(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｓｉ：２．０〜４．５％、Ｃ：０．００１〜０．１０％、Ａｌ：０．０１０％以下、Ｍｎ：０．０８％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓ：０．００５〜０．０５０％、を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなるスラブを、加熱し、熱間圧延した後、１回の冷間圧延、或いは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行い、その後、脱炭及び再結晶焼鈍を行った後、二次再結晶焼鈍を行う、方向性電磁鋼板の製造方法であって、
前記二次再結晶焼鈍の際に、単独で粒界に偏析するＳおよびＦｅＳ析出物の少なくとも一つによって結晶粒成長を抑制することにより、二次再結晶を起こして、
前記二次再結晶焼鈍は、脱炭及び再結晶された鋼板を１０００〜１２００℃の温度に昇温して二次再結晶を起こした後、１０００〜１２００℃の温度で１０時間以内に均熱処理し、冷却させることにより行われる、
ことを特徴とする、方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記スラブはＭｎが０．０５％以下で含有される、請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
二次再結晶された鋼板の厚さ方向の断面におけるＡｌ酸化物の密度を０．１〜５００個／ｍｍ２とする、請求項１又は２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
５０Ｈｚ、１．７テスラの交流磁場を印加した条件での保磁力値を３０Ａ／ｍ以下とする、請求項１から３のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記熱間圧延後前記冷間圧延前に、熱延板焼鈍を行う、請求項１から４のいずれか１項に記載の磁性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項６】
重量％で、Ｓｉ：２．０〜４．５％、Ｓ：０．００５〜０．０５０％、Ｃ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０１０％以下、Ｍｎ：０．０８％以下、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、請求項１〜５のいずれか１項記載の製造方法によって製造された方向性電磁鋼板。
【請求項７】
前記方向性電磁鋼板は、厚さ方向の断面におけるＡｌ酸化物の密度が０．１〜５００個／ｍｍ２である、請求項６に記載の磁性に優れた方向性電磁鋼板。
【請求項８】
前記方向性電磁鋼板は、５０Ｈｚ、１．７テスラの交流磁場を印加した条件での保磁力値が３０Ａ／ｍ以下である、請求項６又は７に記載の磁性に優れた方向性電磁鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電子機器、例えば各種変圧器、および発電機のような大型回転機器などの鉄心材料として用いられる方向性電磁鋼板方法に関し、より詳しくは、Ｓ単独の粒界偏析とＦｅＳ析出物の一次再結晶粒成長抑制効果を用いて｛１１０｝＜００１＞方位の二次再結晶を安定的に形成させ、二次再結晶された鋼板内で磁性に有害なＡｌ系析出物及び酸化物を減少させることにより、極めて優れた磁性を有する方向性電磁鋼板を製造する方法、及びその方法によって製造された磁性に優れた方向性電磁鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
方向性電磁鋼板は、鋼板面の全ての結晶粒の方位が｛１１０｝面であり、圧延方向の結晶方位は＜００１＞軸に平行な、いわゆるＧｏｓｓ集合組織をなして鋼板の圧延方向に磁気特性に最も優れた軟磁性材料である。一般に、磁気特性は磁束密度と鉄損で表現でき、高い磁束密度は結晶粒の方位を｛１１０｝＜００１＞方位に正確に配列することにより得られる。磁束密度の高い電磁鋼板は、電気機器の鉄心材料の大きさを小さくすることができるうえ、ヒステリシス損失が低くなって電気機器の小型化と同時に高効率化を高めることができる。鉄損は、鋼板に任意の交流磁場を加えたときに熱エネルギーとして消費される電力損失であって、鋼板の磁束密度及び板厚さ、鋼板中の不純物量、比抵抗、並びに二次再結晶粒のサイズなどによって大きく変化し、磁束密度と比抵抗が高いほど、そして板厚さと鋼板中の不純物量が低いほど鉄損が低くなって電気機器の効率が増加する。
【０００３】
現在、全世界的にＣＯ２の発生を低減して地球温暖化に対処するために、省エネルギーと共に高効率の製品化を目指す情勢であり、電気エネルギーを少なく使用する高効率化電気機器の拡大普及に対する需要が増加するにつれて、より優れた低鉄損特性を有する方向性電磁鋼板の開発に対する社会的要求が増大しつつある。
【０００４】
一般に、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板は、鋼板の圧延方向に｛１１０｝＜００１＞方位のＧｏｓｓ組織が強く発達しなければならず、このような集合組織を形成させるためにはＧｏｓｓ方位の結晶粒が二次再結晶という非正常な結晶粒成長を形成させなければならない。このような非正常な結晶成長は、通常の結晶粒成長とは異なり、正常な結晶粒の成長が析出物、介在物、または固溶する或いは粒界に偏析する元素によって正常的に成長する結晶粒界の移動が抑制されたときに発生する。このように結晶粒成長を抑制する析出物や介在物などを特別に結晶粒成長抑制剤という。｛１１０｝＜００１＞方位の二次再結晶による方向性電磁鋼板製造技術に関する研究は、強力な結晶粒成長抑制剤を用いて｛１１０｝＜００１＞方位に対する集積度の高い二次再結晶を形成して優れた磁気特性を確保することに主力してきている。
【０００５】
初期開発された方向性電磁鋼板は、Ｍ．Ｆ．Ｌｉｔｔｍａｎにより提示されたＭｎＳが結晶粒成長抑制剤として使用され、２回の冷間圧延法で製造される。これによって、二次再結晶は安定的に形成されたが、磁束密度はあまり高くない水準であり、鉄損も高い方である。
【０００６】
その後、田口、板倉によって、ＡｌＮ、ＭｎＳ析出物を複合的に利用し、８０％以上の冷間圧延率で１回強冷間圧延して方向性電磁鋼板を製造する方法が提案されている。
【０００７】
最近は、ＭｎＳを使用することなく１回強冷間圧延を行った後、脱炭を実施し、しかる後に、アンモニアガスを用いた別途の窒化工程を介して鋼板の内部に窒素を供給して強力な結晶粒成長抑制効果を発揮するＡｌ系の窒化物によって二次再結晶を起こす方向性電磁鋼板の製造方法が、日本特開平１−２３０７２１号公報及び日本特開平１−２８３３２４号公報に提案されている。
【０００８】
これまで方向性電磁鋼板を製造する殆どの鉄鋼社では、主にＡｌＮ、ＭｎＳ［Ｓｅ］などの析出物を結晶粒成長抑制剤として用いて二次再結晶を起こす製造方法を使用している。
【０００９】
このようなＡｌＮ、ＭｎＳ析出物を結晶粒成長抑制剤として用いる方向性電磁鋼板の製造方法は、二次再結晶を安定的に起こすことができるという利点はあるが、強力な結晶粒成長抑制効果を発揮するためには析出物を非常に微細かつ均一に鋼板に分布させなければならない。このように微細な析出物を均一に分布させるためには、熱間圧延の前にスラブを１３００℃以上の高温で長時間加熱し、鋼中に存在していた粗大な析出物を固溶させた後、非常に短時間で熱間圧延を施し、析出が起こっていない状態で熱間圧延を済ませなければならない。このためには大単位のスラブ加熱設備を必要とし、析出を最大限抑制するために熱間圧延と巻取工程を非常に厳しく管理し、熱間圧延後の熱延板焼鈍工程で固溶した析出物が微細に析出するように管理しなければならないという制約が伴われる。また、高温でスラブを加熱すると、低融点のＦｅ２ＳｉＯ４が形成されることにより、スラブウォッシング現象が発生して収率が低下することがある。
【００１０】
上述した問題点と共に、ＡｌＮやＭｎＳなどの析出物を結晶粒成長抑制剤として用いて二次再結晶を起こす方向性電磁鋼板の製造方法は、二次再結晶の完了後に析出物構成成分を除去するために、１２００℃の高温で３０時間以上長時間純化焼鈍を行わなければならない製造工程上の複雑性とコスト負担を伴う。
【００１１】
すなわち、ＡｌＮやＭｎＳなどの析出物を結晶粒成長抑制剤として用いて二次再結晶を起こした後、このような析出物が鋼板内に残留すると、磁区の移動を妨害してヒステリシス損失を増加させる原因になるため、必ずこれを除去しなければならない。よって、二次再結晶の完了後、約１２００℃の高温で１００％水素ガスを用いて長時間純化焼鈍を行うことにより、ＡｌＮとＭｎＳなどの析出物及びその他の不純物を除去する。このような純化焼鈍によってＭｎＳ析出物はＭｎとＳに分離され、Ｍｎは鋼中に固溶し、Ｓは表面に拡散して雰囲気中の水素ガスと反応してＨ２Ｓに形成されて排出される。
【００１２】
最近開発された、冷間圧延、脱炭焼鈍および窒化処理によるＡｌＮ系窒化析出物によって二次再結晶を形成するスラブ低温加熱法による方向性電磁鋼板製造技術は、スラブ加熱温度を１２００℃以下にしてスラブ加熱設備運営上の難しさや熱延段階における収率低下などの問題点を多く改善してきた。ところが、この方法も二次再結晶の完了後にＡｌＮ析出物の構成成分を除去するために、１２００℃の高温で３０時間以上長時間純化焼鈍を行わなければならない製造工程上の複雑性およびコスト負担を伴う問題点は解消していない。
【００１３】
このような純化焼鈍過程においてＡｌＮ系析出物がＡｌとＮに分解された後、Ａｌが鋼板の表面に移動して表面酸化層の酸素と反応することによりＡｌ２Ｏ３酸化物が形成されるが、このように形成されたＡｌ系酸化物や純化焼鈍過程で分解されていないＡｌＮ析出物などは、鋼板内或いは表面の近くで磁区の移動を妨害して鉄損を劣化させる原因になる。
【００１４】
したがって、方向性電磁鋼板の磁性をより向上させ且つ純化焼鈍の負担を省いて生産性を向上させるためには、ＡｌＮやＭｎＳなどの析出物を結晶粒成長抑制剤として用いていない新規の方向性電磁鋼板を製造する技術を必要とする。
【００１５】
ＡｌＮやＭｎＳなどの析出物を結晶粒成長抑制剤として用いることなく方向性電磁鋼板を製造する方法としては、日本特開昭６４−５５３３９号公報と日本特開平２−５７６３５号公報などに開示されているように、表面エネルギーを結晶成長駆動力として用いて｛１１０｝＜００１＞方位をまず成長させる方法がある。この方法は、鋼板の表面に存在する結晶粒は結晶方位によって表面エネルギーが異なり、最も低い表面エネルギーを有する｛１１０｝面の結晶粒が、さらに高い表面エネルギーを有する他の結晶粒を蚕食しながら成長するということに着目したものであって、このような表面エネルギーの違いを効果的に利用するためには鋼板の厚さが薄くなければならないという問題点がある。上述した日本特開昭６４−５５３３９号公報では鋼板の厚さを０．２ｍｍ以下に提示しており、日本特開昭平２−５７６３５号公報では鋼板の厚さを０．１５ｍｍ以下に提示している。このように鋼板の厚さが非常に薄い条件でのみ、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を製造することができるという制約を伴う。ところが、現在変圧器を製造する際に広く用いられている方向性電磁鋼板の厚さは０．２３ｍｍ以上であり、それ以上の製品厚さで表面エネルギーを用いて二次再結晶を形成するには技術的に難しさが存在する。また、表面エネルギーを用いた技術は、０．２０ｍｍ以下の厚さに製造する際に冷間圧延工程上に工程負荷が大きく作用するという問題点がある。それだけでなく、表面エネルギーを効果的に用いるためには、鋼板の表面に酸化物が生成されることを積極的に抑制した状態で二次再結晶させなければならないから、高温焼鈍雰囲気を真空或いは不活性ガスと水素ガスとの混合ガス雰囲気にすることが絶対的に要求される。そして、表面に酸化層が形成されないため、最終二次再結晶を形成する高温焼鈍過程においてＭｇ２ＳｉＯ４（フォルステライト）被膜の形成が不可能になって絶縁が難しく、鉄損が上昇するという欠点がある。
【００１６】
一方、日本特開２０００−１２９３５６号公報では、析出物を使用せず鋼板内の不純物の含量を最小化して結晶方位による結晶粒界の粒界移動度の差を極大化することにより、二次再結晶を形成させる、方向性電磁鋼板の製造方法を開示している。この文献ではＡｌ含有量を１００ｐｐｍ以下、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｓｅ、Ｓ、Ｐ、Ｎの含有量を５０ｐｐｍ以下に抑制することを提案しているが、実際提示された実施例では少量のＡｌが析出物又は介在物を形成することにより二次再結晶を安定化させると示している。よって、実質的に析出物を完全に排除した方向性電磁鋼板の製造方法とは認められず、これによって得られる磁気特性も現在常用されている方向性電磁鋼板製品の磁性より劣る。また、鋼板内の全ての不純物を最大限除去して低鉄損特性を確保するとしても、生産性の面ではコスト負担が加重される問題点を解消することはできない。
【００１７】
この他にも、ＴｉＮ、Ｖｎ、ＮｂＮ、ＢＮなどの多様な析出物を結晶粒成長抑制剤として活用しようと試みられたが、熱的不安定およびあまり高い析出物分解温度により安定な二次再結晶の形成には失敗している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１８】
【特許文献１】日本特開１９８９−２３０７２１号公報
【特許文献２】日本特開１９８９−２８３３２４号公報
【特許文献３】日本特開１９８９−０５５３３９号公報
【特許文献４】日本特開１９９０−０５７６３５号公報
【特許文献５】日本特開２０００−１２９３５６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１９】
本発明の一目的としては、ＡｌＮ或いはＭｎＳ析出物を結晶粒成長抑制剤として用いず、単独で粒界に偏析するＳと、ＦｅＳ析出物とを主な結晶粒成長抑制剤として用いて磁性を向上させ且つ生産性を高めるようにする、新しい方向性電磁鋼板の製造方法であって、Ｓ単独の粒界偏析およびＦｅＳ析出物による結晶粒成長抑制効果を用いて｛１１０｝＜００１＞方位の二次再結晶を安定的に形成すると同時に、二次再結晶が完了した鋼板内に存在するＡｌ系析出物と酸化物の量を最小化することにより、鉄損の非常に低い方向性電磁鋼板を低コストで効率よく製造する方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００２０】
上記目的を達成するために、本発明の一側面による磁性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｓｉ：２．０〜４．５％、Ｃ：０．００１〜０．１０％、Ａｌ：０．０１０％以下、Ｍｎ：０．０８％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓ：０．００２〜０．０５０％を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなるスラブを、加熱し、熱間圧延した後、１回の冷間圧延、或いは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行い、その後、脱炭及び再結晶焼鈍を行った後、二次再結晶焼鈍を行うことを特徴とする。
【００２１】
また、前記スラブには、Ｍｎが０．０５％以下で含有され、Ｓが０．００５％以上で含有されることがさらに好ましい。
【００２２】
また、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、上述の熱間圧延後冷間圧延前に、熱延板焼鈍を行うことが好ましい。
【００２３】
また、前記二次再結晶焼鈍は、脱炭及び再結晶された鋼板を１０００℃以上に昇温して二次再結晶を起こした後、１０００℃以上の温度で１０時間以内に均熱処理し、好ましくは均熱処理する時間を１時間以内にすることを特徴とする。
【００２４】
また、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、二次再結晶焼鈍の際に単独で粒界に偏析するＳおよびＦｅＳ析出物の少なくとも一つによって結晶粒成長を抑制することにより、二次再結晶を起こすことを特徴とする。
【００２５】
本発明の他の側面による磁気特性に優れた方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．０〜４．５％、Ｃ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０１０％以下、Ｍｎ：０．０８％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．０５０％を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、単独で粒界に偏析したＳおよびＦｅＳ析出物中の少なくとも一つが結晶粒成長抑制剤として作用して二次再結晶されたことを特徴とする。
【００２６】
また、前記方向性電磁鋼板は、二次再結晶された鋼板の厚さ方向の断面におけるＡｌ酸化物の密度が０．１〜５００個／ｍｍ２であり、５０Ｈｚ、１．７テスラの交流磁場を印加した条件での保磁力値が３０Ａ／ｍ以下であることを特徴とする。
【発明の効果】
【００２７】
本発明によれば、製鋼段階でＡｌ系酸化物或いは析出物を形成するＡｌの含量、およびＮとＭｎＳ析出物を形成するＭｎの含量を積極的に最小化しながら、二次再結晶形成のために必要な結晶粒成長抑制剤として、Ｓの単独粒界偏析とＦｅＳ析出物を用いて安定的に二次再結晶を起こし、二次再結晶された鋼板にＡｌ系析出物と酸化物の量を減少させて磁区移動の妨害を最小化することにより、極めて低い鉄損を有する方向性電磁鋼板を低コストで効率よく製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２８】
【図１】図１の（ａ）は本発明に係る方向性電磁鋼板（表１の発明材３）の厚さ方向の断面を透過電子顕微鏡で撮影し、結晶粒界に析出しているＦｅＳを示したＴＥＭ写真を示し、図１の（ｂ）は本発明に係る方向性電磁鋼板（表１の発明材３）の成分をＥＤＳで分析したグラフを示す。
【図２】図２の（ａ）はＡｌの含量が０．０１％を超える鋼板（表２の比較材６）の厚さ方向の断面を走査電子顕微鏡で撮影したＳＥＭ写真を示し、図２の（ｂ）はＡｌの含量が０．０１％を超える鋼板（表２の比較材６）の成分をＥＤＳで分析したグラフを示す。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００３０】
既存の方向性電磁鋼板製造技術では、結晶粒成長抑制剤としてＡｌＮ、ＭｎＳなどの析出物を使用している。全ての工程がこれらの析出物の分布を厳しく制御し、二次再結晶された鋼板内に残留した析出物が除去されるようにするための条件によって制約されている。
【００３１】
このため、本発明者らは、結晶粒成長抑制剤としてＡｌＮ或いはＭｎＳ析出物を使用することなく二次再結晶を安定的に起こすことさえできれば、既存の方向性電磁鋼板製造工程を画期的に単純化することができるということに着目し、多様な合金元素と不純物、そしてこれらの析出物を結晶粒成長抑制剤として用いて磁性に優れた方向性電磁鋼板を製造するための研究を重ねた。
【００３２】
このように、本発明者らは、結晶粒成長抑制剤としてＡｌＮ或いはＭｎＳ析出物を使用しない新しい方向性電磁鋼板製造技術に対する長期間の研究により、粒界偏析元素であるＳが単独で結晶粒界に偏析するようにすると同時に、ＦｅＳ析出物を用いて結晶粒成長を抑制することにより、｛１１０｝＜００１＞方位の二次再結晶を安定的に起こし、これと同時に最終高温焼鈍後の鋼板内にＡｌ析出物と酸化物を最小化することにより、極めて低い鉄損を有する方向性電磁鋼板を開発することができるという新しい事実を発見した。
【００３３】
すなわち、本発明者らは、結晶粒成長に及ぼす粒界偏析元素の影響に対して調べるために、特別に析出物を形成する元素を排除し、粒界偏析元素Ｓを様々な含量で添加させた成分系のインゴットを真空溶解して二次再結晶可能性を調べた結果、Ｍｎの添加を制限した状態でＳを適正量添加したときに｛１１０｝＜００１＞方位の二次再結晶が安定的に形成され、１．９０（テスラ）以上の磁束密度と共に０．９５（Ｗ／ｋｇ）以下の優れた鉄損特性が確保されるという事実を確認することができた。
【００３４】
これと共に、本発明者らは、ＡｌＮ又はＭｎＳ析出物を形成する元素を排除し、所定のＳが添加される成分系を用いたときには、二次再結晶済みの鋼板内にＡｌ含有析出物と酸化物の発生頻度が、通常ＡｌＮ系析出物を使用した成分系を用いた場合から確認されるＡｌ含有析出物と酸化物の発生頻度より著しく減少して、通常のＡｌＮ系析出物を結晶粒成長抑制剤として用いる場合に比べて優れた鉄損特性が確保されるという事実も確認することができた。
【００３５】
Ｓは粒界に偏析する元素であるということは既に知られており、凝固過程で中心偏析を生じさせて変形中にクラックを促進するから、一般の方向性電磁鋼板の製造の際に、Ｓが中心に偏析せず均一に分布するように誘導するためにカーボンを使用している。また、Ｓは、一般の方向性電磁鋼板製造工程において、約０．０８％〜０．２％のＭｎと反応してＭｎＳ析出物を形成し、形成されたＭｎＳ析出物が結晶粒成長抑制剤として作用して結晶粒のサイズを微細化することに活用されている。
【００３６】
ところが、前述したように、ＭｎＳ析出物を微細かつ均一に分布させるためには、スラブを１３００℃以上の高温で加熱しなければならず、二次再結晶高温焼鈍後に粗大なＭｎＳを分解できるように１２００℃の高温で長時間焼鈍しなければならないという問題点がある。
【００３７】
本発明では、かかる問題点を補完するために、ＭｎＳ析出物がほぼ形成されないようにＭｎの含量を最小化させることにより、ＳがＭｎと反応していない状態で単独で粒界に偏析し、或いはＦｅＳ析出物が形成されるようにして、結晶粒の成長を積極的に抑制することにより、｛１１０｝＜００１＞方位の二次再結晶形成を起こすようにする。
【００３８】
よって、本発明は、ＡｌＮ又はＭｎＳなどの析出物を用いず、Ｓ単独の粒界偏析とＦｅＳ析出物によって結晶粒成長抑制効果を発揮するので、ＡｌＮ、ＭｎＳ析出物を固溶させるためにスラブを高温で長時間加熱する必要がなく、脱炭焼鈍の後に追加の抑制力補強のための窒化処理を必要としないため、複雑な工程の省略が可能である。それだけでなく、ＦｅＳは融点が１１９４℃と非常に低いため、｛１１０｝＜００１＞二次再結晶開始温度を１０００℃以下に低めることが可能であり、温度１２００℃での純化焼鈍の際にＦｅＳの分解及びＳの排出が非常に容易に行われる。
【００３９】
以下、本発明の成分限定理由について説明する。
Ｓｉは、電磁鋼板の基本組成であって、素材の比抵抗を増加させて鉄心損失、すなわち鉄損を低める役割を果たす。Ｓｉ含量が２．０％未満の場合、比抵抗が減少して鉄損特性に劣り、高温焼鈍の際に相変態区間が存在して二次再結晶が不安定になることがある。Ｓｉが４．５％を超えて過剰含有される場合は、鋼の脆性が大きくなって冷間圧延が極めて難しくなり、オーステナイト分率を４０％以上含有するためのＣの含量が大きく増加するうえ、二次再結晶形成が不安定になることがある。よって、Ｓｉは２．０〜４．５％に限定する。
【００４０】
Ａｌは鋼中で窒素と結合してＡｌＮ析出物を形成する。よって、本発明ではＡｌの含量を積極的に抑制してＡｌ系窒化物又は酸化物の形成を回避する。酸可溶性Ａｌの含量が０．０１０％を超過する場合は、ＡｌＮ及びＡｌ２Ｏ３の形成が促進され、これを除去するための純化焼鈍時間の増加を要する。また、Ａｌ２Ｏ３などの酸化物は最終製品に残留し、保磁力を増加させて鉄損を増加させるので、製鋼段階で酸可溶性Ａｌの含量を０．０１０％以下に積極的に抑制する。
【００４１】
本発明者らが製鋼段階でのＡｌ含量による最終方向性電磁鋼板製品のＡｌ系酸化物の密度を測定した結果、Ａｌの含量が０．０１％を超えて増加すると、Ａｌ系酸化物の密度が５００個／ｍｍ２を超えて増加し、鋼板の鉄損も急激に増加する傾向を示した。よって、Ａｌ系酸化物の密度を５００個／ｍｍ２以下に減らすためには、Ａｌの含量を０．０１％に減らすことが必要である。Ａｌ系酸化物の密度はできる限り少ないことが最終製品の鉄損に肯定的な効果を与えており、なるべく工程制御によって、Ａｌ系酸化物の密度は０．１〜５００個／ｍｍ２に管理することが好ましい。
【００４２】
ＭｎはＳｉと同様に比抵抗を増加させて鉄損を減少させる効果があるが、従来の特許で主張されていた添加の主な目的は、鋼中でＳと反応してＭｎＳ析出物を形成して結晶粒成長を抑制することである。ところが、本発明では、Ｓ単独の粒界偏析或いはＦｅＳ析出による結晶粒成長抑制効果を得ることを目的とするから、Ｍｎの含量を積極的に抑制することが好ましい。非常に理想的な方法はＭｎを添加しないことであるが、製鋼過程で不可避に添加されるならば、その添加量は０．０８％以下に制限することが好ましい。
【００４３】
Ｍｎが０．０８％を超えて添加される場合は、ＭｎＳが粗大に析出するので、Ｓが単独で粒界に偏析する効果が低下し、ＦｅＳの析出も難しくなる。しかも、純化焼鈍工程でＭｎＳの分解に多くの時間がかかり、最終製品に析出物として残留して鉄損を上昇させる原因になれるので、Ｍｎの含量は０．０８％以下、好ましくは０．０５％以下に管理することが好ましい。
【００４４】
ＮはＡｌと反応してＡｌＮとＳｉ３Ｎ４析出物を形成する元素であって、酸可溶性Ａｌの含量を積極的に抑制することにより、ＡｌＮの形成を積極的に抑制する。Ｓｉ３Ｎ４の場合、結晶粒成長に影響を及ぼす可能性はあるが、Ｓｉ３Ｎ４析出物は、分解温度が８００℃内外であって、Ｓの粒界偏析による二次再結晶の形成に影響をあまり及ぼさない。但し、Ｎの含量が多い場合、鋼中に存在するＡｌと反応してＡｌＮを形成し、或いは粒界に偏析することによりＳの粒界偏析に影響を及ぼすので、Ｎの含量は製鋼段階で０．００５％以下に管理することが好ましい。
【００４５】
Ｃは、オーステナイト安定化元素であって、９００℃以上の温度で相変態を起こして連鋳過程に発生する粗大な柱状晶組織を微細化する効果と共に、Ｓのスラブ中心偏析を抑制する。さらに、Ｃは冷間圧延中に鋼板の加工硬化を促進して鋼板内に｛１１０｝＜００１＞方位の二次再結晶核生成を促進することもある。よって、添加量に大きな制約はないが、Ｃが０．００１％未満で含有される場合は、相変態及び加工硬化効果を得ることができず、０．１％を超えて添加する場合は、熱延エッジ−クラックの発生により作業上に問題点が発生すると共に、冷間圧延後の脱炭焼鈍の際に脱炭工程の負荷が発生するので、添加量は０．００１〜０．１０％が好ましい。
【００４６】
Ｓは本発明の核心元素であって、単独で粒界に偏析すると同時に結晶粒界でＦｅＳ析出物を形成して結晶粒系の移動を強力に抑制することにより、｛１１０｝＜００１＞方位の二次再結晶を可能とする。最も理想的には、純粋にＳが単独で存在し或いはＦｅＳを形成することに必要な含量として、Ｓは０．００２〜０．０５％で添加されることが好ましいが、不可避的にＭｎが混入して含有される場合は、ＭｎＳを形成してから残っているＳの含量が少なくとも０．００２％以上となるように、製鋼段階でＳは０．００５％以上で添加させることが特に好ましい。よって、Ｓは０．００２〜０．０５％、好ましくは０．００５〜０．０５％の範囲で添加する。
【００４７】
もしＳが０．００２％未満で添加されるか、或いはＭｎＳと反応せず単独で存在するＳが０．００２％未満になると、Ｓ単独の粒界偏析またはＦｅＳ析出物による結晶粒成長抑制効果が足りなくなることがある。Ｓが０．０５％を超えて添加すると、熱間圧延段階で赤熱脆性によるエッジ−クラックの発生により熱間圧延作業が難しくなることがある。
【００４８】
しかも、製鋼段階でＳを０．００５〜０．０５％の範囲で添加すると、最終製品にＳが残留することになり、この際、最終製品に残留するＳの含量は０．０００５重量％以上となる。Ｓは最終焼鈍工程で二次再結晶を形成し後、Ｈ２雰囲気ガスと反応してＨ２Ｓガスで鋼板から自然に除去されるが、通常の１２００℃の長時間焼鈍でのように大量で除去されず、高温焼鈍方法によって一部残留する。このように残留するＳは主に粒界に存在し、最終製品の磁気特性に悪い影響を及ぼさない。このようなＳの特性が本発明を実現可能とする重要な理由の一つであり、最終製品ではＳが少なくとも０．０００５重量％以上残留してもよく、最大のＳ残留含量は高温焼鈍方法によって異なるため、特に限定しない。
【００４９】
上述した合金元素の他に、Ｓの粒界偏析又はＦｅＳ析出物の結晶粒成長抑制効果を阻害しない限り、他の合金元素が添加されてもよいことは、本発明の範囲から逸脱しないことであるのは明らかである。
【００５０】
以下、本発明の磁性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
製鋼段階では、ＡｌＮ析出物形成元素であるＡｌの含量を最大限低く管理することが必要であり、本発明で必要な単独のＳ或いはＦｅＳを多く形成させるためにはＭｎＳの析出が最大限抑制されるようにしなければならない。そのためには、できる限りＭｎの含量も低く管理することが必要である。そして、比抵抗を増加させるＳｉの添加、組織均一化のためのＣの添加、および結晶成長抑制力を得るために必要なＳの添加以外に、必要に応じて｛１１０｝＜００１＞集合組織の形成に有利な合金元素を添加しても構わない。製鋼段階で成分が調整された溶鋼は連続鋳造によってスラブに製造される。
【００５１】
以後のスラブ加熱は、他の鋼種のスラブ加熱条件との間で干渉が生じないようにスラブ加熱温度を定めればよい。よって、スラブの加熱は１０５０〜１２８０℃の温度で行うことが好ましい。
【００５２】
所定の温度でスラブを加熱した後、熱間圧延を行い、最終冷間圧延段階で５０〜９５％の圧延率を適用して最終製品の厚さに製造することができるように、熱間圧延によって厚さ１．５〜４．０ｍｍの熱延板に製造することができる。
【００５３】
熱間圧延された熱延板は、必要に応じて熱延板焼鈍を行った後、冷間圧延を行う。熱延板焼鈍を行う場合、熱延組織を均一にするために、９００℃以上の温度で加熱し、適正の時間均熱した後、冷却する。
【００５４】
その後、冷間圧延は、リバース圧延機或いはタンデム圧延機などを用いて、１回の冷間圧延、或いは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延法によって最終製品厚さの冷延板が製造されるように行う。冷間圧延中に鋼板の温度を１００℃以上に維持する温間圧延を行うことは磁性の向上に有利である。
【００５５】
冷間圧延の完了後には、脱炭及び再結晶焼鈍を行う。脱炭及び再結晶焼鈍は、脱炭がよく起こるように７５０℃以上の温度で３０秒以上保つことにより、鋼板の炭素含量を約０．００３０重量％以下に減少させるようにすることができ、これと同時に鋼板の表面に適正量の酸化層を形成させることができる。脱炭及び再結晶焼鈍によって変形した冷間圧延組織は再結晶され、適正の大きさまで結晶成長する。この際、再結晶粒が５μｍ以上のサイズに成長することができるように、脱炭焼鈍温度と均熱時間を調整すればよい。
【００５６】
脱炭及び再結晶焼鈍を行った後は、ＭｇＯなどの焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶焼鈍を行う。二次再結晶焼鈍は適正の昇温率で昇温して｛１１０｝＜００１＞Ｇｏｓｓ方位の二次再結晶を起こし、ついで不純物除去過程である純化焼鈍を経た後、冷却すればよい。  通常の場合と同様に、昇温過程では焼鈍雰囲気ガスとして水素と窒素の混合ガスを用いて熱処理し、純化焼鈍過程では焼鈍雰囲気ガスとして１００％水素ガスを用いて不純物を除去する方法を適用させることができる。
【００５７】
本発明では、ＡｌＮ又はＭｎＳ析出物を主な結晶粒成長抑制剤として使用しないので、ＡｌＮ或いはＭｎＳを分解して除去するための純化焼鈍の負担が軽減し、純化焼鈍の温度は約１０００℃以上にすれば十分である。純化焼鈍に必要な時間は純化焼鈍の温度によって異なるが、約１０００〜１２００℃の温度で１０時間以内、好ましくは１時間以内の均熱処理のみでも、極めて優れた磁性を有する方向性電磁鋼板を製造することができる。
【実施例】
【００５８】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。
【００５９】
（実施例１）
下記表１に示したような含量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ａｌ、Ｎを含有し、残部がＦｅその他の不可避不純物からなるスラブを真空溶解してインゴットを製造し、インゴットを１２５０℃の温度で加熱した後、厚さ２．３ｍｍとなるように熱間圧延した。熱間圧延された熱延板は、９００℃の温度で加熱した後、１８０秒間均熱して熱延板焼鈍した。その後、熱延板焼鈍された鋼板を冷却させた後、酸洗し、しかる後に、冷間圧延して厚さ０．３０ｍｍの冷延板に製造した。冷間圧延された鋼板は湿っぽい水素と窒素の混合ガス雰囲気中で８１０℃の温度で１８０秒間維持して脱炭及び再結晶熱処理した。この鋼板に焼鈍分離剤ＭｇＯを塗布した後、コイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍は１２００℃までは２５％窒素＋７５％水素の混合雰囲気とし、１２００℃到達後には１００％水素ガス雰囲気で１時間維持した後、炉冷した。
【００６０】
ＭｎとＳの含量変化による方向性電磁鋼板の磁気特性を測定し、結果を下記表１に示す。
【００６１】
【表１】
0005756862.tif 000002
【００６２】
表１より確認できるように、Ｓの含量を本発明の範囲である０．００２〜０．０５％に制御した発明材１〜発明材８は磁束密度と鉄損の両方ともに優れる。
【００６３】
図１の（ａ）は発明材３の鋼板厚さ方向の断面を透過電子顕微鏡で撮影し、結晶粒界に析出しているＦｅＳを示すＴＥＭ写真を示し、図１の（ｂ）は発明材３の鋼板成分をＥＤＳ（エネルギー分散分光法；Ｅｎｅｒｇｙ  Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）で分析したグラフを示す。図１の（ａ）に示したＴＥＭ写真より、結晶粒界に析出したＦｅＳが観察される。図１の（ｂ）に示したグラフより、ＦｅとＳ成分がピークを成すことから、ＦｅＳ析出物が結晶粒成長抑制剤として作用したという事実が確認される。
【００６４】
比較材１は、低いＳ含量によりＳ単独の粒界偏析とＦｅＳ析出物による結晶粒成長抑制効果が得られず、磁性に劣った。比較材２と比較材３は、Ｓの含量が本発明の範囲に属するが、Ｍｎの含量が０．０８％を超えて、粗大なＭｎＳが析出物として残留して鉄損に劣った。比較材４と比較材５は、Ｓの含量が０．０５％を超えることにより、二次再結晶が完全には形成されず磁気特性に劣ったうえ、熱間圧延段階で赤熱脆性によるエッジクラックが発生した。
【００６５】
（実施例２）
下記表２に示したような含量のＣ、Ｓｉ、ＡｌおよびＮ、０．０１０％のＭｎ、そして０．０１５％のＳを含有し、残部がＦｅおよびその他の不可避不純物からなるスラブを真空溶解してインゴットを製造し、インゴットを１２５０℃の温度で加熱した後、厚さ２．３ｍｍとなるように熱間圧延した。
【００６６】
熱間圧延された熱延板は、１１００℃の温度で加熱した後、１８０秒間均熱し、熱延板焼鈍した。次いで、熱延板焼鈍された鋼板を冷却させた後、酸洗し、ついで冷間圧延して厚さ０．３０ｍｍの冷延板に製造した。
【００６７】
冷間圧延された鋼板は、  湿っぽい水素と窒素の混合ガス雰囲気中で８３０℃の温度で１８０秒間維持して脱炭及び再結晶熱処理した。
【００６８】
この鋼板に焼鈍分離剤としてのＭｇＯを塗布した後、コイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍の際に、１２００℃までは５０％窒素＋５０％水素の混合雰囲気とし、１２００℃到達後には１００％水素ガス雰囲気で１時間維持した後、炉冷した。
【００６９】
各製造された方向性電磁鋼板のＡｌ系酸化物の平均サイズ、密度および磁気特性を測定し、その結果を下記表２に示す。Ａｌ系酸化物の平均サイズは、鋼板の厚さ方向の断面から観察される各Ａｌ系酸化物に対して最長長さと最短長さを平均してＡｌ系酸化物のサイズを計算した後、観察されたＡｌ系酸化物のサイズを平均して求めた。Ａｌ系酸化物の密度は鋼板の厚さ方向の断面から単位自乗メートル当たりＡｌ系酸化物の個数を求めて算出した。
【００７０】
【表２】
0005756862.tif 000003
【００７１】
表２に示すように、Ａｌが０．０１％以下に抑制され、Ｎが０．００５％以下に抑制された発明材９〜発明材１５は、Ａｌ系酸化物の平均サイズがいずれも２．５μｍ以下に形成され、５００（１／ｍｍ２）以下の低いＡｌ系酸化物の密度が確保されて磁束密度と鉄損の両方ともに優れる。
【００７２】
これに対し、酸可溶性Ａｌの含量が０．０１％を超える比較材７と、酸可溶性Ａｌの含量が０．０１％を超え、Ｎの含量が０．００５％を超える比較材６および比較材８は、二次再結晶焼鈍後の最終製品でＡｌ系酸化物が鋼板内に過剰形成されることにより、磁壁移動を妨害して鉄損に劣った。
【００７３】
図２の（ａ）は比較材６の鋼板厚さ方向の断面を走査電子顕微鏡で撮影したＳＥＭ写真を示し、図２の（ｂ）は比較材６の鋼板成分をＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ  Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）で分析したグラフを示す。
【００７４】
図２の（ａ）に示したＳＥＭ写真よりは、鋼板の厚さ方向の断面からサイズの大きいＡｌ酸化物が多数観察される。また、図２の（ｂ）に示したグラフよりも、ＡｌとＯ成分が大きいピークを成すことから、Ａｌ２Ｏ３などのＡｌ酸化物が鋼板内に残留していることが確認される。
【００７５】
表２に示した結果と図２の図示より、Ａｌが０．０１％を超えて含有されると、鋼板内に残留するＡｌ系酸化物の密度が５００個／ｍｍ２を超過し、これが鋼板の磁化中に磁壁の移動を抑制して鉄損中でヒステリシス損失を増加させると考えることができる。よって、ヒステリシス損失を著しく低めて極低鉄損の方向性電磁鋼板を製造するためには、Ａｌの含量を０．０１％以下に制限して最終製品の鋼板厚さ方向の断面におけるＡｌ系酸化物の個数を５００個／ｍｍ２以下に減少させるとよい。
【００７６】
（実施例３）
下記表３に示したような含量のＣ、Ｓｉ、ＡｌおよびＮ、０．０２０％のＭｎ、そして０．０２０％のＳを含有し、残部がＦｅおよびその他の不可避不純物からなるスラブを真空溶解してインゴットを製造し、インゴットを１２５０℃の温度で加熱した後、厚さ２．３ｍｍとなるように熱間圧延した。
【００７７】
熱間圧延された熱延板は、１１００℃の温度で加熱した後、９００℃の温度で１２０秒間均熱して熱延板焼鈍した。次いで、熱延板焼鈍された鋼板を冷却させた後、酸洗し、ついで冷間圧延して厚さ０．３０ｍｍの冷延板に製造した。
【００７８】
冷間圧延された鋼板は、湿っぽい水素と窒素の混合ガス雰囲気中で８５０℃の温度で１８０秒間維持して脱炭および再結晶熱処理した。
【００７９】
この鋼板に焼鈍分離剤としてのＭｇＯを塗布した後、コイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍の際に、１２００℃までは５０％窒素＋５０％水素の混合雰囲気とし、１２００℃到達後には１００％水素ガス雰囲気で１時間維持した後、炉冷した。
【００８０】
各製造された方向性電磁鋼板のＡｌ系酸化物の密度、保磁力および磁気特性を測定し、その結果を下記の表３に示す。
【００８１】
Ａｌ系酸化物の密度は鋼板の厚さ方向の断面を観察し、単位自乗メートル当たりＡｌ系酸化物の個数を求めて算出した。保磁力は鋼板が１．７テスラ（Ｔｅｓｌａ）、５０Ｈｚの交流磁場条件の下で鋼板の磁束密度値が０（ｚｅｒｏ）となるようにする印加磁場（Ａ／ｍ）を測定して求めた。
【００８２】
【表３】
0005756862.tif 000004
【００８３】
表３に示すように、Ａｌが０．０１％以下に抑制され、Ｎが０．００５％以下に抑制された発明材１６〜発明材１９は、Ａｌ系酸化物の密度が５００（個／ｍｍ２）以下と低く、保磁力が３０Ａ／ｍ以下の低い値を有し、磁性に優れる。
【００８４】
これに対し、酸可溶性Ａｌの含量が０．０１％を超え、Ｎ含量が０．００５％を超える比較材９〜比較材１１は、Ａｌ系酸化物の密度が５００（個／ｍｍ２）より多く、磁性に劣った。
【００８５】
酸可溶性Ａｌの含量が０．０１％を超えると、二次再結晶焼鈍後の最終製品においてＡｌ系酸化物が鋼板内に残留することになり、交流磁場の下で磁壁の移動を妨害し、固着させる。このような場合、反対方向への磁場変化の際に磁壁を移動させるためには、酸化物によって固着された磁壁を酸化物の妨害を克服して動かすのにさらに多くの力が入る。このような力は保磁力と表現される。保磁力が大きいということは、交流磁場の下で磁壁を移動させるのにはさらに多くの力がかかるという意味であり、これにより鉄損が増加する。
【００８６】
表３の結果より、Ａｌ系酸化物の密度が低い発明材１６〜発明材１９は保磁力が３０（Ａ／ｍ）以下の低い値を有するが、比較材９〜比較材１１は酸化物の個数が５００個／ｍｍ２を超過して保磁力が３０（Ａ／ｍ）より大きくなり、これにより鉄損も大きく増加することを確認することができる。
【図１（ａ）】
0005756862.tif 000005
【図１（ｂ）】
0005756862.tif 000006
【図２（ａ）】
0005756862.tif 000007
【図２（ｂ）】
0005756862.tif 000008