(57)【要約】【課題】タンデム圧延での冷延性を抜本的に改善し、さらに高級な磁気特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】(1) 質量％で、Si:2〜4%、Al:0.2〜2%で、残部が不可避的不純物及び鉄からなる熱延板を熱延板焼鈍後にタンデム冷間圧延し、次いで仕上焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍後、結晶粒径を 120〜800 μｍとした鋼板を酸洗してから鋼板表面をワイヤーブラシで研磨することにより、表層のAl2 O 3 厚み≦0.2 μｍとした後、このコイルを湯温が80℃以上に浸漬してからタンデム冷間圧延することを特徴とするタンデム冷間圧延性に優れた高級無方向性電磁鋼板の製造方法。（2)質量％で更に、C ≦0.005%，Mn≦1%, S ≦0.004%，Sn:0.003〜0.1%とすることを特徴とする(1)記載のタンデム冷間圧延性に優れた高級無方向性電磁鋼板の製造方法。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｓｉ：２〜４％、Ａｌ：０．２〜２％であって、残部が不可避的不純物および鉄からなる熱延板を熱延板焼鈍後にタンデム冷間圧延し、次いで仕上焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍後、結晶粒径を１２０〜８００μｍとした鋼板を酸洗してから鋼板表面をワイヤーブラシで研磨することにより、表層のＡｌ2 Ｏ3 厚み≦０．２μｍとした後、このコイルを湯温が８０℃以上に浸漬してから、タンデム冷間圧延することを特徴とするタンデム冷間圧延性に優れた高級無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
質量％でさらに、
Ｃ  ≦０．００５％、    Ｍｎ≦１％、
Ｓ  ≦０．００４％、    Ｓｎ：０．００３〜０．１％
とすることを特徴とする請求項１に記載のタンデム冷間圧延性に優れた高級無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷間圧延性と鉄損に優れた高級無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。
【背景技術】
【０００２】
地球資源に限りがあるとの認識が広がって、いろいろな分野で省資源や省エネルギーの動きが急である。モータコアや小型トランスコアに利用される無方向性電磁鋼板の分野においても高効率が求められるていることから、高級品への志向が強まっている。
このため、例えばＳｉ量については、高Ｓｉの３％程度の生産比率が無方向性電磁鋼板の中で高まってきた。このため、高級品の生産性を改善することが製鉄メーカの課題となってきている。
従来、この高級品は硬いことや冷延での脆性問題などがあったため、レバースミルであるゼンジマーミルで冷延されることが多かったが、生産性に難点があるので、生産性の高いタンデム冷間圧延（以下、タンデム圧延と略記）での冷延が望まれていた。
【０００３】
従来の高級無方向性電磁鋼板のタンデム圧延での製造としては、その前後の工程として、熱間圧延→熱延板焼鈍→酸洗→鋼板加熱→タンデム圧延→焼鈍であった。この方法は一回のみの冷間圧延工程であることから、一回冷延法と呼称されるが、二回冷延法などに比べて鉄損特性が優れていることや、冷延が一回であることから冷延コストが優れている。  しかしながら、一回の強圧下冷延となることから圧延負荷が大きく、冷延で破断しやすいという欠点がある。また、冷延タンデム圧延では特に、鋼板が破断した場合にコスト的な影響として、ロールが大きいだけにゼンジマーミルに比べて甚大な被害となった。
【０００４】
冷延破断は、タンデム圧延の比較的前段（１または２パス目）が多い傾向である。このため、鋼板の脆化を避けるために結晶粒を細粒にする、例えば平均粒径を１２０μｍ未満と制限することによって対処していたのが現実であった。１２０μｍ未満では十分な結晶粒径ではないため、製品での満足する磁束密度や鉄損が得られなかった。
なお、本技術の製造技術分野としては、冷延での脆性問題が大きい製造方法である一回冷延法の工程でかつ冷延はタンデム圧延に限る。
【０００５】
従来のこの破断に対応する技術として、特許文献１で、けい素鋼板の冷延前に誘導加熱などにより、延性・脆性遷移温度６０℃以上の温度に昇温する技術が知られている。また、同様に特許文献２では冷延機の前に急速加熱を行う方法が開示されている。これらの技術はいずれも鋼板を加熱することによって加工されやすくし、延性を改善するものであった。しかしながら、鋼板温度を６０℃以上に確保しても、タンデム圧延での破断を皆無にすることができなかった。特に高級無方向性電磁鋼板では、鋼板の冷延中のスライドによる絞込み破断が多発していた。このため、前述したように冷延前鋼板の結晶粒径は１２０μｍ未満とせざるを得なかった。
【０００６】
特許文献３では、Ｓｉ量が３．５％以下の珪素鋼板において中間熱処理終了後、機械的研磨手段により、該中間熱処理で形成された酸化皮膜を除去し、冷間圧延する無方向性珪素鋼板の製造方法が開示されている。しかしながら、このような２回の冷延工程を採用することは、冷延圧下率を軽減して圧延負荷を少なくできるので破断対策にはなるものの、冷延を２回も実施することによる生産性の劣化は避けられなかった。さらに、この特許文献３では、機械研磨による表面凹凸の平滑化を狙っているため、研削するコストが高いという問題があった。
【０００７】
また特許文献４では、圧延素材の変色部に研磨処理を施すことによる、冷間圧延中の板厚変動を軽減する冷間圧延の前処理方法が開示されている。しかし、この技術は変色による圧延での板厚変動を防止するものであって、本発明のように酸洗後の銀色の鋼板表面に対する研磨ならびに湯中で酸化され変色した鋼板そのものを冷延するものとは技術思想が異なっている。
【０００８】
さらに特許文献５には、冷間鋼板表面にＦｅ2 Ｏ3 とＦｅ3 Ｏ4 を主体とする酸化膜を、焼鈍により２〜１００mg／ｍ2 形成することにより、プレス形成性が優れる冷延鋼板が開示されている。しかしこの方法は、鉄鋼製品の対プレス成形性についてのものであって、冷延が完了していることから本発明とは対象が異なるし、このような雰囲気露点の制御による焼鈍酸化膜は、タンデム圧延での脆性対策とはならなかった。
【特許文献１】特開昭６１−１５９１９号公報
【特許文献２】特開平２−３０３６２０号公報
【特許文献３】特開平３−２２６５２２号公報
【特許文献４】特開平６−  １５３３８号公報
【特許文献５】特開平３−２８５０２４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は上記の点に鑑み、タンデム圧延での冷延性を抜本的に改善し、さらなる高級な磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を製造する方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明の要旨は次の通りである。
（１）  質量％で、Ｓｉ：２〜４％、Ａｌ：０．２〜２％であって、残部が不可避的不純物および鉄からなる熱延板を熱延板焼鈍後にタンデム冷間圧延し、次いで仕上焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍後、結晶粒径を１２０〜８００μｍとした鋼板を酸洗してから鋼板表面をワイヤーブラシで研磨することにより、表層のＡｌ2 Ｏ3 厚み≦０．２μｍとした後、このコイルを湯温が８０℃以上に浸漬してから、タンデム冷間圧延することを特徴とするタンデム冷間圧延性に優れた高級無方向性電磁鋼板の製造方法。
（２）  質量％でさらに、
Ｃ  ≦０．００５％、    Ｍｎ≦１％、
Ｓ  ≦０．００４％、    Ｓｎ：０．００３〜０．１％
とすることを特徴とする前項（１）に記載のタンデム冷間圧延性に優れた高級無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、タンデム冷間圧延での冷延性を抜本的に改善し、さらなる高級な磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
本発明のポイントは３点ある。一つは、タンデム圧延での破断には、冷延前鋼板のＡｌ2 Ｏ3 （アルミナ）酸化膜が要因として効いていることである。そして、このＡｌ2 Ｏ3 は詳細調査の結果、タンデムロールの表面を研削して、鋼板の通板性や形状を劣化させ、局所的な過張力や衝撃荷重の原因となって鋼板を絞り破断に至らしめることが分かった。  なお、このＡｌ2 Ｏ3 は熱延板にも存在はするが、鋼板の粗大粒を得るため熱延板焼鈍を高温で実施すると、熱延板スケール層の下層（Ｆｅ母材とスケールとの境界）に、より発達するものである。なお、冷延前には湯中数時間浸漬されることにより表面酸化はされるが、それはＦｅ系の非晶質系酸化膜であって、これはタンデム圧延の破断には問題とならない。
【００１３】
二点目は、ＨＣｌなどの酸洗ではＦｅ3 Ｏ4 （マグネタイト）やＦｅＯ（ウスタイト）、Ｆｅ2 Ｏ3 （ヘマタイト）などのＦｅ酸化層は除去されるが、Ａｌ2 Ｏ3 やＳｉＯ2 などのいわゆる内部の選択酸化層であるセラミックス系酸化物は、酸では溶解しないで残りやすい。このため、酸洗後の研磨は必須である。この研磨は、Ａｌ2 Ｏ3 が選択的に研削されればよく、ワイヤーブラシなどでの簡単な研磨機で十分である。また研磨後の鋼板表面凹凸は問題がない。
三点目は、このＡｌ2 Ｏ3 酸化層を制御することは工業的に充分可能なことである。
【００１４】
以下、本発明の限定理由について説明する。含有量は全て質量（mass）％単位である。  Ｓｉ量は２〜４％に制限する。Ｓｉは鉄損を小さくするのに有効で、２％未満では鉄損が不満である。また、４％超では今回の対策でも冷間脆化鋼板割れが生じるので避ける。  
【００１５】
Ａｌ量は０．２〜２％とする。Ａｌは鉄損を小さくするが、０．２％未満では鉄損が不満で、また２％超では添加コストの問題があり避ける。
【００１６】
Ｃ量は０．００５％以下が望ましい。Ｃ量が０．００５％を超えると、磁気時効問題があるため鉄損が増加するためである。
Ｍｎ量は１％以下が望ましい。Ｍｎは熱間割れを防止する作用があるが、多すぎると添加コストの問題もあるので、１％以下が望ましい。
【００１７】
Ｓ量は０．００４％以下が望ましい。Ｓは硫化物を形成して鉄損を劣化させるので、０．００４％以下が望ましい。
Ｓｎ量は０．００３〜０．１％が望ましい。Ｓｎ量は鋼板表面の酸化物の層構造を微妙に変えることが知られている。本発明のＳｎ成分範囲は０．００３％から０．１％であって、この範囲内では酸化層構造は同一と見なせたので、Ｓｎ量は０．００３〜０．１％が好ましい。
【００１８】
その他の元素として、集合組織を改善するための公知の希土類元素、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒなどを添加しても本発明として有害なものではない。但し、添加コストの問題があるので、それぞれ０．０１％以下、０．３％以下、０．２％以下、０．２％以下が好ましい。
【００１９】
製鋼で上記の成分に調整された連続鋳造スラブは、通常の熱間圧延を行われて熱延板とされる。
熱延板は次いで焼鈍される。熱延板焼鈍により、結晶粒径を１２０〜８００μｍとする。１２０μｍ未満では磁束密度が不満である。また８００μｍ超では、今回の発明範囲でもタンデム圧延での割れが回避できないので、８００μｍ以下とする。
【００２０】
結晶粒径は、温度と均熱時間で調整する。素材の成分組成によっても若干異なってくるが、温度は９５０〜１２００℃で均熱時間は１０秒〜５分が好ましい。また、雰囲気は通常のＮ2 である。
さらに、焼鈍温度は９７０℃以上のほうが結晶粒径を１４０μｍ以上にできて好ましいし、１０００℃以上で達成できる３００μｍ超では、さらなる高磁束密度が得られるのでより好ましい。また、本発明においては高温での熱延スケールおよび加えて高温での熱延板焼鈍温度により、Ａｌ2 Ｏ3 が形成しやすい条件となっている。
【００２１】
次いで酸洗を行う。酸洗は通常の塩酸（ＨＣｌ）または硫酸（Ｈ2 ＳＯ4 ）などを用いて、熱延板でのスケールおよび熱延板焼鈍により追加酸化されたスケールを溶解除去する。なお、酸洗性を改善するべく、通常実施される酸洗の前のレベラーまたはショットブラストなどのスケール破壊は有効である。
【００２２】
酸洗後にはワイヤーブラシによる鋼板表面研磨が必要である。ワイヤーブラシとは、ワイヤーは通常の鉄製で０．２〜３ｍｍ径のワイヤーが束になっており、根元がロールに嵌め込まれている構造のものである。本発明での「ワイヤーブラシによる研磨」とは、厳密には、残存していたＳｉＯ2 やＡｌ2 Ｏ3 層をブラシによるひっかき力で破壊するものであって、従来のグラインダーによる地鉄と一緒にごっそり削りとってしまう概念とは異なっている。つまり、ワイヤーブラシ先端で鋼板表面をこすった時点を考えると、そのブラシ先端がＳｉＯ2 やＡｌ2 Ｏ3 に接触した途端に、もろいＳｉＯ2 やＡｌ2 Ｏ3 だけが破壊されて粉状となり除去されるものであって、その意味では酸化物だけを選択的に研削する方法である。
【００２３】
酸洗だけでは、素材の成分や熱延条件にもよってバラツクがＡｌ2 Ｏ3 層が０．４〜０．９μｍ程度残存し、酸の濃度を上げたり酸洗時間を延長してもＡｌ2 Ｏ3 層はほとんど除去できなかったが、ワイヤーブラシではこのような１μｍ以下の内部酸化層は簡単に除去できた。ワイヤーブラシ研磨によって、Ａｌ2 Ｏ3 層厚みの平均は、０．２μｍ以下でなければならない。０．２μｍ超ではタンデム圧延でロール磨耗による鋼板の蛇行が発生し易く直進性が劣化し、破断するためである。
【００２４】
なお、熱延板焼鈍後のスケール構造は最表層から内層にかけて、Ｆｅ系酸化物、Ｆｅ2 ＳｉＯ4 （ファヤライト）主体層、ＳｉＯ2 主体層、Ａｌ2 Ｏ3 主体層の順番で観察される。酸洗後に残存しやすいのは、このうちＳｉＯ2 主体層、Ａｌ2 Ｏ3 主体層であって、計０．４〜０．９μｍ程度の厚みになり、タンデム圧延性は極めて悪く、脆性破断の原因となる。ワイヤーブラシ研磨すれば、少なくともＳｉＯ2 主体層は除去できるので、Ａｌ2 Ｏ3 の厚みで管理しなければならない。
【００２５】
Ａｌ2 Ｏ3 の厚みは、鋼板表面のＧＤＳ（グロー放電発光分光分析）で把握できる。深さ方向のプロファイルから、最大濃化したＡｌ量の半分のＡｌ値を示す点の深さをＡｌ2 Ｏ3 の厚みとした。鋼板表面はワイヤーブラシなどによる引っかき疵状の表面凹凸が残っても問題はないし、ワイヤーブラシが接触しなかった局所的な未研磨部分があっても問題ない。例えば４ｍｍφ程度照射面積のＧＤＳ検出により、鋼板表面４ｍｍφ内の平均的なＡｌ2 Ｏ3 層厚が、０．２μｍ以下であれば良い。なお、従来はこのようなＡｌ2 Ｏ3 酸化層が脆性破断の要因とは考えられて来なかった。しかしながら、表面層の構造の緻密な解析と圧延操業の実態とを総合的に考察することによって、酸洗でも残る極めて薄い酸化層が存在し、その酸化層が脆性破壊に結びつくことを洞察したのである。
【００２６】
酸洗・ワイヤーブラシ研磨の後は、湯温が８０℃以上のホットバス（コイル状のままで高温水に浸漬する槽のこと）に数時間入れてから、取り出してタンデム圧延される。脆性回避のために鋼板温度は８０℃以上が好ましい。このため、圧延直前やスタンド間でさらに加熱処理することもできる。ホットバス溶液は、水や油およびその混合液などに防錆剤などを添加することが可能である。なお、ホットバスに浸漬された鋼板表面は黒ずんだ褐色に変色しており、強く酸化されたような色調になっているが、この酸化層はほとんどがＸ線回折で同定できないような非晶質のＦｅ系酸化物であって、圧延上の問題は意外にも全くなかった。
冷延後は通常の工程である。すなわち、脱脂され、焼鈍、コーティングされる。また、顧客でコアへの打ち抜きプレスの後で歪取焼鈍されることもある。以下、実施例で説明する。
【実施例１】
【００２７】
質量％で、０．０００８％Ｃ、３．３％Ｓｉ、０．３％Ｍｎ、０．０００１％Ｓ、０．４％Ａｌ、０．０８％Ｓｎを含有する連続鋳造スラブを、１０５０℃でスラブ加熱してから１．５ｍｍ厚の熱延コイルを製造した。この熱延コイルを１１５０℃で１００秒間窒素ガス中で連続焼鈍処理してから、直径１ｍｍのショット鋼球を用いてショットブラスト処理を行ってから、濃度１０％塩酸液、液温９５℃中に浸漬時間（酸洗時間）を表１のように変更した。
【００２８】
次に、機械的な研磨であるワイヤーブラシをかけないものを「なし」、かけたものを  「あり」として表１に記した。さらに、ワイヤブラシで引っかいて酸洗後の残存スケールを圧下力調整で制御した。試験した試片を採取して調査した結果、結晶粒径は全実験Ｎｏ．において７３０μｍで、またＧＤＳ（ビーム径４ｍｍφ）で測定したＡｌ2 Ｏ3 層厚を表１に示した。なお、ＧＤＳ装置はジョバン・イボン社製、ＪＹ５０００ＲＦ−ＰＳＳ型である。
【００２９】
次いで、ホットバス（熱水）の温度を変更したものに５時間浸漬してから、５スタンドでのタンデム圧延を行い、０．３５ｍｍ厚に仕上げた。タンデム圧延で破断があったコイルを×、問題なかったコイルを○印で表１に併せて記載した。実験Ｎｏ．８，９を除いて圧延前の鋼板温度は９０℃であった。それから脱脂して、１０００℃×１０秒の水素中連続焼鈍を行った。全実験Ｎｏ．において鉄損Ｗ15/50 ＝１．８Ｗ／kg、Ｂ50＝１．６８Ｔと優れた磁気特性が得られた。
【００３０】
表１に示すように、本発明範囲を外れるものは、タンデム圧延時に破断が生じて問題であった。実験Ｎｏ．１〜３では、酸洗時間の影響を調べたが特に酸洗時間を工業的に可能な時間（２２０秒程度）まで延ばしてもＡｌ2 Ｏ3 層の減少はほとんど認められず、タンデム圧延での破断が連続した。ワイヤーブラシの鋼板への押し付け圧力を増加させるとともに、Ａｌ2 Ｏ3 が減少し、本発明範囲で破断発生がなかった（実験Ｎｏ．６，７）。また、実験Ｎｏ．８〜１１ではホットバスでの温度を変更したが、本発明範囲外では破断があった。
【００３１】
【表１】
2006161094.tif 000002
【実施例２】
【００３２】
質量％で、０．００３７％Ｃ、２．６％Ｓｉ、０．６％Ｍｎ、０．００３３％Ｓ、１．８％Ａｌ、０．０１％Ｓｎ、およびその他の成分として分析すると、０．０１％Ｐ、０．０００８％Ｎ、０．００３％Ｌａ、０．１％Ｃｕ、０．０８％Ｎｉ、０．１％Ｃｒ、０．００４％Ｔｉ、０．００１％Ｎｂであった連続鋳造スラブを、１１５０℃でスラブ加熱してから、２．８ｍｍ厚の熱延コイルに熱間圧延した。
【００３３】
次いで、表２に示すように熱延板焼鈍の温度を変更し、均熱時間は１００秒と一定とした。得られた結晶粒径を表２に示す。ショットブラスト処理を行ってから、濃度１３％塩酸液、液温８５℃中に浸漬時間を80秒とした。次にワイヤーブラシ研磨し、Ａｌ2 Ｏ3 層厚みを０．１４μｍ（ＧＤＳ測定）とした。次いでホットバス（湯温９０℃）への浸漬時間を変更して、酸化膜の厚みを変更した。酸化膜厚は鋼板断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で調べた。また、ＥＳＣＡ（Ｘ線光電子分光分析）で調べると、Ａｌ2 Ｏ3 層の最表面層側は何れもＦｅ系酸化物であった。
次いで５スタンドでのタンデム圧延を行い、０．５０ｍｍ厚に仕上げた。タンデム圧延で破断があったコイルを×、問題なかったコイルを○印で表２に記載した。圧延前の鋼板温度は８５℃であった。それから脱脂して、９６０℃×３０秒水素中連続焼鈍を行った。得られた磁気特性（磁束密度）を表２に示す。
【００３４】
実験Ｎｏ．１〜７で熱延板結晶粒径を制御したが、本発明範囲で優れた磁束密度および冷延性を確保することができた。また，実験Ｎｏ．８〜１１でホットバスでの浸漬時間を変えてホットバスでの酸化膜厚を調整したが、厚くても冷延には問題がなかった。
【００３５】
【表２】
2006161094.tif 000003