(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Si：2.5〜4.5 mass％と、ＣとNiのうちから選んだ１種または２種を0.03≦Ｃ＋(Ni/30)≦0.10mass％の範囲で含み、かつBi：0.005〜0.05mass％およびMn：0.05〜1.5 mass％を含有し、さらにインヒビター元素として、Ｓおよび／またはSe：0.010〜0.040 mass％、 sol.Al：0.015〜0.050 mass％およびＮ：0.005〜0.015 mass％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1350℃以上に加熱後、熱延板とし、必要に応じて熱延板焼鈍を施し、酸洗後、１回または中間焼純を含む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚に仕上げたのち、１次再結晶を兼ねた脱炭焼鈍を施し、ついでMgＯを主成分とする焼純分離剤を塗布してから、２次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる最終仕上げ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、
熱間圧延に際し、粗圧延開始前に、1125℃以上の温度で１時間以上、10時間以下の加熱処理を、平均酸素濃度：100〜50000 ppmの雰囲気中で行い、かつ粗圧延開始から仕上げ圧延終了までの時間を30秒以上 300秒以内とし、しかも上記の圧延中、圧延材の表面温度を板厚中心温度より常に低い状態に保持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】
Si：2.5〜4.5 mass％と、ＣとNiのうちから選んだ１種または２種を0.03≦Ｃ＋(Ni/30)≦0.10mass％の範囲で含み、かつBi：0.005〜0.05mass％およびMn：0.05〜1.5 mass％を含有し、さらにインヒビター元素として、Ｓおよび／またはSe：0.010 mass％未満、sol.Al：0.015〜0.050 mass％およびＮ：0.005〜0.015 mass％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1250℃以下に加熱後、熱延板とし、必要に応じて熱延板焼鈍を施し、酸洗後、１回または中間焼純を含む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚に仕上げたのち、１次再結晶を兼ねた脱炭焼鈍を施し、ついでMgＯを主成分とする焼純分離剤を塗布してから、２次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を施し、しかも熱間圧延終了後、２次再結晶開始前までのいずれかの工程にて窒化処理を行う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、
熱間圧延に際し、粗圧延開始前に、平均酸素濃度：100〜50000 ppmの雰囲気中において、1125℃以上の温度で１時間以上、10時間以下の加熱処理を行い、かつ粗圧延開始から仕上げ圧延終了までの時間を30秒以上 300秒以内とし、しかも上記の圧延中、圧延材の表面温度を板厚中心温度より常に低い状態に保持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３】
請求項１または２において、インヒビター補強元素として、鋼スラブ中にさらに、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％、Ｐ：0.005〜0.10mass％およびＢ：0.001〜0.01mass％のうちから選んだ１種または２種以上を含有させることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかにおいて、良好なフォルステライト被膜を生成するために、鋼スラブ中にさらに、Cr：0.05〜0.50mass％を含有させることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、変圧器や発電機等の鉄心に用いて好適な方向性電磁鋼板の製造方法に関し、特に表面性状および磁気特性の有利な改善を図ろうとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
Siを含有し、かつ製品の結晶方位が｛１１０｝＜００１＞方位に配向した方向性電磁鋼板は、優れた軟磁気特性を呈することから、商用周波数域での各種鉄心材料として広く使用されている。かような電磁鋼板に要求される特性としては、50Hzの周波数で 1.7Ｔに磁化させた時の鉄損値Ｗ17/50 (W/kg)が低いことが特に重要とされる。
【０００３】
一般に電磁材料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。
このうち、Si含有量を増加させる方法については、Siを過度に含有させると圧延性や加工性を劣化させるために限界があり、またこれ以上鋼板板厚を薄くする方法や結晶粒径を小さくする方法は、製造コストの極端な増大を招くので好ましくない。
【０００４】
残る磁束密度を向上させる方法については、これまでよく研究されていて、その特徴は、２次再結晶を支配するインヒビターと呼ばれる析出物の種類の選定と、それに伴う形態制御技術に尽きるといっても過言ではない。
インヒビターの制御は、主に熱延工程における均一微細分散によるところが大きいが、他の工程も常にその形態制御を第一とする条件が選択されているのが実状である。
【０００５】
代表的なインヒビターとしては、これまでMnＳ，MnSeおよびAlＮ等が実用化されている。中でも、AlＮを主インヒビターとする場合、冷延工程で圧下率を80％以上と高くすることにより｛１１０｝＜００１＞方位の２次再結晶に好適な集合組織を得ることができることから、高い磁束密度を工業的に実現している。
また、最近では、インヒビター機能の一層の強化を目的として、例えば特公昭60−48886 号公報には鋼中にCuやSnを添加する方法が、また特開平２−115319号公報にはSbやMoを添加する方法が、それぞれ提案されている。
【０００６】
さらに、特公昭62−45285 号公報には、素材中のＳやSe量を低減して途中工程で窒化処理を行う方法が開示されている。この方法によれば、インヒビターの制御に必須とされたスラブの高温加熱を省略することが可能なため、従来行われてきた高温加熱に伴う様々な欠陥を根本的に解決できる利点がある。
そのため、この方法に従えば、例えば特公昭57−41526 号公報に開示されたような、連続鋳造スラブを製造する段階において電磁撹拌を用いることによりスラブの結晶組織を改善して、次工程の高温加熱によるスラブの粒成長に起因した２次再結晶不良を解消する方法等は、必ずしも必要ない。
【０００７】
以上述べたように、方向性電磁鋼板の磁気特性は大きく改善されてきたが、世界的な環境保護気運が高まる中で、トランス製造メーカーの特性改善に対する要求はますます強まりつつある。
【０００８】
ところで、特開昭51−41624 号公報に開示されているように、インヒビターの機能強化に極めて効果の高い元素として古くからBiが良く知られている。
しかしながら、インヒビター機能の強化元素としてのBiの効果は優れるものの
１）２次再結晶が不安定で磁気特性が安定しない、
２）方向性電磁鋼板に固有のフォルステライト被膜の生成が阻害される
という欠陥があった。
この点、特開平８−232019号公報には、脱炭焼純後の酸素量を制御すると共に、焼鈍分離剤中に特定の化合物等を添加することからなる被膜改善方法が開示されているが、この方法は未解決な部分が多く、未だ工業的には実施されていないのが実状である。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、公知のインヒビターとりわけAlとＮと共に、Biを併せて含有する方向性電磁鋼板を製造する場合における２次再結晶の不安定性を解消して、極めて高い磁束密度Ｂ8 が得られるだけでなく、Bi含有鋼に本質的に内在する被膜特性不良を効果的に解消することができる、表面欠陥が極めて少なくかつ磁気特性に優れる高磁束密度方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、Biの２次再結晶および被膜形成に及ぼす影響について鋭意研究を進めた結果、熱間圧延工程における温度履歴が被膜特性および磁気特性に対して極めて重要であることを新たに知見し、本発明を完成させるに至ったのである。
【００１２】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Si：2.5〜4.5 mass％と、ＣとNiのうちから選んだ１種または２種を0.03≦Ｃ＋(Ni/ 30)≦0.10mass％の範囲で含み、かつBi：0.005〜0.05mass％およびMn：0.05〜1.5 mass％を含有し、さらにインヒビター元素として、Ｓおよび／またはSe：0.010〜0.040mass％、sol.Al：0.015〜0.050 mass％およびＮ：0.005〜0.015 mass％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1350℃以上に加熱後、熱延板とし、必要に応じて熱延板焼鈍を施し、酸洗後、１回または中間焼純を含む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚に仕上げたのち、１次再結晶を兼ねた脱炭焼鈍を施し、ついでMgＯを主成分とする焼純分離剤を塗布してから、２次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる最終仕上げ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、
熱間圧延に際し、粗圧延開始前に、1125℃以上の温度で１時間以上、10時間以下の加熱処理を、平均酸素濃度：100〜50000 ppmの雰囲気中で行い、かつ粗圧延開始から仕上げ圧延終了までの時間を30秒以上 300秒以内とし、しかも上記の圧延中、圧延材の表面温度を板厚中心温度より常に低い状態に保持することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１３】
２．Si：2.5〜4.5 mass％と、ＣとNiのうちから選んだ１種または２種を0.03≦Ｃ＋(Ni/ 30) ≦0.10mass％の範囲で含み、かつBi：0.005〜0.05mass％およびMn：0.05〜1.5 mass％を含有し、さらにインヒビター元素として、Ｓおよび／またはSe：0.010 mass％未満、sol.Al：0.015〜0.050 mass％およびＮ：0.005〜0.015 mass％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1250℃以下に加熱後、熱延板とし、必要に応じて熱延板焼鈍を施し、酸洗後、１回または中間焼純を含む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚に仕上げたのち、１次再結晶を兼ねた脱炭焼鈍を施し、ついでMgＯを主成分とする焼純分離剤を塗布してから、２次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を施し、しかも熱間圧延終了後、２次再結晶開始前までのいずれかの工程にて窒化処理を行う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、
熱間圧延に際し、粗圧延開始前に、平均酸素濃度：100〜50000 ppmの雰囲気中において、1125℃以上の温度で１時間以上、10時間以下の加熱処理を行い、かつ粗圧延開始から仕上げ圧延終了までの時間を30秒以上 300秒以内とし、しかも上記の圧延中、圧延材の表面温度を板厚中心温度より常に低い状態に保持することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１４】
３．上記１または２において、インヒビター補強元素として、鋼スラブ中にさらに、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％、Ｐ：0.005〜0.10mass％およびＢ：0.001〜0.01mass％のうちから選んだ１種または２種以上を含有させることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
４．上記１〜３のいずれかにおいて、良好なフォルステライト被膜を生成するために、鋼スラブ中にさらに、Cr：0.05〜0.50mass％を含有させることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
まず、Bi添加鋼の磁気特性に及ぼす熱延条件の影響を明らかにする目的で、次の実験を行った。なお、以後、各元素の含有量の表示に用いる「％」は、特に断わりがない限り質量百分率（mass％）を表すものとする。
Ｃ：0.06％, Si：3.33％, Mn：0.06％, Se：0.024 ％, Al：0.028 ％, Ｎ：0.0090％, Bi：0.025 ％およびCu：0.08％を含有する組成になる連鋳スラブを、表１に示す種々のスラブ加熱条件および熱延条件で 2.7mm厚の熱延板とした。スラブ加熱は、ガス加熱炉で加熱後、引き続き電気式（誘導式）加熱炉で加熱した。
ついで、 950℃, １分間の熱延板焼鈍を施し、急冷処理を経てから、酸洗し、ついで冷間圧延により 1.8mmの中間厚としたのち、1120℃，120 秒間の中間焼鈍および35℃/sの冷却速度での急冷処理を経て、 200℃の温間圧延を含む冷間圧延（圧延ロール径：70mm）によって最終板厚：0.22mmの冷延板に仕上げた。
その後、 840℃で２分間の脱炭焼鈍後、860 ℃で表面層をSiO2に還元した後、MgＯを主成分とする焼純分離剤を片面当たり６g/m2塗布してから、窒素雰囲気中で 850℃まで８℃/hの速度で昇温し、その後窒素：25 vol％と水素：75 vol％の雰囲気中にて10℃/hの昇温速度で1200℃まで加熱し、1200℃で５時間のH2純化焼鈍を行った。
【００１６】
かくして得られた方向性電磁鋼板の磁気特性および被膜特性について調べた結果を、表２に示す。
なお、磁気特性は、800 A/m で磁化したときの磁束密度Ｂ8(Ｔ）および磁束密度：1.7 Ｔ、周波数：50Hzにおける鉄損Ｗ17/50(W/kg) で評価した。また、被膜特性は、製品板を丸棒に巻付けた時の被膜の剥離限界直径で判断する曲げ剥離特性で評価した。
【００１７】
【表１】
0004123679.tif 000002
【００１８】
【表２】
0004123679.tif 000003
【００１９】
表２に示したとおり、Bi添加鋼においては、従来から管理されてきた仕上げ入側温度やコイル巻取り温度などよりも、むしろスラブ加熱時における雰囲気や熱間圧延時の時間および熱延板の表面と中心部との温度差といった、従来あまり管理されていなかった項目がある一定条件で組み合わされた時に、良好な被膜特性と磁気特性が得られることが判明した。
【００２０】
上記の実験において、被膜特性が良好となった理由は、熱延工程でその表面が改質されたためと考えられる。
そこで、スラブ加熱時における加熱温度と雰囲気の酸素濃度がスラブ表面に及ぼす影響を明らかにするために、次の実験を行った。
供試鋼成分として、Ｃ：0.05％, Si：3.15％, Mn：0.055％, Bi：0.015％, Al：0.022％, Ｎ：0.0075％およびＳ：0.020 ％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼を、連続鋳造によってスラブとしたのち、 100mm×100mm ×100mm のサンプルを切り出した。
このサンプルを、加熱雰囲気中の酸素濃度と加熱温度を種々に変化させて、３時間均熱炉に装入した。
その後、地鉄表層のBi量を蛍光Ｘ線を用いて測定した結果を、加熱雰囲気中の酸素濃度との関係で図１に示す。
【００２１】
同図に示したように、ある特定範囲すなわち、加熱雰囲気中の平均酸素濃度が100 ppm 以上で、かつ加熱温度が1125℃以上の場合に、地鉄表層のBi量が母材のそれに比べて 1/2以下まで低減することが明らかとなった。
また、加熱雰囲気中の平均酸素濃度が 50000 ppmを超える加熱では、表面から５mm深い箇所でもBi濃度が中心部のそれの 1/2以下まで低減することが判明した。
【００２２】
次に、スラブ加熱時における加熱温度と加熱時間の関係を明らかにするために、雰囲気中の酸素濃度は 2000ppmの一定とし、加熱温度と加熱時間を種々に変化させた場合における地鉄表層のBi量について調査した。
得られた結果を図２に示す。
同図に示したとおり、1125℃以上の温度で、１時間以上加熱することによって、表面のBi濃度は中心部のそれの1/2 以下まで低減することが判明した。
【００２３】
上記のようなスラブ加熱処理によって、被膜特性と磁気特性が改善される理由は、次のように考えられる。
すなわち、Biは、鉄に対する固溶量が非常に少ないため、鋼を連続鋳造でスラブとした場合、極めて均一に分散し、スラブ表層にも板厚中心部と同じ濃度でBiが存在する。このため、二次再結晶焼鈍時に表面層に存在するBiがフォルステライトの生成を阻害し、著しい被膜欠陥を引き起こすと共に、被膜欠陥により気相雰囲気が鋼中に過度の作用をもたらし、鋼中のインヒビターの分解挙動が大きく変動して、正常な二次再結晶が生じなくなる。また、二次再結晶焼鈍は通常、コイル状に巻いて行うため、鋼板の幅方向、長手方向で気相雰囲気との接触の仕方が異なり、場所によって被膜形成と二次再結晶のあり方が変化することから、均一な製品を作ることが極めて困難となる。
【００２４】
従って、表層のBi濃度は、インヒビター強度に影響を及ぼさない範囲で低下させる必要があると考えられる。
すなわち、前掲図１，２に示したように、スラブ加熱を、平均酸素濃度が 100〜50000 ppm の雰囲気中にて、1125℃以上の加熱温度で１時間以上行うことによって、表面に存在するBiをスケールと共に除去することが重要である。なお、この際、必要以上の高温保持は表面層のみならず内部のBi濃度も低下するので、好ましくない。
【００２５】
また、熱間圧延によって板厚を減じる際は、表層からの過剰なBiの散逸を防止するため、表層の温度を中心より常に低く保持することが重要と考えられる。
すなわち、熱間圧延中は、圧延により鋼中に転位が多量に導入されるため、拡散係数が非常に高くなるが、表層の温度を低下させてやれば、表面での拡散速度を中心層に対して遅くすることができ、その結果、中心層からのBiの拡散を抑えることができるものと考えられる。
【００２６】
さらに、熱間圧延時間に要する時間を所定の範囲に制限することによって、Bi濃度を適切に制御することができ、これにより板厚中心部に一定濃度以上のBi濃度を確保することで、二次再結晶時に必要な抑制力を確保することが可能となる。
かくして、従来のBi添加による２次再結晶の不安定性が解消され、被膜特性の改善と磁気特性の安定化の両立が可能になったものと考えられる。
【００２７】
次に、発明者らは、Bi添加材のフォルステライト被膜生成を如何にして改善するかについて鋭意研究を重ねた結果、鋼中へのCr添加が極めて有効であることを見出した。
以下、この知見事実を、Crの添加量を変更しつつ、Biとの複合添加について行った実験結果に基づいて説明する。
Ｃ：0.05％, Ni：0.10％, Si：3.30％, Mn：0.06％, Se：0.014 ％, Sb：0.045 ％, Bi：0.025 ％, Al：0.027 ％, Ｎ：0.0095％, Cu：0.09％およびSn：0.1％をベースとし、Crをそれぞれ 0.03, 0.05, 0.15, 0.2, 0.5, 0.7％含有させたスラブを作製した。
かかるスラブを、酸素濃度：500ppmの雰囲気中にて1200℃で２時間加熱後、電気式加熱炉にて1400℃で１時間の加熱を酸素濃度：1500 ppmの雰囲気で行った。その後、粗圧延の１パス目を表面温度：1350℃、中心温度：1360℃で圧下率：50％、ついで２パス目を表面温度：1300℃、中心温度：1320℃で圧下率：35％、３パス目を表面温度：1250℃、中心温度：1290℃で行ったのち、仕上げ圧延を、入側表面温度：1100℃、中心温度：1120℃で、かつ、出側表面温度：990 ℃、中心温度：995 ℃で行い 2.2mm厚の熱延板としたのち、巻取り温度：575 ℃でコイルに巻き取った。
【００２８】
ついで 950℃で２分間の均熱後、 300℃までは平均速度：25℃/sで冷却する熱延板焼鈍を行ったのち、酸洗し、1.5 mmまで冷間圧延した。引き続き1070℃で１分間の中間焼鈍後、 250℃の温間圧延を含む冷間圧延により0.22mmの板厚としたのち、 840℃で２分間の脱炭焼純を施した。
その後、MgＯを主成分とする焼純分離剤を塗布してから、窒素雰囲気で 850℃まで10℃/hで昇温し、15時間の保定焼鈍を行ったのち、窒素：25 vol％と水素：75 vol％の雰囲気中で1200℃まで30℃/hの昇温速度で加熱する仕上げ焼鈍を行った。
かくして得られた製品板の磁気特性および被膜特性について調べた結果を表３に示す。
なお、被膜特性は、40％のコロイダルシリカを含有するリン酸マグネシウムをコート剤として塗布し、850 ℃で焼付けたのち、丸棒に巻付ける屈曲試験により被膜の剥離限界直径で評価した。
【００２９】
【表３】
0004123679.tif 000004
【００３０】
表３から明らかなように、Crを0.05％以上添加することにより、熱延における表層Biの低減処置に加えて、より一層の被膜改善効果が認められた。
このような良好な被膜の生成は、二次再結晶中での気相雰囲気との相互作用を適切なものとし、磁気特性の向上効果も達成される。また、フォルステライトが鋼板へ張力を付与するため鉄損の改善にも大きく寄与している。
なお、Crの効果については必ずしも明らかではないが、Cr添加した素材では脱炭焼鈍板のサブスケールの構造が変化し、二次再結晶焼鈍中のMgＯとの反応が効果的に促進されるためと考えられる。
しかしながら、過剰のCr添加は磁束密度の低下を招く。
【００３１】
次に、本発明に従う、方向性電磁鋼板の好適製造条件について説明する。
まず、素材成分について述べる。
Si：2.5 〜4.5 ％
Siは、電気抵抗を増加させて鉄損を低減するために不可欠の元素であり、このためには 2.5％以上の含有が必要であるが、4.5 ％を超えると加工性が劣化し、製造そのものや、製品の加工が極めて困難になるので、Si量は 2.5〜4.5 ％の範囲に限定した。
【００３２】
0.03≦Ｃ＋(Ni/30) ≦0.10％
ＣとNiの含有量を（Ｃ＋Ni/30)の式で0.10％以下とすることが、本発明の特徴である。
というのは、（Ｃ＋Ni/30)が0.10％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分布の均一性が阻害される。また、脱炭焼鈍の負荷も増大し脱炭不良を発生し易くなる不利もある。一方（Ｃ＋Ni/30)が0.03％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とNiは、単独または複合含有いずれの場合においても（Ｃ＋Ni/30)式で0.03〜0.10％の範囲に限定した。
【００３３】
Bi：0.005 〜0.05％
Biの添加は、本発明の特徴の一つである。ここに、Bi量が 0.005％未満では、上記したような期待する効果が得られず、一方0.05％を超えると均一分散が困難となるので、Biは 0.005〜0.05％の範囲で含有させるものとした。
なお、このBiは、酸化反応を強く抑制し、脱炭焼鈍板に形成されるSiO2の形態を大きく変えてしまうため、従来技術の延長では被膜生成が困難になると予想された元素である。
【００３４】
Mn：0.05〜1.5 ％
Mnも、Siと同様、電気抵抗を高めて鉄損を低減させるだけでなく、製造時の熱間加工性を向上させる点でも有用な元素である。この目的のためには0.05％以上の含有が必要であるが、1.5 ％を超えて含有させた場合、γ変態を誘起して磁気特性が劣化するので、Mn量は0.05〜1.5 ％の範囲に限定した。
【００３５】
インヒビター元素については、次のとおりである。
Ｓ, Se：0.010〜0.040 ％または 0.010％未満
インヒビター成分として、Se, Ｓを単独または複合して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、抑制効果を維持するには合計で 0.010％以上含有させる必要があるが、 0.040％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り、かえって有害となるので、 0.010〜0.040 ％の範囲に限定した。
一方、高温のスラブ加熱を省略する場合には、Se, Ｓは少ないほど固溶温度が低下するため好適に作用する。従って、その場合には、両者併せて 0.010％未満とする。
【００３６】
sol.Al：0.015 〜0.050 ％およびＮ：0.005 〜0.015 ％
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、鋼中にはこれらの元素の他に高温で安定なインヒビター成分の含有が必要で、かようなインヒビター成分としては、AlおよびＮが好適である。
このうち、Alはsol.Al (酸可溶Al) として 0.015〜0.050 ％含有させる必要がある。というのは、sol.Al量が 0.015％未満の場合、析出するAlＮの量が不足して良好な２次再結晶を得ることができず、一方 0.050％を超えるとインヒビターとして機能するサイズへの均一分散が困難となるからである。
また、Ｎは、0.005 ％以上の含有を必要とするが、0.015 ％を超えて含有させると鋼中でガス化しフクレなどの欠陥をもたらすので、Ｎは 0.005〜0.015 ％の範囲で含有させるものとする。
【００３７】
また、インヒビター補強元素については次のとおりである。
すなわち、Cu, Sn, Sb, Mo, As, Te, ＰおよびＢ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ので、鋼中に随時添加することが好ましい。このために必要な好適添加量については、Cu, Snは0.05〜0.5％、Sb, As, Mo, Te, Ｐは0.005〜0.10％、Ｂは0.0010〜0.01％である。
その他の添加元素については、例えばGe, Co等は、鋼板の表面性状を改善する効果があるので適宜含有させることが好ましい。
【００３８】
Cr：0.05〜0.50％
上述したとおり、Biは、酸化反応を強く抑制し、脱炭焼鈍板に形成されるSiO2の形態を大きく変えてしまうため、従来技術では被膜生成が困難とされた元素であった。
しかしながら、適量のCrを併せて含有させると上記の問題を解消することができる。
今回、Crを複合添加することで被膜生成が可能となったのは、CrがBiの酸化抑制効果を打ち消して脱炭焼鈍板のSiO2形態を良好に改善する効果を持つためか、あるいはフォルステライト生成反応を促進するためか、さらには両方の効果を有すためと考えられる。ここに、含有量が0.05％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.50％を超えても被膜改善効果は飽和し、むしろコスト高となり、しかも磁束密度が低下する傾向があるので、Cr量は0.05〜0.50％の範囲に限定した。
【００３９】
次に、本発明に従う製造条件について具体的に説明する。
上述した好適成分組成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、通常スラブ加熱に供されたのち、熱間圧延により熱延コイルとされるが、この時スラブ加熱温度を1350℃以上とすることが重要である。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) ，AlＮ等の微細均一な分散析出状態が得られないからである。
一方、SeやＳのように溶体化に高温を必要とする組成を制限し、高温のスラブ加熱を省略する方法では、スラブ加熱温度は、粒成長が生じない1250℃以下とすることが、熱延組繊の均質化ひいては磁気特性の改善の面で効果的である。
なお、熱間圧延に際し、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の公知の技術を随時加えることは有効である。
【００４０】
本発明の特徴である熱間圧延は、スラブ加熱を平均酸素濃度 100〜50000 ppmの雰囲気中にて1125℃以上の温度で１時間以上行うことにより、表面に存在するBiをスケールと共に加熱炉内で剥離除去することである。
この際、10時間以上の高温保持は、表面層だけでなく内部までBi濃度が低減するので好ましくない。
また、熱間圧延により板厚を減じる際は、表層からの過剰なBiの散逸を防止するため、表層の温度を中心より常に低く保ち続ける必要がある。また、熱間圧延中は、圧延により鋼中に転位が多量に導入され、拡散係数が非常に高くなっているので、この面でも、表層の温度を低下して、表面での拡散速度を中心層よりも遅くしておけば、中心層からのBiの拡散を抑えることができる。
さらに、熱間圧延時間に要する時間を30〜300 秒に制限することによって、Bi濃度を適切に制御することができ、これにより板厚中心部に一定濃度以上のBi濃度を確保することができるので、二次再結晶時に必要な抑制力を確保することが可能となる。
かくして、従来、Biを添加する場合に懸念された２次再結晶の不安定性が解消され、磁気特性の安定化が可能となる。
【００４１】
冷延工程については、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、または必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施す冷延２回法を採用できる。
冷間圧延の圧下率については、従来公知なように冷延２回法の第１回目の圧延は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せず結晶組織の均一化が得られず、一方60％を超えると集合粗繊の集積化が起り第２回目の圧延の効果が得られなくなるからである。また、最終圧延の圧下率は80〜90％程度とすることが好ましい。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。
【００４２】
また、熱延板焼鈍および中間焼鈍において、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) ，AlＮ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。
なお、かような焼純の冷却過程については、とくに制限されることはないが、焼純後の鋼中の固溶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公知の手段も有効な働きをする。
【００４３】
さらに、最終冷間圧延を、公知のように 100〜350 ℃での温間圧延としたり、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、公知のように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。
【００４４】
ついで、最終板厚とした鋼板は、公知の手法による脱炭・１次再結晶焼鈍を施したのち、MgＯを主成分とする焼純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、その時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。
【００４５】
最終仕上げ焼鈍において、昇温途中少なくとも1050℃以上、好ましくは 900℃以上の温度域については、Ｈ2 を含有する雰囲気中で昇温することが必要である。 すなわち、Ｈ2 雰囲気は、最終仕上げ焼鈍中に形成される被膜中の酸化物や窒化物の形成に重要な作用を及ぼし、 900℃以上の焼鈍の中期から後期において特に還元性を強めておくことが有効である。最終仕上げ焼鈍後は、未反応分離剤を除去したのち、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き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ー照射を線状領域に施したり、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。
【００４６】
【実施例】
実施例１
Ｃ：0.08％, Si：3.50％, Mn：0.075 ％, Se：0.022 ％, Sb：0.045 ％, Al：0.027 ％, Ｎ：0.0088％, Bi：0.025 ％, Cr：0.20％, Cu：0.10％およびMo：0.022 ％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる溶鋼を、連続鋳造によりスラブとした。このスラブを、ガス炉で加熱後、誘導加熱式（電気式）の炉で1400℃に加熱したのち、熱延により 2.0mm厚の熱延板とし、550 ℃でコイルに巻き取った。
この時のスラブ加熱条件および熱延条件を表４に示す。
ついで、この鋼板を1150℃まで昇温し、均熱時間が90秒間の熱延板焼鈍を施し、25℃/sの速度で急冷後、酸洗し、冷間圧延と 200℃の温間圧延を組み合わせて0.22mm厚に１回の圧延で仕上げた。
その後、脱脂処理を施したのち、 850℃で４分間の脱炭焼鈍を施した。
【００４７】
ついで、MgＯに SrSO4を２％、TiO2を５％添加した焼純分離剤を鋼板に10g/m2の塗布量で塗布し、最終仕上げ焼純として、 850℃までＮ2 中で30℃/hの速度で、また 850℃から1050℃まで（25vol%N2＋75vol%H2）の混合雰囲気中で12.5℃/hの速度で、その後はＨ2 中で25℃/hの速度で1200℃まで昇温し、1200℃で８時間保持した後、 600℃までＨ2 中で降温し 600℃からはAr雰囲気中で降温した。
上記の最終仕上げ焼純後、未反応の焼純分離剤を除去した後、50％コロイダルシリカを含有するリン酸マグネシウムを張力コーティングとして塗布したのち、840 ℃で30秒間焼き付けて製品板とした。
かくして得られた製品板の磁気特性および被膜特性について調べた結果を、表５に示す。
【００４８】
【表４】
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【００４９】
【表５】
0004123679.tif 000006
【００５０】
表５に示したとおり、本発明に従って得られた電磁鋼板は、磁気特性および被膜特性が飛躍的に向上している。
【００５１】
実施例２
Ｃ：0.06％，Si：3.15％，Mn：0.075 ％，Ｓ：0.020 ％，Sn：0.025 ％，Al：0.025 ％，Ｎ：0.0095％，Bi：0.030 ％およびCu：0.10％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる溶鋼を、連続鋳造によりスラブとした。このスラブを、表６に示す条件でスラブ加熱および熱間圧延を行って、2.2 mm厚の熱延板としたのち、570 ℃でコイルに巻き取った。スラブ加熱は、ガス加熱炉に引き続き電気式（誘導式）加熱炉で加熱を行った。
ついで、この鋼板を、1150℃まで昇温し、90秒間均熱したのち35℃/sの速度で 400℃まで急冷する熱延板焼純を施し、引き続き酸洗後、冷間圧延と 200℃の温間圧延を組み合わせて0.26mm厚に１回の圧延で仕上げた。
その後、脱脂処理を施したのち、850 ℃で３分間の脱炭焼純を施した。
【００５２】
、ついで、MgＯに MgSO4：２％添加したものを焼純分離剤として鋼板に塗布し、最終仕上げ焼鈍として、850 ℃までＮ2 中で30℃/hの速度で、また 850℃から1050℃まで（25vol%N2＋75vol%H2）の混合雰囲気中で12.5℃/hの速度で、その後はＨ2 中で25℃/hの速度で1180℃まで昇温し、1180℃で４時間保持した後、 600℃までＨ2 中で降温し 600℃からはAr雰囲気中で降温した。
上記の最終仕上げ焼鈍後、未反応の焼純分離剤を除去した後、50％コロイダルシリカを含有するリン酸マグネシウムを張力コーティングとして塗布したのち、840 ℃で30秒間焼き付けて製品板とした。
かくして得られた製品板の磁気特性および被膜特性について調べた結果を、表７に示す。
【００５３】
【表６】
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【００５４】
【表７】
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【００５５】
表７に示したとおり、本発明に従って得られた電磁鋼板は、磁気特性および被膜特性が飛躍的に向上している。
【００５６】
実施例３
表８に示す成分組成になる溶鋼を、連続鋳造によりスラブとした。このスラブを表９，10に示す条件でスラブ加熱および熱間圧延を行って、2.4 mm厚の熱延板とした。スラブ加熱は、ガス加熱炉に引き続き電気式（誘導式）加熱炉で加熱を行った（一部についてはガス炉のみ）。
ついで、この鋼板を、950 ℃まで昇温し、55秒間均熱したのち37℃/sの速度で急冷する熱延板焼鈍を施し、酸洗後、１回目の冷延で 1.8mm厚に仕上げた。ついで、1150℃まで昇温し90秒間の中間焼鈍を施し、30℃/sの速度で急冷した。その後、250 ℃の温間圧延で0.27mm厚に仕上げた。
その後、脱脂処理を施し、脱炭焼鈍を昇温速度：35℃/s、均熱温度：830 ℃、均熱時間：３分間、露点：59℃、水素濃度：50 vol％、窒素濃度：50 vol％の雰囲気中で行った後、アンモニアガス雰囲気での窒化処理によりＮ含有量を0.0180％まで富化した。
【００５７】
ついで、0.12％のCaと0.05％のＢを含有するMgＯに Sr(OH)2を 3.5％、 TiO2を10％、 SrSO4を１％添加したものを焼純分離剤として鋼板に12g/m2塗布し、最終仕上げ焼鈍として、 900℃までＮ2 中で30℃/hの速度で、また 900℃から1050℃まで（25vol%N2＋75vol%H2）の混合雰囲気中で12.5℃/hの速度で、その後はＨ2 中で25℃/hの速度で1200℃まで昇温し、1200℃で８時間保持したのち、 600℃までＨ2 中で降温し 600℃からはＮ2 雰囲気中で降温した。
上記の最終仕上げ焼鈍後、未反応の焼純分離剤を除去した後、50％コロイダルシリカを含有するリン酸アルミニウムを張力コーティングとして塗布したのち、850 ℃で焼き付け、その後磁区細分化処理としてレーザーを 7.5mmピッチで照射し製品とした。
かくして得られた製品板の磁気特性および被膜特性について調べた結果を、表11に示す。
【００５８】
【表８】
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【００５９】
【表９】
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【００６０】
【表１０】
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【００６１】
【表１１】
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【００６２】
表11に示したとおり、本発明に従って得られた電磁鋼板は、磁気特性および被膜特性が飛躍的に向上している。
【００６３】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、極めて優れた鉄損特性を有し、かつ被膜欠陥がない高磁束密度方向性電磁鋼板を安定して得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  加熱温度と酸素濃度が、鋼板表層のBi濃度、中心層のBi濃度および表層から５mm深い箇所のBi濃度に及ばす影響を示した図である。
【図２】  加熱温度と加熱時間が鋼板表層のBi濃度に及ぼす影響を示した図である。
【図１】
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【図２】
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