における雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)を0.3以上の条件とすることで良好な被膜張力が得られていることが分かる。なお、P(H2O)/P(H2)が0.3未満の場合に被膜張力が低下した理由は、形成されたサブスケールの厚みが薄かったためと考えている。
　続いて、二次粒の細粒化と被膜張力向上の組み合わせ効果について評価した。
　＜実験５＞
　実験１と同じ手順で冷延板を作製した後、脱炭焼鈍を施した。脱炭焼鈍は以下の４つのパターンで実施した。
　パターンＩ：　二次粒細粒化、被膜張力向上が共に得られない条件で実施した。具体的には、昇温速度：30℃/sで820℃まで加熱し、820℃で120秒保持し、この時の雰囲気酸化性を昇温加熱時・均熱加熱時共にP(H2O)/P(H2)＝0.5とした。
　パターンII：　二次粒細粒化のみが得られる条件で実施した。具体的には、昇温速度：300℃/sで室温～820℃まで加熱し、820℃で120秒保持し、この時の雰囲気酸化性を昇温加熱・均熱加熱共にP(H2O)/P(H2)＝0.5とした。
　パターンIII：　フォルステライト被膜の張力向上のみが得られる条件で実施した。具体的には、室温～720℃までを昇温速度：30℃/sで加熱し、一旦650℃まで冷却した後、820℃まで再加熱し120秒保持した。この時の雰囲気酸化性を、再加熱以前はP(H2O)/P(H2)=0.01、再加熱以降はP(H2O)/P(H2)＝0.4とした。
　パターンIV：　二次粒細粒化と被膜張力向上とが共に得られる条件で実施した。具体的には、室温～720℃までを昇温速度：300℃/sで加熱し、一旦650℃まで冷却した後、820℃まで再加熱し120秒保持した。この時の雰囲気酸化性を、再加熱以前はP(H2O)/P(H2)=0.01、再加熱以降はP(H2O)/P(H2)＝0.4とした。
　図６に、各条件での鉄損値をそれぞれ示す。二次粒細粒化（パターンII）および被膜張力向上（パターンIII）の単独手段を用いた場合の改善効果は、それぞれパターンＩと比べてΔＷ17/50で、0.02～0.03W/kg程度の鉄損低減にとどまっている。しかしながら、両者を組み合わせた場合（パターンIV）の鉄損改善代は、ΔＷ17/50で0.07W/kgと大きくなっている。従って、二次粒細粒化と被膜張力向上とが共に得られる条件の場合、鋼板の鉄損改善代は、二次粒細粒化と被膜張力向上との単体同士の単純加算とはならずに、お互いの効果が相乗してより大きな値となることが分かる。
　以上述べたとおり、脱炭焼鈍において、雰囲気酸化性や昇温速度を所定の条件で制御すると共に、再加熱工程を加えることで、極めて大きな鉄損低減効果が得られることが究明された。
　本発明は上記知見に立脚するものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
　１．質量％で、Ｃ：0.08％以下，Si：2.0～8.0％およびMn：0.005～1.0％を含有し、かつインヒビターとしてAlＮ，MnＳおよびMnSeのうちから選んだ１種または２種以上を用い、AlＮを用いる場合にはさらに質量％で、Al：0.01～0.065％およびＮ：0.005～0.012％を含み、MnＳを用いる場合にはさらにＳ：0.005～0.03質量％を、MnSeを用いる場合にはさらにSe：0.005～0.03質量％をそれぞれ含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを圧延して最終板厚に仕上げ、ついで、脱炭焼鈍を施した後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから仕上げ焼鈍を実施する一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
　上記脱炭焼鈍を、連続焼鈍とし、かつ　
(1)　雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.05以下の条件で、少なくとも500～700℃における昇温速度を50℃/s以上として700～750℃の温度域まで加熱し、
(2)　ついで、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.05以下の条件で、700℃未満の温度域まで、一旦冷却し、
(3)　さらに、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.3以上の条件で、800～900℃の温度域まで再加熱し、保持する
方向性電磁鋼板の製造方法。　
　２．質量％で、Ｃ：0.08％以下，Si：2.0～8.0％およびMn：0.005～1.0％を含有し、さらにAlを100質量ppm以下で、かつＳ，ＮおよびSeをそれぞれ50質量ppm以下含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを圧延して最終板厚に仕上げ、ついで、脱炭焼鈍を施した後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから仕上げ焼鈍を実施する一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
　上記脱炭焼鈍を、連続焼鈍とし、かつ　
(1)　雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.05以下の条件で、少なくとも500～700℃における昇温速度を50℃/s以上として700～750℃の温度域まで加熱し、
(2)　ついで、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.05以下の条件で、700℃未満の温度域まで、一旦冷却し、
(3)　さらに、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.3以上の条件で、800～900℃の温度域まで再加熱し、保持する
方向性電磁鋼板の製造方法。
　３．前記鋼スラブが、質量％でさらに、Ni：0.03～1.50％，Sn：0.01～1.50％，Sb：0.005～1.50％，Cu：0.03～3.0％，Ｐ：0.03～0.50％，Mo：0.005～0.1％およびCr：0.03～1.50％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の製造方法。
　４．前記鋼スラブを、熱間圧延し、あるいはさらに熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚に仕上げる、前記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、従来に比べ、鉄損低減効果が極めて大きい方向性電磁鋼板を得ることができる。
鋼板の二次粒径と昇温速度との関係を示したグラフである。 雰囲気酸化性と鋼板反り量（付与張力の指標）との関係を示したグラフである。 冷却停止温度（再加熱開始温度）と鋼板反り量（付与張力の指標）との関係を示したグラフである。 昇温時の上限温度と鋼板反り量との関係を示したグラフである。 再加熱時の雰囲気酸化性と鋼板反り量との関係を示したグラフである。 脱炭焼鈍の各条件における鉄損を比較して示した図である。
　以下、本発明について具体的に説明する。
　まず、本発明の電磁鋼板を製造する際の溶鋼成分の限定理由を説明する。なお、以下、溶鋼および鋼板成分の％表示は質量％を、ppm表示は質量ppmを意味するものとする。
Ｃ：0.08％以下
　Ｃは、0.08％を超えると、製造工程中に磁気時効の起こらない50ppm以下までにＣを低減することが困難になるので、0.08％以下に制限される。また、下限に関してはＣを含まない素材でも、二次再結晶の形成が可能であるので特に設ける必要はない。
Si：2.0～8.0％
　Siは、鋼の電気抵抗を高め、鉄損を改善するのに有効な元素であるが、含有量が2.0％に満たないとその添加効果に乏しい。一方、8.0％を超えると加工性が著しく低下し、また磁束密度も低下するので、Si量は2.0～8.0％の範囲に限定する。
Mn：0.005～1.0％
　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、0.005％未満であると効果が得られない。一方、1.0％を超えると製品板の磁束密度が低下するので、Mn量は0.005～1.0％の範囲に限定する。
　また、二次再結晶挙動を制御するために、従来より知られているインヒビターであるAlＮ、MnＳおよびMnSeの一種または二種以上を、さらに加えることができる。その際、インヒビターとして機能させるため、AlＮを用いる場合にはAl：0.01～0.065％（好ましくは180ppm以上）およびＮ：0.005～0.012％（好ましくは0.006％以上）を含有させ、MnＳを用いる場合にはＳ：0.005～0.03％（好ましくは60ppm以上）を、MnSeを用いる場合にはSe：0.005～0.03％（好ましくは180ppm以上）をそれぞれ含有させることができる。
　他方、低温のスラブ加熱を実施する場合には、インヒビター成分を低減する必要があり（インヒビターレス素材）、その際、それぞれ上限をAl：0.01％(100ppm)（好ましくは80ppm）、Ｓ：0.005％(50ppm)（好ましくは25ppm）、Ｎ：0.005％(50ppm)（好ましくは40ppm）およびSe：0.005％(50ppm)（好ましくは10ppm）とすることが良い。この場合、かかる成分は、極力低減することが磁気特性の観点から望ましいが、かかる成分を低減するためにコスト高となる場合があることから、上記範囲内で残存させることができる。
　本発明では、上記の基本成分以外に、磁気特性改善成分として公知である、以下の元素を適宜含有させることができる。
Ni：0.03～1.50％、Sn：0.01～1.50％、Sb：0.005～1.50％、Cu：0.03～3.0％、Ｐ：0.03～0.50％、Mo：0.005～0.1％およびCr：0.03～1.50％のうちから選んだ一種または二種以上
　Niは、熱延板組織を改善して磁気特性を向上させるために有用な元素である。しかしながら、含有量が0.03％未満では磁気特性の向上効果が小さく、一方1.50％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。そのため、Ni量は0.03～1.50％の範囲とするのが好ましい。
　また、Sn、Sb、Cu、Ｐ、MoおよびCrは、それぞれ磁気特性の向上に有用な元素であるが、いずれも上記した各成分の下限に満たないと、磁気特性の向上効果が小さく、一方、上記した各成分の上限量を超えると、二次再結晶粒の発達が阻害されるため、それぞれ上記の範囲で含有させることが好ましい。
　なお、上記成分以外の残部は、製造工程において混入する不可避的不純物およびFeである。
　本発明において、上記成分を有する溶鋼を、通常の造塊法、連続鋳造法でスラブにしてもよいし、100mm以下の厚さの薄鋳片を直接鋳造法で鋼板としてもよい。スラブは通常の方法で加熱して熱間圧延するが、鋳造後加熱せずに直ちに熱間圧延してもよい。薄鋳片の場合には熱間圧延してもよいし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進んでもよい。
　ついで、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。熱延板焼鈍は、熱延板にてバンド組織が残留している場合に、ゴス組織を、製品板においてより高度に発達させるのに有効である。この目的のためには、熱延板焼鈍温度は800℃以上1100℃以下が好適である。熱延板焼鈍温度が800℃未満であると熱延でのバンド組織が残留し、整粒した一次再結晶組織を実現することが困難になるので、二次再結晶のより高度な発達が阻害される。一方、熱延板焼鈍温度が1100℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化しすぎるため、整粒した一次再結晶組織を実現する上で極めて不利となり、やはり二次再結晶のより高度な発達が阻害される。
　熱延板焼鈍後、必要に応じて中間焼鈍を挟む１回以上の冷延を施した後、再結晶焼鈍を行い、焼鈍分離剤を塗布する。冷間圧延の温度を100℃～250℃に上昇させて行うこと、および冷間圧延の途中で、100～250℃の範囲の時効処理を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利である。また、冷間圧延後に、磁区を細分化するためのエッチング溝を形成してもよい。
　冷間圧延終了後、脱炭焼鈍を実施する。
　本発明では、脱炭焼鈍を、コスト低減の観点から連続焼鈍で実施する。また、脱炭焼鈍時に昇温速度を制御することによって集合組織の改善を行う。さらに、加熱・均熱温度および加熱・均熱雰囲気の制御を行うことでサブスケール形態の最適化を図る。
　具体的には、連続焼鈍を施す際に、鋼板の二次粒径が小さい集合組織とするために、前掲図１に示したように、少なくとも500～700℃の温度域を、50℃/s以上の昇温速度で加熱する必要がある。好ましくは100℃/s以上である。一方、昇温速度の上限に特段の制限はないが、本効果は400℃/sを超えると飽和するため、製造コスト抑制の観点より400℃/s程度とすることが好ましい。
　また、サブスケール形態を最適化するためには、前掲図２および４に示したように、まず、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)≦0.05の条件、すなわち非酸化性雰囲気で、700～750℃まで加熱し、サブスケールの形成前に、鋼板に導入されている歪を開放する。なお、雰囲気酸化性の下限は、特に制限がなく０でも構わないが、操業性の見地から、下限を0.001程度に設定しても良い。また、雰囲気酸化性の上限値について、好ましくは0.01である。
　ついで、前掲図３および５に示したように、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)≦0.05の条件のまま、700℃未満の温度域（冷却停止温度）まで、一旦冷却し、その後、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)≧0.3の条件で、再び、温度：800～900℃の温度域まで加熱する必要がある。というのは、800℃に満たないと、サブスケールが十分発達しないためであり、一方、900℃を超えると、脱炭および張力向上に不向きなサブスケールとなってしまうためである。
　なお、冷却時の雰囲気酸化性の下限は、特に制限がなく０でも構わないが、操業性の見地から、下限を0.001程度に設定しても良い。また、その時の冷却停止温度の下限値は、特に制限はないが、再加熱時の使用エネルギーを抑制する観点より400℃程度が好ましい。
　さらに、再加熱時の雰囲気酸化性の上限は、特に制限がないが、酸化性を必要以上に高めるとコスト上昇を招くので、コスト抑制の観点より0.8程度とするのが好ましい。
　なお、前記冷却における冷却速度およびその後の再加熱における加熱速度に、特に制限は無いが、通常はそれぞれ８～50℃／ｓおよび５～40℃／ｓである。
　また、前記冷却においては、冷却量を10℃以上とすることが好ましい。
　再加熱後の均熱処理については、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)≧0.3の条件が必要であり、その上限は、再加熱時と同じく0.8程度が好ましい、また、その時の均熱温度は、再加熱終了温度と同じく、温度：800～900℃の範囲とする必要がある。というのは、800℃に満たないと、サブスケールが十分発達しないためであり、一方、900℃を超えると、脱炭および張力向上に不向きなサブスケールとなってしまうためである。なお、均熱時間は、10～300秒の範囲とすることが好ましい。10秒以上の場合、サブスケールの発達が安定して行われる。一方300秒を超えた場合には、サブスケールの発達および脱炭の効果が飽和するので、コストの点より300秒以下が好ましい。
　その後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して、二次再結晶と純化とを目的とした仕上げ焼鈍を実施する。ここで主成分であるとは、本発明の目的とするフォルステライト被膜の形成を阻害しない範囲で、MgO以外の公知の焼鈍分離剤成分や特性改善成分を含有してもよいことを意味する。なお、焼鈍分離剤中のMgO量は、一般に固形分の50質量％以上である。
　さらに、絶縁コーティングを塗布して乾燥し、絶縁被膜を形成する。特に、リン酸塩とコロイダルシリカを主体とするコーティング液を焼き付けた場合には、鋼板に張力が付与されて、更なる鉄損低減が発現し有利である。
　　＜実施例１＞
　表１に示す成分を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、インヒビター成分が含有されている鋼記号A,C,E,F,H,I,J,KおよびLの鋼については1410℃に加熱し、インヒビターを含有していない鋼記号B,DおよびGの鋼については1200℃に加熱した。その後、熱間圧延により板厚：2.0mmの熱延板とし、1000℃で180秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により板厚：0.75mmとし、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)=0.30中にて、830℃、300秒の条件で中間焼鈍を実施した。この後、塩酸酸洗により表面のサブスケールを除去し、再度冷間圧延を実施し、板厚：0.23mmの冷延板に仕上げた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　その後、連続焼鈍設備を用いて、均熱温度：840℃で200秒保持する脱炭焼鈍を実施した。その他の脱炭焼鈍条件を表２に示す。ついで、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して、二次再結晶と純化を目的とした仕上げ焼鈍を、H2雰囲気中、1250℃、30時間の条件で実施した。さらに、50％のコロイダルシリカとリン酸マグネシウムからなる絶縁コーティング剤を塗布してから乾燥し、製品とした。
　得られた製品について、JIS C 2550に記載の方法に準じて、鉄損特性を測定した。
　鉄損特性の測定結果を表２に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示したとおり、脱炭焼鈍を施す際の各条件が、それぞれ本発明の範囲を満足している場合、極めて良好な鉄損特性が得られている。しかしながら、製造条件（脱炭焼鈍条件）が一つでも本発明の範囲を外れたものについては、所望の鉄損特性が得られていない。
　＜実施例２＞
　上記表１に示す成分を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、インヒビター成分が含有されている鋼記号A,C,E,F,H,I,J,KおよびLの鋼については1450℃に加熱し、インヒビターを含有していない鋼記号B,DおよびGの鋼については1230℃に加熱した後、熱間圧延により板厚：2.5mmの熱延板とし、950℃で120秒の熱延板焼鈍を施した。
　ついで、冷間圧延により板厚：0.95mmとし、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)=0.45中にて、900℃、100秒の条件で中間焼鈍を実施した。この後、塩酸酸洗により表面のサブスケールを除去してから、再度冷間圧延を実施して、0.23mmの冷延板に仕上げ、磁区細分化処理のため５mm間隔のエッチング溝を形成した。その後、均熱温度：840℃で200秒保持する脱炭焼鈍を、連続焼鈍設備で実施した。
　その他の脱炭焼鈍条件を表３に示す。
　その後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶と純化を目的とした仕上げ焼鈍を、H2雰囲気中、1250℃、30時間で実施した。最後に、50％のコロイダルシカとリン酸マグネシウムとからなる絶縁コーティング剤を塗布してから乾燥し、製品とした。得られた製品について、実施例１と同様に鉄損特性を測定した。
　鉄損特性の測定結果を表３に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　同表に示したとおり、脱炭焼鈍を施す際の各条件が、それぞれ本発明の範囲を満足している場合、極めて良好な鉄損特性が得られている。しかしながら、製造条件（脱炭焼鈍条件）が一つでも本発明の範囲を外れたものについては、所望の鉄損特性が得られていない。

Claims (4)

  1. 　質量％で、Ｃ：0.08％以下、Si：2.0～8.0％およびMn：0.005～1.0％を含有し、かつインヒビターとしてAlＮ、MnＳおよびMnSeのうちから選んだ１種または２種以上を用い、AlＮを用いる場合にはさらに質量％で、Al：0.01～0.065％およびＮ：0.005～0.012％を含み、MnＳを用いる場合にはさらにＳ：0.005～0.03質量％を、MnSeを用いる場合にはさらにSe：0.005～0.03質量％をそれぞれ含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを圧延して最終板厚に仕上げ、ついで、脱炭焼鈍を施した後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから仕上げ焼鈍を実施する一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
    　上記脱炭焼鈍を、連続焼鈍とし、かつ　
    (1)　雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.05以下の条件で、少なくとも500～700℃における昇温速度を50℃/s以上として700～750℃の温度域まで加熱し、
    (2)　ついで、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.05以下の条件で、700℃未満の温度域まで、一旦冷却し、
    (3)　さらに、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.3以上の条件で、800～900℃の温度域まで再加熱し、保持する
    方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 　質量％で、Ｃ：0.08％以下、Si：2.0～8.0％およびMn：0.005～1.0％を含有し、さらにAlを100質量ppm以下で、かつＳ、ＮおよびSeをそれぞれ50質量ppm以下含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを圧延して最終板厚に仕上げ、ついで、脱炭焼鈍を施した後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから仕上げ焼鈍を実施する一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
    　上記脱炭焼鈍を、連続焼鈍とし、かつ　
    (1)　雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.05以下の条件で、少なくとも500～700℃における昇温速度を50℃/s以上として700～750℃の温度域まで加熱し、
    (2)　ついで、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.05以下の条件で、700℃未満の温度域まで、一旦冷却し、
    (3)　さらに、雰囲気酸化性P(H2O)/P(H2)が0.3以上の条件で、800～900℃の温度域まで再加熱し、保持する
    方向性電磁鋼板の製造方法。　
  3. 　前記鋼スラブが、質量％でさらに、Ni：0.03～1.50％、Sn：0.01～1.50％、Sb：0.005～1.50％、Cu：0.03～3.0％、Ｐ：0.03～0.50％、Mo：0.005～0.1％およびCr：0.03～1.50％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の製造方法。
  4. 　前記鋼スラブを、熱間圧延し、あるいはさらに熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚に仕上げる、請求項１～３のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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