(57)【要約】【課題】Crを含有する方向性電磁鋼板の製造において問題となる、最終仕上焼鈍後コイル下側端部での密着を防止し、極めて低い鉄損と高磁束密度とを兼ね備えた優れた電磁材料を安定して製造する技術を提供する。【解決手段】Si：2.5〜4.5mass%およびCr：0.01〜0.50mass%とインヒビター形成元素とを含有する鋼スラブを加熱したのち、熱間圧延し、ついで焼鈍処理を含む１回または２回以上の冷間圧延で最終板厚にしたのち、脱炭焼鈍を施し、ついで焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布してからコイルに巻き取り、コイルの軸を直立させた状態にて、該コイルを還元性雰囲気中で1100℃以上かつ３時間以上の純化処理を含む最終仕上焼鈍を施す、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、鋼板をコイルに巻き取るときの張力を69ＭPa以上とし、さらに最終仕上焼鈍の900℃以上の温度域における雰囲気の露点を20℃以下、かつ900℃以上の温度域における昇温速度を15℃／ｈ以下とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Si：2.5〜4.5mass%およびCr：0.01〜0.50mass%とインヒビター形成元素とを含有する鋼スラブを加熱したのち、熱間圧延し、ついで焼鈍処理を含む１回または２回以上の冷間圧延で最終板厚にしたのち、脱炭焼鈍を施し、ついで焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布してからコイルに巻き取り、コイルの軸を直立させた状態にて、該コイルを還元性雰囲気中で1100℃以上かつ３時間以上の純化処理を含む最終仕上焼鈍を施す、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、
鋼板をコイルに巻き取るときの張力を69ＭPa以上とし、さらに最終仕上焼鈍の900℃以上の温度域における雰囲気の露点を20℃以下、かつ900℃以上の温度域における昇温速度を15℃／ｈ以下とすることを特徴とする高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
鋼スラブの加熱は、酸素濃度を0.01〜２vol%に制御した雰囲気下にて1350℃以上で行うことを特徴とする請求項１に記載の高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
鋼スラブは、さらに
Bi：0.0005〜0.100mass%
を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
鋼スラブは、さらに
C：0.03〜0.10mass%、
Mn：0.050〜1.5mass%、
Ｓおよび／またはSeを合計で0.010〜0.040mass%、
Sol.Al：0.015〜0.050mass%並びに
N：0.005〜0.015mass%
を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
鋼スラブは、さらに
C：0.03〜0.10mass%、
Mn：0.050〜1.5mass%、
Ｓおよび／またはSeを合計で0.010〜0.040mass%、
Ｂ：0.001〜0.01mass%並びに
N：0.005〜0.015mass%
を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項６】
鋼スラブは、さらに
C：0.03〜0.10mass%、
Mn：0.050〜1.5mass%、
Ｓおよび／またはSeを合計で0.010〜0.040mass%、
Sol.Al：0.015〜0.050mass%、
Ｂ：0.001〜0.01mass%並びに
Ｎ：0.005〜0.015mass%
を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項７】
鋼スラブは、さらに、
Ni：0.05〜0.5mass%、
Cu：0.05〜0.5mass%、
Sn：0.05〜0.5mass%、
Sb：0.005〜0.10mass%、
As：0.005〜0.10mass%、
Mo：0.005〜0.10mass%、
Te：0.005〜0.10mass%および
P：0.005〜0.10mass%
のうちから選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし６のいずれかに記載の高磁束密度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】
この発明は、変圧器や発電機等の鉄心として用いられる高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法に関し、特に鉄損の極めて低い高磁束密度電磁鋼板を安定して製造する技術を提供しようとするものである。
【背景技術】
【０００２】
Siを含有し、かつ製品の結晶方位が{１１０}＜００１＞方位、いわゆるゴス方位に配向した方向性電磁鋼板は、優れた軟磁気特性を示すことから、変圧器や発電機等の鉄心として用いられている。
かかる電磁鋼板の基本的に重要な特性としては、鉄損値が低いことである。ここに、磁束密度の高い電磁鋼板は、鉄損が低く、かつ変圧器の小型化に有利なことおよび、低騒音の変圧器を製作可能であることから、近年の省エネルギー指向および低騒音環境指向に連れて、年々その使用量が増加している。かような背景から、さらに磁束密度を高めた方向性電磁鋼板の開発も望まれている。
【０００３】
一般に、電磁鋼板の鉄損を低減するには、渦電流損の低減に有効なSiの含有量を増加して電気抵抗を高める方法、鋼板板厚を薄くする方法、製品の結晶粒径を小さくする方法、さらには結晶方位の集積度を高めて磁束密度を向上させる方法、等が知られている。
【０００４】
しかしながら、Si含有量を増加させる方法は、Siを過度に含有させると圧延性や加工性を劣化させることから、Si含有量の増加は限界にきており、また鋼板板厚を薄くする方法や製品の結晶粒径を小さくする方法も、製造コストの極端な増大を招くため限界を迎えているのが、現状である。
【０００５】
一方、磁束密度を向上させる方法は、インヒビターと呼ばれる析出物の種類の選定と、その形態の制御によって、二次再結晶粒のゴス方位の集積度を高めることが、主に研究されている。
この析出物は、高温熱処理における結晶粒界の移動を妨げ、1次再結晶粒の成長を抑制することによって、2次再結晶粒の急激な成長を促進する役割を果たす。析出物による1次再結晶粒の成長抑制力は、一般に、Zenerの式で与えられることが知られており、析出物の体積分率が大きいほど、また同一の体積分率となる場合には、微細に分散して析出しているほど、抑制力は強くなる。
【０００６】
したがって、インヒビターの形態としては、均一かつ微細に分散することが重要である。このため、従来、熱間圧延前のスラブ加熱においては、高温加熱を行ってインヒビター形成成分を完全に固溶させ、熱間圧延工程以降の二次再結晶までの過程でこのインヒビターを微細に分散析出させる方法がとられている。
【０００７】
このインヒビターとしては、Cu2−xS、MnS、Cu2−xSe、MnSe、AlNおよびBN等のような、硫化物、セレン化物および窒化物があり、一般に鋼中への溶解度が極めて小さい物質が用いられている。
【０００８】
一方、インヒビターの作用を有するものは、上述の析出物のみだけではなく、結晶粒界に偏析する元素もよく知られている。これは、結晶粒界に偏析し、粒界エネルギーを低下させて粒界移動を抑制する機構を利用したものである。この偏析元素について、例えば特許文献１には鋼中にCuやSnを添加する方法が、特許文献２にはSbやMoを添加する方法が、また特許文献３、特許文献４、特許文献５、特許文献６、特許文献７及び特許文献８には、Biを添加する方法が、それぞれ提案されている。これら元素は、その偏析効果による粒成長抑制作用はさほど大きくはないため、単独ではなく、MnSeとSb、AlNとSbおよび、AlNとSnなどのように、析出物と偏析元素の偏析との複合作用を利用する場合が多い。この複合して使用する方法は、偏析元素の粒界偏析効果のみならず、偏析元素が析出物界面にも偏析し析出物のオストワルド成長をも抑制するという作用も有している。
【０００９】
一般に、インヒビターが強力で正常粒成長の抑制力が強いほど高い方位集積度が得られる、と考えられている。したがって、通常、インヒビター形成元素としては、複数の種類が用いられている。また、粒成長は高温ほど顕著となるため、高温での抑制力を強くすることが重要である。
特に、Biは最終仕上焼鈍における高温域の抑制力として有効に作用することが知られている(例えば、特許文献９参照)。したがって、インヒビターとしてBiを用いることは、方位集積の向上に有効である。
【００１０】
しかしながら、粒界に偏析するインヒビターは、粒界だけでなく鋼板表面にも偏析をするため、最終仕上焼鈍中に鋼板表面に生成するフォルステライト被膜の特性に多大な影響を与える。通常は、偏析型のインヒビターを添加すると、製品の被膜外観や絶縁コーティングの密着性が劣化する傾向となる。
【００１１】
ここで、フォルステライト被膜の特性不良を改善するには、特許文献１０に開示されているように、鋼中にCrを含有させ、脱炭焼鈍で生成するサブスケールの構造を改善させることが有効である。そして、この方法は特に鋼中にBiを含有する場合の被膜改善に有効である。
【００１２】
しかしながら、Crを含有する方向性電磁鋼板の製造では、鋼板をコイルに巻き取り、このコイルをその軸が直立する向きにて加熱炉内に載置し、最終仕上焼鈍を施した際に、このコイル下側の端部において鋼板と鋼板とが密着するという問題が生じた。鋼板と鋼板とが密着すると、次工程でのコイル巻き戻しが困難となり、また形状不良により鋼板が蛇行するなど通板性が悪くなる。特に、密着が顕著に発生した場合、通常の方法ではコイル巻き戻しができなくなり、製造上極めて重大な問題である。
【特許文献１】特公昭60−48886号公報
【特許文献２】特開平2−115319号公報
【特許文献３】特公昭51−29496号公報
【特許文献４】特開昭49−119817号公報
【特許文献５】特公昭53−39852号公報
【特許文献６】特公昭59−30771号公報
【特許文献７】特公昭56−18044号公報
【特許文献８】特公昭56−21331号各公報
【特許文献９】特開平11−335736号公報
【特許文献１０】特開2000−96149号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
この発明の目的は、Crを含有する方向性電磁鋼板の製造において問題となる、最終仕上焼鈍後コイル下側端部での密着を防止するものであり、極めて低い鉄損と高磁束密度とを兼ね備えた優れた電磁材料を安定して製造する技術を提供しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
発明者らは、Crを含有する方向性電磁鋼板の製造において、最終仕上焼鈍後のコイル下側端部での密着を防止するには、焼鈍分離剤塗布後の鋼板をコイルに巻き取るときの張力を制御し、かつ最終仕上焼鈍の900℃以上における雰囲気の露点と900℃以上での昇温速度とを制御することが有効であることを見出し、本発明を完成するに到った。
【００１５】
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
（１）Si：2.5〜4.5mass%およびCr：0.01〜0.50mass%とインヒビター形成元素とを含有する鋼スラブを加熱したのち、熱間圧延し、ついで焼鈍処理を含む１回または２回以上の冷間圧延で最終板厚にしたのち、脱炭焼鈍を施し、ついで焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布してからコイルに巻き取り、コイルの軸を直立させた状態にて、該コイルを還元性雰囲気中で1100℃以上かつ３時間以上の純化処理を含む最終仕上焼鈍を施す、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、
鋼板をコイルに巻き取るときの張力を69ＭPa以上とし、さらに最終仕上焼鈍の900℃以上の温度域における雰囲気の露点を20℃以下、かつ900℃以上の温度域における昇温速度を15℃／ｈ以下とすることを特徴とする高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１６】
（２）鋼スラブの加熱は、酸素濃度を0.01〜２vol%に制御した雰囲気下にて1350℃以上で行うことを特徴とする上記（１）に記載の高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１７】
（３）鋼スラブは、さらに
Bi：0.0005〜0.100mass%
を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１８】
（４）鋼スラブは、さらに
C：0.03〜0.10mass%、
Mn：0.050〜1.5mass%、
Ｓおよび／またはSeを合計で0.010〜0.040mass%、
Sol.Al：0.015〜0.050mass%並びに
N：0.005〜0.015mass%
を含有することを特徴とする上記（１）ないし（３）のいずれかに記載の高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１９】
（５）鋼スラブは、さらに
C：0.03〜0.10mass%、
Mn：0.050〜1.5mass%、
Ｓおよび／またはSeを合計で0.010〜0.040mass%、
Ｂ：0.001〜0.01mass%並びに
N：0.005〜0.015mass%
を含有することを特徴とする上記（１）ないし（３）のいずれかに記載の高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２０】
（６）鋼スラブは、さらに
C：0.03〜0.10mass%、
Mn：0.050〜1.5mass%、
Ｓおよび／またはSeを合計で0.010〜0.040mass%、
Sol.Al：0.015〜0.050mass%、
Ｂ：0.001〜0.01mass%並びに
Ｎ：0.005〜0.015mass%
を含有することを特徴とする上記（１）ないし（３）のいずれかに記載の高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２１】
（７）鋼スラブは、さらに、
Ni：0.05〜0.5mass%、
Cu：0.05〜0.5mass%、
Sn：0.05〜0.5mass%、
Sb：0.005〜0.10mass%、
As：0.005〜0.10mass%、
Mo：0.005〜0.10mass%、
Te：0.005〜0.10mass%および
P：0.005〜0.10mass%
のうちから選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする上記（１）ないし（６）のいずれかに記載の高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２２】
この発明によれば、Crを含有する方向性電磁鋼板の製造において、最終仕上焼鈍後のコイル下部の密着を防止できるため、高磁束密度となる方向性電磁鋼板を安定して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】
【００２３】
以下に、本発明の基礎となった調査および実験結果について説明する。
Si：３mass%、Bi：0.004mass%およびCr：0.25mass%を含有する鋼スラブから、公知の方法に従って最終板厚が0.23mmのコイルを複数製造した。
【００２４】
かくして得られたコイルについて鋼板同士の密着を調査したところ、一部のコイルにおいて、コイル下側端部が全長ではないが部分的に密着していた(図１参照)。このコイルの履歴を調査したところ、焼鈍分離剤を塗布した脱炭焼鈍板をコイルに巻き取るときの張力が小さい、具体的には69ＭPa未満であったコイルにおいて密着が顕著であることを見出した。
【００２５】
ところが、脱炭焼鈍板を69ＭPa以上の張力で巻き取ったコイルにおいても、依然として、図2に示すように、密着部が生じているものもあることから、このような密着の原因解明のため、その密着部の断面を走査電子顕微鏡で観察し、エネルギー分散型X線分光法(EDX)で分析した。
その結果を図３に示すように、この密着部には地鉄および被膜の組成とは明らかに異なるFe−Cr合金が存在することが判明した。このFe−Cr合金中は、最終仕上焼鈍の初期に酸化されたFeとCrとからなる酸化物が、最終仕上焼鈍の純化処理中に還元されたものと考えられる。
【００２６】
また、密着部のFe−Cr合金中にはMgは含まれておらず、焼鈍分離剤が欠落していることが判明した。すなわち、密着は、最終仕上焼鈍中にコイル下側端部の焼鈍分離剤が欠落し、コイル下側がコイルの自重により変形し、コイルの自重による力がコイル下側端部では不均一となり、そのため部分的にコイル下側端部の鋼板相互間に強い力が働き、鋼板間のFe−Cr合金を挟むようにして発生したと考えられる。したがって、鋼板間のFe−Cr合金を減少あるいは無くせば、密着は防止できるとの推測を得るに到った。
【００２７】
そこで、発明者らは、コイルにおける密着を防止するために、Fe−Cr合金を生成させない方法を検討した。すなわち、Fe−Cr合金の元となるFeおよびCrからなる酸化物の生成を抑制することを検討した。
通常、最終仕上焼鈍前の鋼板には、MgOを主体とする物質を水に懸濁したスラリーを焼鈍分離剤として鋼板に塗布するのが通例である。この鋼板に塗布されたスラリーは、乾燥させた後も物理的に吸着したH2Oを保有するほか、一部が水和してMg(OH)2に変化している。そのため、最終仕上焼鈍中にH2Oを放出する。このH2Oにより最終仕上焼鈍中に鋼板表面は酸化されることが知られている。
【００２８】
一般に、酸化の反応速度は高温ほど顕著となる。一方、Cr系の酸化物は、同一の酸素ポテンシャル雰囲気中では、高温で還元反応に変わる。例えば、下記の反応は、酸化物の標準生成自由エネルギーによる計算では、露点が−13℃の1気圧のH2雰囲気中では1150℃程度で逆反応に変わる。
記
１／２Ｆｅ＋Ｃｒ＋Ｏ２→１／２ＦｅＣｒ２０４
以上から、FeとCrからなる酸化物の生成を抑制するためには、焼鈍分離剤から放出されるH2Oと鋼板表面との酸化反応を、高温域下で生じさせないことが有効であると考えられる。すなわち、最終仕上焼鈍中の温度が900〜1100℃程度での雰囲気酸化性を低下させれば、鋼板表面のCrの酸化は抑制されると考えられる。
また、コイル内の不均一な熱膨張によりコイルの変形が生じると、コイル下部にコイルの自重が局部的に集中するので、密着が助長すると考えられる。従って、昇温速度を遅くしてコイル内の温度差を小さくすることは密着を抑制すると考えられ、特に鋼板の強度が低下している高温域で昇温速度を遅くすることが密着を抑制するのに効果的だと考えられる。
【００２９】
そこで、以上の点を確認するべく、以下の実験を行った。
すなわち、C：0.06mass%、Si：3.3mass%、Mn：0.06mass%、Cu：0.1mass%、Se：0.02mass%、N：0.008mass%、Al：0.03mass%、Bi：0.01mass%を含有する鋼スラブを、熱間圧延により2.4mm厚の熱延板とした後、1000℃、30秒間の焼鈍を行い、冷間圧延で1.5mm厚に仕上げたのち、1130℃、40秒間の中間焼鈍を施し、次いで最終板厚0.23mmに冷間圧延し、820℃で150秒間の脱炭焼鈍後に、MgＯにTiＯ2を３mass％およびSrＳＯ4を２mass％添加して成る焼鈍分離剤を塗布した、脱炭焼鈍板を複数製造した。その際、コイル下側端部における焼鈍分離剤の欠落を防止するため、脱炭焼鈍板をコイルに巻き取るときの張力を74ＭPa以上とした。
【００３０】
その後、最終仕上焼鈍として、窒素雰囲気中で850℃まで8℃／ｈの速度で昇温し、その後窒素:25vol%と水素:75vol%の雰囲気中にて、900〜1100℃までを５、10、15、20、30℃／ｈの各種の昇温速度でそれぞれ1200℃まで加熱し、1200℃で５時間の水素雰囲気中での純化処理を行った。なお、最終仕上焼鈍の900℃以上の温度域における露点は、各昇温速度条件に対して、０、10、20、30、40℃と変化させた。
以上の条件の下に得られた、コイルにおける鋼板同士の密着の有無を表１に示す。表１より900〜1100℃間の昇温温度が15℃／ｈ以下で、900℃以上の露点が20℃以下とした場合に、最終仕上焼鈍後のコイル下側の端部における鋼板と鋼板との間に密着が生じていなかった。
【００３１】
【表１】
2005163122.tif 000002
【００３２】
次に、この発明について、製造工程順に詳しく述べる。
まず、鋼板の成分組成について、具体的に説明する。
Si：2.5〜4.5mass%
Siは、鋼板の比抵抗を高め、鉄損を低減するのに有効な成分であるが、4.5mass%を上回る含有量では冷延性が損なわれる。一方、2.5mass%に満たないような含有量では比抵抗が低下するだけでなく、二次再結晶および純化のために行われる最終仕上焼鈍中にα−γ変態によって結晶方位のランダム化を生じ、十分な鉄損低減効果が得られなくなる。したがって、Si含有量は2.5〜4.5mass%の範囲に限定した。
【００３３】
Cr:0.01〜0.50mass%
Crは、フォルステライト被膜の形成を促進する作用がある。特に、Biを添加した場合にはフォルステライト被膜の生成が困難とするため、その改善のためにCrを添加するのが効果的である。その効果は0.01mass%未満では十分でなく、0.50mass%を越えても効果は飽和し、コスト高となるため、Crの範囲は0.01〜0.50mass%とする。もちろん、Biを添加していない場合でも、Cr添加はフォルステライト被膜の改善に有効である。
【００３４】
以上の２元素に加えて、インヒビター形成成分を含有する成分組成を基本組成とする。なお、このインヒビター形成成分については具体的に後述する。また、上記の２元素に、さらに必要に応じて、以下の各成分を添加することも可能である。
【００３５】
C：0.03〜0.10mass%
Cの含有量は、0.03〜0.10mass%とするのが好ましい。即ち、0.10mass%を超えるとγ変態量が過剰となり、熱間圧延中に析出するMnSe、MnSなどのインヒビターの均一分散を阻害する結果となり、有害である。また、脱炭焼鈍の負荷も増大し脱炭不良を発生しやすくなる。一方、0.03mass%未満では組織改善効果が得られず２次再結晶が不完全となり、同じく磁気特性が劣化する。従って、Cは0.03〜0.10mass%の範囲にするのが望ましい。
【００３６】
Mn：0.05〜0.15mass%
Mnは、熱間脆性を防止するためには少なくとも0.05mass%程度を必要とするが、Mn含有量があまりに多すぎると磁気特性の劣化を引き起こすため、上限は0.15mass%とすることが望ましい。
【００３７】
また、インヒビター形成元素については、次のとおりである。
Bi：0.005〜0.100mass%
Biの添加は、二次再結晶粒の方位集積度の向上、すなわち磁気特性の向上に有効である。Biは0.005mass%未満ではとくに期待する効果は得られず、一方0.100mass%を越えると均一分散が困難となる。したがって、Biを含有させる場合は、0.005〜0.100mass%の範囲とする。
なお、Biを添加した場合に特に最終仕上焼鈍後のコイルにおける密着が顕著に生じるため、この発明の適用はBiを添加した場合に、とりわけ有効である。
【００３８】
Sol.Al：0.015〜0.050mass%および／またはB：0.0010〜0.01mass%
最終冷延圧下率が80%以上の場合、2次再結晶温度が非常に高くなるため、鋼中には高温で安定なインヒビター形成元素の含有が必要であり、かようなインヒビター形成元素としては、Alおよび／またはBと、Nとの組み合わせが適している。
【００３９】
すなわち、Alはsol.Al(酸可溶Al)として、0.015〜0.050mass%で含有させることが好ましい。すなわち、Alの含有量が0.015%未満の場合、析出するAlNの量が不足し良好な２次再結晶を得ることができない。逆に、0.050mass%を超える場合は、インヒビターとして機能するサイズに均一分散することが困難となるため好ましくない。
【００４０】
一方、Bは0.0010〜0.01mass%で含有させることが好ましい。すなわち、Bの含有量が0.001mass%未満の場合、析出するBNの量が不足し良好な2次再結晶を得ることができない。逆に、0.010mass%を超える場合、インヒビターとして機能するサイズに均一分散することが困難となるため好ましくない。
【００４１】
N：0.005〜0.015mass%
Nは、インヒビターとなる、AlNおよび／またはBNを構成する成分であり、0.005mass%以上の含有が必要である。しかし、0.015mass%を超えて含有すると、鋼中でガス化して鋼板表面に膨れを生じるなどの欠陥をもたらすため、0.005〜0.015mass%の含有量とすることが好ましい。
【００４２】
なお、BNをインヒビターとして単独使用する場合、換言すると、Alをインヒビター形成成分として用いない場合は、Al含有量を0.012mass%以下に制限することが好ましい。
すなわち、Al含有量が多くなると、脱炭焼鈍でのサブスケールの生成や、仕上焼鈍でのフォルステライトの生成を困難にするという側面がある。したがって、インヒビター形成成分としてAlを用いない場合は、フォルステライト被膜改善のために、不純物としてのAl含有量を0.012mass%以下に制限することが好ましい。
【００４３】
Ｓおよび／またはSeを合計で0.010〜0.040mass%
インヒビター成分として、ＳおよびSeを単独もしくは複合で含有させることができる。これらの成分は、鋼中にMn化合物あるいはCu化合物として析出するが、粒成長抑制効果を維持するには、いずれか１種または２種の合計で0.010mass%以上が必要である。一方、0.040mass%を超えると、高温のスラブ加熱でも完全に固溶させることができず粗大な析出物となるため、かえって有害になる。従って、これらを含有させる場合は、いずれか１種または２種の合計で0.010〜0.040mass%の範囲とすることが好ましい。
その際、Mn／(Se+Ｓ)が2.5より小さいと、熱間圧延中に粒界割れや耳荒れが著しく増加するため、Mn／(Se+S)≧2.5とすることが実用上好ましい。
【００４４】
また、上記のインヒビターの補強に供する元素は、次のとおりである。
すなわち、Ni、Cu、Sn、Sb、As、Mo、TeおよびP等は、公知のインヒビターの抑制力を強化する補助的働きを有するため、必要に応じて鋼中に添加することが好ましい。この効果を発揮するために必要な好適添加量については、Ni、Cu、Snがそれぞれ0.05〜0.50mass%、Sb、As、Mo、TeおよびPがそれぞれ0.005〜0.10mass%である。いずれも、下限未満では、正常粒成長の抑制効果が発揮されず、一方上限を超えると、被膜特性の劣化を防止できないため、上記の添加範囲とすることが好ましい。
【００４５】
その他の添加元素については、例えばGeやCoの添加は鋼板の表面性状を改善する効果があることから、適宜の含有が可能である。その際の含有量は、Ge：0.02〜0.30mass％およびCo：0.02〜0.30mass％とするとよい。
【００４６】
次に、製造条件について具体的に説明する。
上述した好適成分に調整された溶鋼は、通常、連続鋳造法または造塊−分塊法によってスラブとする。
ついで、このスラブは加熱された後、熱間圧延により熱延コイルとされるが、この時スラブの加熱は、鋼中のインヒビター形成元素の固溶のために高温で行う。その際、加熱温度を1350℃以上とし、酸素濃度を0.01〜２vol%に調整した雰囲気下で加熱することが好ましい。というのは、スラブ加熱温度が1350℃に満たないとインヒビターの固溶が十分でなく、Mn(Se,S)，BN等の微細均一な分散析出が得られないからである。
【００４７】
しかしながら、Crを含有するスラブを高温で加熱した場合、後工程の最終仕上焼鈍でのコイル下端部での密着が増長される傾向となる。これは、スラブ加熱後から最終仕上焼鈍前までの工程では、最終仕上焼鈍より高い温度に加熱する工程がないため、Crを含有するスラブの高温加熱時における雰囲気との何らかの反応によるスラブ表層の変化が、最終仕上焼鈍以前の工程により解消されることなく残存したことが原因と考えられる。
これに対して、スラブ加熱時に0.01vol%以上の酸素を含有する高温の雰囲気中でCrを十分に酸化させると、スケール直下表層のＣｒ量が減少して、上記したスラブ表層の変化が抑制される結果、最終仕上焼鈍での密着を低減することができることから、雰囲気の酸素濃度が0.01vol%とすることが好ましい。一方、酸素濃度が2vol%を超えると、溶融スケール発生によるスケールロスが増加するため、酸素濃度は0.01〜2vol%の範囲とすることが望ましい。
【００４８】
この1350℃以上のスラブ加熱は、ガス燃焼式加熱炉よりも、雰囲気制御が容易な電気式加熱炉の方が適している。燃料費等のコストを考慮すると、ガス燃焼式加熱炉で1200℃程度まで加熱し、その後、雰囲気制御型電気式加熱炉で1350℃以上に加熱することが好ましい。
【００４９】
なお、熱間圧延に関しては、スラブ加熱前後において、組織均一化のための厚み低減処理や幅圧下処理など、公知の技術を随時加えることが可能である。
【００５０】
次に、冷間圧延工程については、熱延板焼鈍後、1回の冷間圧延により最終板厚とする冷延１回法、あるいは必要に応じて熱延板焼鈍を施した後、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施す冷延２回法のいずれかを採用できる。
【００５１】
冷間圧延の圧下率については、従来公知の範囲、例えば冷延２回法の第１回目の圧延を15〜60％程度とすることが好ましい。というのは、圧下率が15％未満の場合は圧延再結晶の機構が作用しないため結晶組織の均一化が得られず、一方60％を超えると集合組織の集積化が起こり、第２回目の圧延の効果が得られなくなるからである。
【００５２】
さらに、最終圧延の圧下率は80〜90％程度とするのが好ましい。というのは、圧下率が90％を超えた場合、２次再結晶が困難となり、一方80％未満では良好な２次再結晶粒の方位が得られず、製品の磁束密度が低下するからである。
【００５３】
また、熱延板焼鈍または中間焼鈍において、焼鈍温度が過度に低い場合、圧延後の再結晶組織において２次再結晶の核となる（１１０）粒の頻度が不足し、良好な方位の２次再結晶組織が得られなくなる。（１１０）粒の強度を得るためには、熱延板焼鈍後の結晶組織を一定サイズ以上に粗大化する必要があり、このためには800℃以上の温度まで昇温することが不可欠である。一方、焼鈍温度の上限については、微細に析出したMn(Se,S)およびBN等のインヒビターを再固溶あるいはオストワルド成長させないことが肝要なため、1200℃以下の焼鈍が好ましい。
【００５４】
なお、かような熱延板焼鈍または中間焼鈍の冷却過程については、特に制限されることはないが、焼鈍後の鋼中の固溶Ｃを増加させる点から急冷処理を行ったり、鋼中の微細カーバイドを析出させるための急冷低温保持処理を行ったりすることは、製品の磁気特性を向上させる上で有効である。また、焼鈍の雰囲気の酸化性を高めて鋼板表層部を脱炭する手段も有効な働きをする。
【００５５】
さらに、最終冷間圧延を、公知のように100〜350℃での温問圧延としたり、または100〜350℃で10〜60分間のパス間時効処理を付加することにより、1次再結晶の集合組織を一層改善することができる。また、最終冷間圧延後、磁区細分化のため、鋼板表面に線状の溝を設ける処理を行うことも可能である。
【００５６】
ついで、最終板厚とした鋼板は、公知の手法による脱炭焼鈍を施した後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布してから最終仕上げ焼鈍に供されるが、その際Ti化合物を添加したり、CaやＢを焼鈍分離剤中に含有させたりすることは、磁気特性をさらに向上させる効果があり、好ましい。
【００５７】
ここで、焼鈍分離剤を塗布した脱炭焼鈍板をコイルに巻き取るときの張力を69ＭPa以上とすることが、この発明の要件の1つである。すなわち、最終仕上焼鈍後のコイルでの密着を防止するためには、巻き取り張力を69ＭPa以上にする必要がある。なぜなら、密着防止にはコイル下部における焼鈍分離剤の欠落をある程度低減することが有効であると考えられ、焼鈍分離剤の欠落の低減には巻き取り張力を強くすることにより、鋼板間にある焼鈍分離剤を鋼板が挟み込む力をある程度強くすることが有効であると考えられるからである。
【００５８】
この際、コイル長手方向での巻き取り張力は一定とする必要はなく、69ＭPa以上であればよい。例えば、コイルの内巻部と外巻部とで巻き取り張力が異なっていてもよい。ただし、コイルの巻き始端と同巻き終端とは非定常部であるため、必ずしも上述のようにすることはない。
【００５９】
さらに、１次再結晶焼鈍後かつ２次再結晶開始までの間において、鋼中に550massppm以下の範囲でNを含ませる窒化処理を行うことも、鋼中の抑制力が弱い場合には適切であり、この技術の適用を妨げるものではない。窒化の方法としては、１次再結晶焼鈍後、NH3を含む雰囲気中で鋼板を熱処理する方法や焼鈍分離剤中に分解性の窒化物を含有させる方法などが適合する。
【００６０】
最終仕上焼鈍は、二次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなり、前半の二次再結晶焼鈍において、鋼板に二次再結晶が起こり、続いて更に高温の領域で純化焼鈍を行うことによって、鋼板の純化が進み所望の磁気特性を得ることができる。この際、鋼板の純化を十分にするために、1100℃以上の領域を３時間以上とする必要がある。
【００６１】
ここで、最終仕上焼鈍の900℃以上の温度域における雰囲気の露点を20℃以下とすること、かつ900℃以上の温度域における昇温速度を15℃／ｈ以下とすることが、この発明の残る要件である。すなわち、Crの酸化物が生成しやすい900℃以上の温度域における雰囲気の露点を20℃以下に下げることにより、コイルにおける鋼板相互間に生成するCrの酸化物の生成を抑制し、引き続く純化焼鈍の際にCrの酸化物の還元により生成されるFe−Cr合金を低減し、コイル下部の鋼板相互の密着を防止する。
【００６２】
また、900℃以上の温度域における昇温速度を15℃／ｈ以下と遅くすることにより、コイルの変形がしやすい高温域でのコイル内の温度勾配が低減し、コイル下側におけるコイルの自重による変形が抑制されて、コイル下部に加わる力が局所的に集中するのが防がれる結果、コイル下部の鋼板相互の密着を防止できる。
【００６３】
なお、昇温速度Ｖは、最終仕上焼鈍の加熱過程における、５時間以上離れた時刻をｔ1、ｔ2（ｔ1＜ｔ2）とし、各時刻での温度をそれぞれＴ1、Ｔ2としたとき、Ｖ＝（Ｔ2−Ｔ1）÷（ｔ2−ｔ1）と表すことができる。900℃以上の温度域における昇温速度を15℃／ｈ以下にするというのは、Ｔ1、Ｔ2≧900℃を満たす条件にて、常にＶ≦15℃／ｈとすることである。
【００６４】
また、炉内雰囲気の露点を20℃以下にするには、炉内に通入するガスの流量の調整や、インナーカバー部の下端部をシールする粒子の粒径の調整等による方法を適用できる。
【００６５】
最終仕上げ焼鈍後は、未反応の焼鈍分離剤を除去した後、鋼板表面に絶縁コーティングを塗布して製品とするが、必要に応じてコーティング塗布前に鋼板表面を鏡面化してもよいし、また絶縁コーティングとして張力付与効果を有するコーティングを用いてもよい。さらに、コーティングの塗布焼付処理を平坦化処理と兼ねてもよい。
また、2次再結晶後の鋼板には鉄損低減効果を得るため、公知の磁区細分化処理、すなわちプラズマジェットやレーザ照射を線状に施したり、突起ロールによる線状のへこみ領域を設けたりする処理を施すこともできる。
【実施例１】
【００６６】
Cr：0.15mass%、Bi：0.008mass%、Ｃ：0.07mass%、Si：3.38mass%、Mn：0.07mass%、Cu：0.1mass%、Se：0.02mass%、Ｎ：0.0081mass%およびAl：0.025mass%を含有する、厚さ250mmのスラブを複数鋳込んだ。これらのスラブは、ガス加熱炉に装入し、酸素濃度が７vol%の雰囲気中で1140℃、80分間加熱した後、誘導加熱炉により酸素濃度が0.2vol%の雰囲気中で1380℃に加熱した。その後、粗圧延に引き続いて仕上げ圧延を行って2.2mm厚の熱延板とした。
【００６７】
この熱延板に1000℃で45秒間の焼鈍を施し、35℃／ｓの速度で急冷後、酸洗し、１回目の冷間圧延で1.5mm厚に仕上げた。次いで、1100℃で70秒間の中間焼鈍を行い、35℃／ｓの速度で急冷したのち、240℃の温間圧延で0.22mm厚に仕上げた。
その後、脱脂処理を施した後、830℃で100秒間、露点が58℃、水素濃度が52vol%および窒素濃度が48vol%の雰囲気中で脱炭焼鈍を施し、MgOにSr(OH)2を２mass％、TiO2を８mass％およびSrSO4を１mass％添加した焼鈍分離剤を鋼板の両面に、片面の塗布量を７ｇ／m2として塗布した。
【００６８】
ついで、最終仕上げ焼鈍として、850℃までN2ガス中で30℃／ｈの速度で、また850℃から1050℃までをN2：25vol％およびH2：75vol％の混合ガス中で、その後はH2ガス中で1200℃まで昇温し、1200℃で８時間保持した後、1000℃まで降温し、ついでArガス中で常温まで降温する、処理を行った。
【００６９】
各コイル毎に、焼鈍分離剤を塗布した脱炭焼鈍板をコイルに巻き取る際の張力、最終仕上焼鈍における900℃以上の温度域における雰囲気の露点の最大値および同温度域における昇温速度の最大値と、コイル下部の鋼板相互間の密着との関係を調べた。
その結果を表２に示すように、この発明に従う例では、コイル下部で密着は生じず、また高磁束密度の方向性電磁鋼板が得られた。
【００７０】
【表２】
2005163122.tif 000003
【実施例２】
【００７１】
表３に示す成分組成になる溶鋼から、連続鋳造により220mm厚および1300mm幅のスラブを鋳込んだ。これらスラブをガス加熱炉で酸素濃度が５vol%の雰囲気中で1125℃、80分間加熱し、その後プレス機による幅圧下でスラブ幅を1100mmにし、水平圧下により200mm厚さにした。次いで誘導加熱炉により、酸素濃度が0.2vol%の雰囲気中で1400℃に加熱した。
その後、粗圧延で厚さ40mmのシートバーとし、引き続いて、仕上げ圧延を行い2.4mm厚の熱延板とした。
【００７２】
さらに、これらの鋼板に1000℃、50秒間の焼鈍を施し、30℃／ｓの速度で急冷後、酸洗し、１回目の冷間圧延で1.7mm厚に仕上げたのち、1100℃で75秒の中間焼鈍を行い、40℃／Ｓの速度で急冷した。その後、250℃の温間圧延で0.22mm厚に仕上げ、脱脂処理を施した後、830℃で2分間、露点が59℃、水素濃度が60vol%および窒素濃度が40vol%の雰囲気中で脱炭焼鈍を施した。
【００７３】
ついで、MgOにSr(OH)2を２mass％、TiO2を５mass％およびSrSO4を２mass％添加した焼鈍分離剤を鋼板の両面に、片面の塗布量を６ｇ／m2として塗布し、最終仕上げ焼鈍として、850℃までN2ガス中で30℃／ｈの速度で、また850℃から1050℃までをN2を25vol%、H2を75vol%の混合ガス中で12.0℃／ｈの速度で、その後はH2ガス中で1200℃まで昇温し、1200℃で８時間保持した後、1000℃までH2ガス中で降温し、1000℃からはArガス中で降温する、処理を行った。
このとき、焼鈍分離剤を塗布した脱炭焼鈍板をコイルに巻き取る際の張力は78ＭPaおよび最終仕上焼鈍における900℃以上の温度域における露点は10℃以下とし、900℃以上での昇温速度は12.0℃／ｈ以下とした。
【００７４】
このようにして得られた最終仕上焼鈍後のコイルについて、コイル下部の鋼板相互間の密着との関係を調べたところ、この発明に従って得られる鋼板は全て、コイル下部での密着は生じなかった。かように、本発明により密着を防止でき、高磁束密度の方向性電磁鋼板を安定して製造することができる。
【００７５】
【表３】
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【実施例３】
【００７６】
表３に示した記号２の成分組成になる溶鋼から、連続鋳造により220mm厚のスラブを鋳込んだ。これらスラブをガス加熱炉で酸素濃度が５vol%の雰囲気中で1180℃、70分間加熱し、次いで誘導加熱炉により1380℃に加熱した。その際、表４に示す種々の酸素濃度となる雰囲気中で行った。
【００７７】
その後、粗圧延で厚さ40mmのシートバーとし、引き続いて、仕上げ圧延を行い2.2mm厚の熱延板とした。この熱延板を酸洗し、１回目の冷間圧延で1.5mm厚に仕上げた。次いで、1110℃で70秒の中間焼鈍を行い、36℃／ｓの速度で急冷したのち、冷間圧延で0.22mm厚に仕上げた。その後、脱脂処理を施した後、840℃で１分間、露点が58℃、水素濃度が50vol%、窒素濃度が50vol%の雰囲気中で脱炭焼鈍を施した。
【００７８】
ついで、MgOにSr(OH)2を２mass％、TiO2を５mass％、SrSO4を２mass％添加した焼鈍分離剤を鋼板の両面に、片面の塗布量を７ｇ／m2として塗布し、最終仕上げ焼鈍として、850℃までN2ガス中で20℃／ｈの速度で、また850℃から1050℃までをN2：20vol%およびH2：80vol%の混合ガス中で10℃／ｈの速度で、その後はH2ガス中で1200℃まで昇温し、1200℃で４時間保持した後、1000℃までH2ガス中で降温し、1000℃からはArガス中で降温した。
このとき、焼鈍分離剤を塗布した脱炭焼鈍板の巻き取り張力は78ＭPa、最終仕上焼鈍における900℃以上の温度域における雰囲気の露点は15℃以下とし、900℃以上での昇温速度は10℃／ｈ以下とした。
【００７９】
このようにして得られた最終仕上焼鈍後のコイルの形状は全て良好であった。すなわち、コイル下部の鋼板相互間の密着を調べた結果を表４に示すように、誘導加熱炉での雰囲気酸素濃度を0.005vol％とした記号１のコイルを除いて密着は生じていなかった。また、記号１のコイル下部の密着は、脱炭焼鈍板の巻き取り張力および最終仕上焼鈍条件を本発明範囲としたため、密着力は弱く比較的容易に剥がれるレベルであった。かように、1350℃以上のスラブ加熱における雰囲気の酸素濃度を0.01vol％以上にすることにより、コイル下部での密着を完全に防止することができる。従って、スラブ加熱でのスケールロスの増加を考慮すれば、1350℃以上のスラブ加熱における雰囲気の酸素濃度は0.01〜２vol％の範囲とするのがよい。
【００８０】
【表４】
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【図面の簡単な説明】
【００８１】
【図１】最終仕上焼鈍後コイルを示す模式図である。
【図２】最終仕上焼鈍後コイルのコイル下部での断面写真である。
【図３】エネルギー分散型X線分光法(EDX)の測定結果を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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