(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％または質量ppmで、Ｃ：0.010〜0.08％、Si：2.0〜8.0％およびMn：0.005〜1.0％を含有し、Ｎ、ＳおよびSeをそれぞれ50ppm未満、sol.Alを100ppm未満に抑制し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを、1300℃以下の温度域で再加熱後、熱間圧延を施して熱延板としたのち、熱延板焼鈍を施しまたは施すことなく、さらに１回または中間焼鈍挟む２回以上の冷間圧延にて最終板厚の冷延板とし、一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施し、その後鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍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、
上記鋼スラブに、さらに質量％で、Sn：0.010〜0.200％、Sb：0.010〜0.200％、Mo：0.010〜0.150％およびＰ：0.010〜0.150％のうちから選んだ少なくとも一種を含有し、かつ、上記仕上焼鈍昇温時に、400〜700℃の温度域での焼鈍を10時間以上とし、さらに、上記脱炭焼鈍において、鋼板が焼鈍される最高温度をTd（℃）とし、また上記仕上焼鈍時に、鋼板の二次再結晶が開始するまでの間に焼鈍される最高温度をTf（℃）とした場合に、Td＞Tfの関係を満たし、かつ上記仕上焼鈍時に、800℃以上Td（℃）以下の温度で20時間以上保定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２】
前記仕上焼鈍時に、二次再結晶が開始するまでの間の焼鈍雰囲気を分圧比率で60vol％以上のN2を含む雰囲気と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。
【請求項３】
前記鋼スラブに、さらに質量％または質量ppmで、Ni：0.010〜1.50％、Cr：0.01〜0.50％、Cu：0.01〜0.50％、Bi：0.005〜0.50％、Te：0.005〜0.050％およびNb：10〜100ppmのうちから選んだ少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、変圧器の鉄心材料に好適な方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
方向性電磁鋼板は、変圧器や発電機の鉄心材料として用いられる軟磁性材料で、鉄の磁化容易軸である<001>方位が鋼板の圧延方向に高度に揃った結晶組織を有するものである。このような集合組織は、方向性電磁鋼板の製造工程中、二次再結晶焼鈍の際にいわゆるゴス（Goss）方位と称される(110)[001]方位の結晶粒を優先的に巨大成長させる、二次再結晶を通じて形成される。
【０００３】
この方向性電磁鋼板については、インヒビターと呼ばれる析出物を使用して仕上焼鈍中にGoss方位を有する粒を二次再結晶させることが一般的な技術として使用されている。例えば、特許文献１に記載のAlN、MnSを使用する方法や、特許文献２に記載のMnS、MnSeを使用する方法などが開示されていて工業的に実用化されている。
【０００４】
これらのインヒビターを用いる方法は、1300℃以上という、高温でのスラブ加熱を必要とするが、安定して二次再結晶粒を発達させるのに極めて有用な方法である。さらに、これらのインヒビターの働きを強化するために、特許文献３にはPb、Sb、Nb、Teを利用する方法が、また特許文献４にはZr、Ti、B、Nb、Ta、V、Cr、Moを利用する方法がそれぞれ開示されている。
【０００５】
さらに、特許文献５には、酸可溶性Al（sol.Al）を0.010〜0.060％含有させ、スラブ加熱を低温に抑え、脱炭焼鈍工程で適正な窒化雰囲気下で窒化を行うことによって、二次再結晶時に(Al,Si)Ｎを析出させてインヒビターとして用いる方法が提案されている。
【０００６】
また、インヒビター成分を含有しない素材において、ゴス方位結晶粒を二次再結晶により発達させる技術が特許文献６等で開示されている。これは、インヒビター成分のような不純物を極力排除することで、一次再結晶時の結晶粒界が持つ粒界エネルギーの粒界方位差角依存性を顕在化させ、インヒビターを用いずともGoss方位を有する粒を二次再結晶させる技術であり、その効果をテクスチャーインヒビション効果と呼んでいる。
【０００７】
この技術では、インヒビターを純化する工程が不要なため、純化焼鈍を高温化する必要がないこと、さらにはインヒビターの鋼中微細分散が不要なため、微細分散のために必須であった高温スラブ加熱も必要がないことなど、コスト面でもメンテナンス面でも大きなメリットを有する技術である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特公昭４０−１５６４４号公報
【特許文献２】特公昭５１−１３４６９号公報
【特許文献３】特公昭３８−８２１４号公報
【特許文献４】特開昭５２−２４１１６号公報
【特許文献５】特許第２７８２０８６号公報
【特許文献６】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】
【０００９】
しかしながら、インヒビター成分を含有しない素材では、コイルの中での磁性ばらつきが大きい問題が顕在化している。そこで、発明者らが、この原因について鋭意調査した結果、インヒビターを用いてないために、仕上焼鈍時に二次再結晶が開始されるまでに結晶粒が正常粒成長してしまい、二次再結晶自体が不安定化すること、さらには仕上焼鈍をコイル形状で行うため、コイル内の不可避的な温度ばらつきが正常粒成長のばらつきを生み、コイル内の磁性ばらつきにつながることを突き止めた。
【００１０】
本発明は、上記した現状に鑑み開発されたもので、インヒビター成分を含有しない素材において、粒界偏析元素であるSb、Sn、PおよびMoを適宜含有させ、かつ仕上焼鈍時に二次再結晶するまでの温度を脱炭焼鈍時の最高温度よりも低く押さえることで、仕上焼鈍での正常粒成長を抑制し、ひいてはコイル内の磁性ばらつきが小さく工業的に安定して良好な磁気特性を有する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。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
以下、本発明を成功に至らしめた実験について説明する。
＜実験１＞
質量％または質量ppmでＣ:0.038％、Si:3.15％、Mn：0.09％、Ｓ：27ppm、Ｎ：29ppm、sol.Al：78ppm、Sb：0.045％を含んだ鋼スラブを連続鋳造にて製造し、1200℃でスラブ加熱した後、熱間圧延により2.3mmの厚さに仕上げた。
次いで、1030℃で60秒の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延で0.23mmの板厚に仕上げた。さらに、脱炭焼鈍を、前段は820℃で80秒、50％H2-50％N2、露点：60℃の条件で行う一方、後段は825から1000℃まで種々に変更し、均熱時間は10秒、50％H2-50％N2、露点：20℃の湿潤雰囲気下で行った。
【００１２】
引続き、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布したのち、仕上焼鈍を、前段で800℃から1000℃までの温度で均熱時間を60時間、N2雰囲気とし、後段は1200℃で５時間、水素雰囲気下で、コイル状に巻いた鋼板に施した。
どの条件でも、仕上焼鈍の前段の60時間保定で二次再結晶が開始していることを確認した。
【００１３】
得られたサンプルの鉄損Ｗ17/50（50Hzの周波数で1.7Tの励磁を行った場合の鉄損）をJIS-C-2550に記載の方法で測定した。この鉄損評価は、コイルの長手方向両端部、中心部、さらに両端部と中心部の中間の位置をそれぞれ計５箇所で個別に評価し、その平均をそのコイルの代表磁性とし、さらに５箇所の中の最大値と最小値の差をコイル内の磁性ばらつきとした。磁性ばらつきはΔＷと記す。
【００１４】
上記測定によって得られた結果を図１に示す。この結果から、脱炭焼鈍の後段温度を仕上焼鈍の前段温度よりも高温化した場合に、磁性ばらつきが抑制できることが明らかとなった。
【００１５】
＜実験２＞
質量％または質量ppmで、Ｃ:0.029％、Si:3.42％、Mn：0.11％、Ｓ：15ppm、Ｎ：45ppm、sol.Al：43ppm、Sb：0.071％を含んだ鋼スラブＡと、Ｃ:0.030％、Si:3.40%、Mn：0.11％、Ｓ：18ppm、Ｎ：42ppm、sol.Al：40ppmを含んだ鋼スラブＢとを、それぞれ連続鋳造にて製造し、1230℃でスラブ加熱した後、熱間圧延により2.0mmの厚さに仕上げた。
次いで、1050℃で30秒の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延で0.20mmの板厚に仕上げた。さらに、脱炭焼鈍を、前段は840℃で120秒、45％H2-55％N2、露点：55℃の条件で、後段は900℃で10秒、45％H2-55％N2、露点：10℃の湿潤雰囲気下で行った。
【００１６】
引続き、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布したのち、仕上焼鈍を、前段は860℃で40時間、N2雰囲気とし、後段は1200℃で10時間、水素雰囲気下としてコイル状に巻いた鋼板に施した。なお、仕上焼鈍前段の40時間保定後で二次再結晶が開始されていることを事前に確認した。
【００１７】
得られたサンプルの鉄損Ｗ17/50（50Hzの周波数で1.7Tの励磁を行った場合の鉄損）をJIS-C-2550に記載の方法で測定した。この鉄損評価は、コイルの長手方向両端部、中心部、さらに両端部と中心部の中間の位置からそれぞれ計５箇所を選んで評価し、５箇所の中の最大値と最小値の差をコイル内の磁性ばらつきの指標とした。磁性ばらつきの指標はΔＷと記す。
【００１８】
上記測定によって得られた結果を図２に示す。この結果から、Sbを含んだ鋼スラブＡは磁性ばらつきが抑制できるが、Sbを含まない鋼スラブＢは磁性ばらつきが大きいことが明らかとなった。
【００１９】
これらの理由について、発明者らは次のように考えている。
インヒビター成分を含有しない素材は、析出物が少なく粒成長を抑制する効果に乏しいが、一般的に方向性電磁鋼板は、二次再結晶を利用するものであり、仕上焼鈍中に二次再結晶が開始される前には一次再結晶粒のままの状態である潜伏期があって、この潜伏期は数時間から数十時間の時間を要する。そして、この潜伏期のため、仕上焼鈍時の温度が高いと、二次再結晶が開始されるまでの間に、結晶粒が正常粒成長してしまい、二次再結晶自体が不安定化することになる。また、仕上焼鈍はコイル形状で行うため、コイル内の不可避的な温度のばらつきが生じやすく、正常粒成長のばらつきが助長されることも上記調査の結果明らかとなった。
すなわち、発明者らは、これらのばらつきが、そのままコイル内の最終の磁性ばらつきにつながっていると考えている。
【００２０】
次に、発明者らは、一次再結晶時の温度を仕上焼鈍時の二次再結晶開始までの温度より高くすることで、一次再結晶で充分正常粒成長を生じさせれば、仕上焼鈍時の正常粒成長を抑制させることができるのではないかと考えた。
【００２１】
また、発明者らは、仕上焼鈍が上述したとおり長時間のため、この温度制御だけでは粒成長抑制効果は不十分であることから、Sbのような粒界偏析元素を併せて適用することで仕上焼鈍時の正常粒成長を抑制することができるのではないかと考えた。
【００２２】
特に、粒界偏析は、脱炭焼鈍で生じる量よりも仕上焼鈍で生じる量の方が多いため、粒界偏析元素の正常粒成長抑制効果を高めることが可能になる。すなわち、粒界偏析元素を利用することは、脱炭焼鈍が短時間で、仕上焼鈍が長時間である方向性電磁鋼板工程の特徴を有効に利用した技術と言える。
【００２３】
ここで、脱炭焼鈍の後段を高温化する技術は、すでに特許文献７に開示されている。しかしながら、同文献によれば、コイル内の磁性ばらつきは最も少ない場合でも0.04W/kgであり、多い場合は0.12W/kgと極めて大きな磁性ばらつきが発生している。それに対し、本発明では、後述するとおり、コイル内の磁性ばらつきは多くとも0.02W/kgであり、本発明の効果の方が著しく優れていることに疑いはない。
【００２４】
ここで、特許文献７では、鋼板成分の規定がSiだけになってはいるものの、実施例はすべてsol.AlかＳかＮを、本発明の範囲外まで多量に含んでいる。このことから、特許文献７に開示された技術は、インヒビターを利用した素材に対する技術であると推定され、本発明とは本質的に異なるためと考えられる。すなわち、本発明はインヒビター成分を含有しない素材を用いて、脱炭焼鈍の最高温度と仕上焼鈍の二次再結晶発現までの温度を制御することによって、過去の技術と比して飛躍的にコイル内の磁性ばらつきを低減する効果を高めた新技術である。
【００２５】
【特許文献７】特公昭５４−２４６８６号公報
【００２６】
また、特許文献８にも特許文献７と類似の技術が記載されているが、同様に実施例はsol.AlかＳかＮかSeを含んでおり、やはりインヒビターを利用した素材であると言える。さらに、磁性ばらつきも最も小さい場合で0.07W/kgであり、本発明より効果が小さい。
【００２７】
【特許文献８】特公昭５７−１５７５号公報
【００２８】
以上のように発明者らは、インヒビター成分を含有しない素材において、粒界偏析元素を添加し、かつ脱炭焼鈍の最高温度を仕上焼鈍の二次再結晶前の温度より高温とすることでコイル内の磁気特性の磁性ばらつきを抑制させることに成功した。
本発明は上記知見に立脚するものである。
【００２９】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％または質量ppmで、Ｃ：0.002〜0.08％、Si：2.0〜8.0％およびMn：0.005〜1.0％を含有し、Ｎ、ＳおよびSeをそれぞれ50ppm未満、sol.Alを100ppm未満に抑制し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを、1300℃以下の温度域で再加熱後、熱間圧延を施して熱延板としたのち、熱延板焼鈍を施しまたは施すことなく、さらに１回または中間焼鈍挟む２回以上の冷間圧延にて最終板厚の冷延板とし、一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施し、その後鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍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、
上記鋼スラブに、さらに質量％で、Sn：0.010〜0.200％、Sb：0.010〜0.200％、Mo：0.010〜0.150％およびＰ：0.010〜0.150％のうちから選んだ少なくとも一種を含有し、かつ、上記脱炭焼鈍において、鋼板が焼鈍される最高温度をTd（℃）とし、また仕上焼鈍時に鋼板の二次再結晶が開始するまでの間に焼鈍される最高温度をTf（℃）とした場合に、Td≧Tfの関係を満たすことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【００３０】
２．前記仕上焼鈍時に、前記Td（℃）以下の温度で20時間以上保定することを特徴とする前記１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【００３１】
３．前記仕上焼鈍時に、400〜700℃の温度域での焼鈍を10時間以上とすることを特徴とする前記１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【００３２】
４．前記仕上焼鈍時に、二次再結晶が開始するまでの間の焼鈍雰囲気をN2雰囲気とすることを特徴とする前記１〜３のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【００３３】
５．前記鋼スラブに、さらに質量％または質量ppmで、Ni：0.010〜1.50％、Cr：0.01〜0.50％、Cu：0.01〜0.50％、Bi：0.005〜0.50％、Te：0.005〜0.050％およびNb：10〜100ppmのうちから選んだ少なくとも一種を含有することを特徴とする前記１〜４のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００３４】
本発明によれば、インヒビター成分を用いずとも、コイル内の磁性ばらつきが大幅に低減した方向性電磁鋼板が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００３５】
【図１】脱炭焼鈍の後段温度および仕上焼鈍の前段温度がコイル内の磁性ばらつきに及ぼす影響を表した図である。
【図２】素材成分差がコイル内の磁性ばらつきに及ぼす影響を表した図である。
【発明を実施するための形態】
【００３６】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明の構成用件の限定理由について述べる。
Ｃ：0.002〜0.08質量％
Ｃは、0.002質量％に満たないと、Ｃによる粒界強化効果が失われ、スラブに割れが生じるなど、製造に支障を来たす欠陥を生ずるようになる。一方、0.08質量％を超えると、脱炭焼鈍で、磁気時効の起こらない0.005質量％以下に低減することが困難となる。よって、Ｃは0.002〜0.08質量％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは0.010〜0.08質量％の範囲である。
【００３７】
Si：2.0〜8.0質量％
Siは、鋼の比抵抗を高め、鉄損を低減すのに必要な元素である。上記効果は、2.0質量％未満の添加では十分ではない。一方、8.0質量％を超えると、加工性が低下し、圧延して製造することが困難となる。よって、Siは2.0〜8.0質量％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは2.5〜4.5質量％の範囲である。
【００３８】
Mn：0.005〜1.0質量％
Mnは、鋼の熱間加工性を改善するために必要な元素である。上記効果は、0.005質量％未満の添加では十分ではない。一方、1.0質量％を超えると、製品板の磁束密度が低下するようになる。よって、Mnは0.005〜1.0質量％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは0.02〜0.20質量％の範囲である。
【００３９】
一方、上述のとおり、本発明は、インヒビター形成成分であるＮ、Ｓ、Seを50質量ppm未満、sol.Alを100質量ppm以下に低減した鋼素材に限定される。また、上述の理由により、粒界偏析元素である、Sn：0.010〜0.200質量％、Sb：0.010〜0.200質量％、Mo：0.010〜0.150質量％およびＰ：0.010〜0.150質量％のうちから選んだ少なくとも一種を含有することが必須である。
これは、それぞれ添加量が上記した下限量より少ない場合には磁性ばらつき低減効果が少なくなる一方で、上記した上限量を超えると磁束密度の低下を招き、磁気特性が劣化するからである。
【００４０】
本発明の方向性電磁鋼板における上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物であるが、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、鉄損を低減させる目的で、Ni：0.010〜1.50質量％、Cr：0.01〜0.50質量％、Cu：0.01〜0.50質量％、Bi：0.005〜0.50質量％、Te:0.005〜0.050質量％、Nb：10〜100質量ppmのうちから選んだ一種を単独または複合して添加することができる。なお、それぞれ添加量が下限量より少ない場合には鉄損低減効果が少なくなる一方で、上限量を超えると磁束密度の低下を招き、磁気特性が劣化するからである。
【００４１】
次に、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
本発明では、上述した所定の成分調整がなされた溶鋼を通常の造塊法もしくは、連続鋳造法でスラブを製造してもよいし、100mm以下の厚さの薄鋳片を直接鋳造法で製造してもよい。上述した成分のうち、添加が望ましい成分は、途中工程で加えることが困難であることから、溶鋼段階で添加することが望ましい。
【００４２】
スラブは、通常の方法で加熱して熱間圧延するが、本発明の成分系ではインヒビターを固溶させるための高温焼鈍を必要としないため、1300℃以下の低温とすることがコスト低減目的のため必須である。望ましいスラブ加熱温度は1250℃以下である。
【００４３】
次いで、熱延板焼鈍を施すと良好な磁気特性が得られるので望ましい。熱延板焼鈍温度は800℃以上1100℃以下が好適である。また1200℃を超えると、粒径が粗大化しすぎるため、整粒の一次再結晶組織を実現する上で極めて不利である。
【００４４】
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、脱炭焼鈍を行う。中間焼鈍温度は900℃以上1200℃以下が好適である。温度が900℃未満であると再結晶粒が細かくなり、一次再結晶組織におけるGoss核が減少し磁性が劣化する。また1200℃を超えると、熱延板焼鈍と同様に粒径が粗大化しすぎるため、整粒の一次再結晶組織を実現する上で極めて不利である。最終冷間圧延では、冷間圧延の温度を100〜300℃に上昇させて行うこと、および冷間圧延途中で100〜300℃の範囲での時効処理を１回または複数回行うことが、再結晶集合組織を変化させて磁気特性を向上させるため有効である。
【００４５】
脱炭焼鈍は、脱炭性の観点からは800℃以上900℃以下の温度域での焼鈍が有効である。さらに、上述のとおり、脱炭焼鈍温度は、仕上焼鈍時に二次再結晶するまでの温度より高温化する必要があるが、脱炭性と両立させるためには、前半で脱炭が容易な温度域で焼鈍し、後半で高温化することが望ましい。上述のとおり、高温化は一次再結晶粒径の制御のためであることから、焼鈍雰囲気は特に規定しないため、脱炭雰囲気でもDry雰囲気でも問題はない。なお、本発明では、脱炭焼鈍において、鋼板が焼鈍される最高温度をTd（℃）とする。
【００４６】
引続き、MgOを主体とする焼鈍分離剤を適用した後に仕上焼鈍を施すことによって二次再結晶組織を発達させると共にフォルステライト被膜を形成させることが可能である。上述のとおり、仕上焼鈍時に二次再結晶するまでの温度を、脱炭焼鈍の最高温度：Td（℃）より低温とする必要がある。ただし、一般的に、二次再結晶には適正な温度があることから、仕上焼鈍の温度を制御するより、脱炭焼鈍の温度を制御する方が効果的である。なお、本発明では、仕上焼鈍時に鋼板の二次再結晶が開始するまでの間に焼鈍される最高温度をTf（℃）とする。
【００４７】
そして、本発明では、上記Td（℃）と、上記Tf（℃）とが、Td≧Tfの関係を満たす条件で、脱炭焼鈍および仕上焼鈍を行うことが最大の特徴である。
なお、仕上焼鈍は、二次再結晶発現のために800℃以上で行うことが望ましく、二次再結晶に適正な温度域で20時間以上保定することが二次再結晶の潜伏期の変動を考慮する必要が無く望ましい。
【００４８】
また、前記の実験で考察されたメカニズムから、仕上焼鈍中の特に昇温時に400〜700℃の温度域を10時間以上とすることは、粒界偏析が促進されるため望ましい。さらに、二次再結晶開始までの焼鈍雰囲気をN2雰囲気とすることは、微量の窒化物が鋼中に発生して、正常粒成長を阻害できると考えられるため望ましい。
【００４９】
ここで、N2雰囲気とは雰囲気中の主たる成分がN2であればよく、具体的には、分圧比率で60vol％以上のN2を含んでいればよい。また、フォルステライト被膜を形成させるためには、仕上焼鈍を1200℃程度まで昇温させて行うことが望ましい。
仕上焼鈍後には、付着した焼鈍分離剤を除去するため、水洗やブラッシング、酸洗を行うことが有用である。
【００５０】
その後、さらに平坦化焼鈍を行って形状を矯正することが鉄損低減のために有効である。鋼板を積層して使用する場合には、鉄損を改善するために、平坦化焼鈍前もしくは後に、鋼板表面に絶縁コーティングを施すことが有効である。鉄損低減のために鋼板に張力を付与できるコーティングを施すことも有用である。
バインダーを介した張力コーティング塗布方法や物理蒸着法や化学蒸着法により、無機物を鋼板表層に蒸着させてコーティングとする方法を採用すると、コーティング密着性に優れ、かつ著しい鉄損低減効果があるため望ましい。
【００５１】
加えて、さらなる鉄損低減のために、磁区細分化処理を行ってもよい。処理方法としては、一般的に実施されているような、最終製品板に溝をいれたりレーザーや電子ビーム、プラズマにより線状に熱歪や衝撃歪を導入したりする方法や、最終仕上板厚に達した冷間圧延板などの中間製品にあらかじめ溝をいれたりする方法を用いることができる。
【実施例】
【００５２】
次に、本発明の実施例について説明する。
＜実施例１＞
質量％および質量ppmで、Ｃ:0.063％、Si:3.33％、Mn：0.23％、sol.Al：84ppm、Ｓ：33ppm、Se：15ppm、Ｎ：14ppmおよびSn：0.075％を含んだ鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1200℃でスラブ加熱した後、熱間圧延により2.7mmの厚さに仕上げた。その後、1000℃で30秒の熱延板焼鈍を施し、冷間圧延で0.27mmの板厚に仕上げた。さらに、前段は830℃で120秒、45％H2-55％N2、露点：60℃の湿潤雰囲気下で、後段は820から940℃の種々の温度で10秒、45％H2-55％N2、露点：-20℃の乾燥雰囲気下で、脱炭焼鈍を施した。その後MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布し、次いで前段を850℃で50時間、N2雰囲気で焼鈍し、後段を1200℃で10時間、水素雰囲気下で焼鈍する仕上焼鈍をコイル状に巻いた鋼板に施した。この際、粒界偏析元素の偏析を促進する目的で、前段の昇温中に400℃から700℃までの温度域で滞留した時間を15時間に制御した。
得られたサンプルの鉄損Ｗ17/50（50Hzの周波数で1.7Ｔの励磁を行った場合の鉄損）をJIS-C-2550に記載の方法で測定した。この鉄損評価は、コイルの長手方向両端部、中心部、さらに両端部と中心部の中間の位置からそれぞれ計５箇所を選んで評価し、５箇所の中の最大値と最小値の差をコイル内の磁性ばらつきの指標とした。磁性ばらつきの指標はΔＷと記す。
上記測定によって得られた結果を表１に併記する。
【００５３】
【表１】
0006260513.tif 000002
【００５４】
同表から明らかなように、本発明範囲内の条件において良好な鉄損が得られ、磁性ばらつきも小さいことがわかる。
【００５５】
＜実施例２＞
表２に記載の種々の成分と残部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、1180℃でスラブ加熱した後、熱間圧延で2.7mmの厚さに仕上げた。その後950℃で30秒の熱延板焼鈍を施し、冷間圧延により1.8mmの板厚とした。ついで、1100℃で100秒の中間焼鈍を施した後、100℃の温間圧延により0.23mmの板厚に仕上げた。さらに、前段は840℃で100秒、60％H2-40％N2、露点：60℃で、後段は900℃で10秒、60％H2-40％N2、露点：60℃の湿潤雰囲気下で、脱炭焼鈍を施した。その後MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布し、前段を875℃で50時間、N2雰囲気で焼鈍し、後段を1220℃で５時間、水素雰囲気下で焼鈍する仕上焼鈍をコイル状に巻いた鋼板に施した。この際、粒界偏析元素の偏析を促進する目的で、前段の昇温中に400℃から700℃までの温度域で滞留した時間を20時間に制御した。得られたサンプルの鉄損Ｗ17/50（50Hzの周波数で1.7Ｔの励磁を行った場合の鉄損）をJIS-C-2550に記載の方法で測定した。この鉄損評価は、コイルの長手方向両端部、中心部、さらに両端部と中心部の中間の位置から計５箇所を選んで評価し、５箇所の中の最大値と最小値の差をコイル内の磁性ばらつきの指標とした。磁性ばらつきの指標はΔＷと記す。
上記測定によって得られた結果を表２に併記する。
【００５６】
【表２】
0006260513.tif 000003
【００５７】
同表から明らかなように、本発明範囲内の条件において良好な鉄損が得られ、磁性ばらつきも小さいことがわかる。
【図１】
0006260513.tif 000004
【図２】
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