(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
０．０１０％≦Ｃ≦０．１４％、
０．０１０％≦酸可溶性Ａｌ≦０．０５０％、
０．００３０％≦Ｎ≦０．０１５０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを、加熱、熱延した後、１回以上の冷延を行って最終板厚とし、脱炭焼鈍後、Ａｃ１変態点以下の温度域で最終焼鈍する方向性電磁鋼板の製造方法であって、最終冷延圧下率を７５％以上９０％以下とし、８９０℃×１０時間の仕上げ焼鈍を行い、８００Ａ／ｍでの磁束密度：Ｂ８≧１．９０Ｔ、かつ１００００Ａ／ｍでの磁束密度：Ｂ１００≧２．１０Ｔとす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、磁束密度が極めて高い方向性電磁鋼板の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
方向性電磁鋼板は、二次再結晶法により鋼板の結晶粒を特定方位に高度に配向させた成品であることが特徴であり、圧延面に｛１１０｝面、圧延方向に＜１００＞軸を有するいわゆるゴス方位を持つ結晶粒により構成されている。
【０００３】
また、方向性電磁鋼板の用途としては、軟磁性材料として主にトランスその他の電気機器の鉄心材料に使用されるもので、近年省エネルギー、省資源への社会的要求がますます厳しくなっている事から、方向性電磁鋼板の鉄損低減、磁化特性改善への要求も厳しくなってきている。このため磁気特性、特に良好な励磁特性と鉄損特性が求められるようになってきている。
【０００４】
方向性電磁鋼板の励磁特性を示す指標としては、通常磁束密度Ｂ8 （磁界の強さ８００Ａ／ｍにおける磁束密度）が用いられている。また鉄損特性を示す指標としては、Ｗ17/50 （５０Ｈｚで１．７Ｔの磁束密度まで磁化させたときの単位重量あたりの鉄損）等が用いられている。
【０００５】
鉄損は渦電流損とヒステリシス損からなり、渦電流損は鋼板の電気抵抗率、板厚、結晶粒度、磁区の形態、鋼板表面の皮膜張力等の因子により支配されている。一方、ヒステリシス損は磁束密度を支配する鋼板の結晶方位、純度、内部歪等により支配される。
【０００６】
従来、鉄損を低減させるために、Ｓｉ含有量を高め鋼板の電気抵抗を大きくすることが行われてきた。しかしながら、Ｓｉ含有量を高めるのに伴い飽和磁束密度が低下するため、これを従来技術では二次再結晶方位の集積度を上昇させることで補って高磁束密度方向性電磁鋼板を製造してきた。
【０００７】
このために、従来技術においては、二次再結晶を安定して発現させるとともにその方位集積度を高め、磁束密度を向上させる因子として、インヒビターの役割が重要である。この目的のため、従来技術ではＭｎＳ、ＡｌＮ、ＭｎＳｅ等がインヒビターとして用いられてきている。
【０００８】
従来の方向性電磁鋼板の製造法は、二次再結晶方位制御に用いられるインヒビターの種類により大きく３種類に大別される。
【０００９】
第一は、M.F.Littmannにより特公昭３０−３６５１号公報に開示されている、インヒビターにＭｎＳ用い、二回冷延法で製造する方法である。第二、特公昭４０−１５６４４号公報に田口、坂倉らにより開示された、ＭｎＳに加えてＡｌＮをインヒビターとする製造方法である。このインヒビターにＡｌＮを用いる方法により、方向性電磁鋼板のＢ8 は１．８７０Ｔ以上に向上し、磁気特性の改善による省エネルギーに多大な貢献を果たした。第三に、特公昭５１−１３４６９号公報に今中等により開示されたＭｎＳとＳｂもしくはＭｎＳ、ＭｎＳｅとＳｂを用い、二回冷延法により製造する方法である。
【００１０】
これらの従来法においては本質的あるいは良好な磁束密度を得るためにはインヒビターの析出制御を目的として、高温スラブ加熱により一旦インヒビターを構成する析出物を溶体化し、これを熱延工程あるいは特公昭４６−２３８２０号公報に開示されているように熱延板焼鈍時に微細に析出させることが必要である。このように従来法では製鋼段階での成分調整と熱延の段階でほぼ製品の特性が決定されるため、上工程での材質造り込みの安定性確立が重要な課題であった。
【００１１】
これらの従来法においては、鉄損を低減させることが第一目標であり、その目標を達成するために磁束密度を高めることが特徴であった。何故ならば、方向性電磁鋼板の皮膜張力の効果と磁束密度の間には、J.Appl.Phys.,vol.41.no.7.p2981-2984(1970) に指摘されているように、磁束密度Ｂ8 の値が高いほどその鉄損低減効果が大きいことが知られている。また磁区細分化による鉄損低減法は特開昭５８−５９６８号公報、特開昭５８−２６４０５号公報に述べられているが、磁区細分化処理前のプレーン材の磁束密度が高いほどその効果が大きいことが知られているからである。
【００１２】
一方、近年では、トランス鉄心において特に小型軽量／高性能化のために、従来の方向性電磁鋼板とは異なり、鉄損よりも高磁束密度を重視する需要家の要求が高まってきており、その製造技術の確立が急がれていた。高磁束密度を得るためには従来技術で重視されたように方位集積度を上げることの他に、材料中の鉄そのものの含有量を高め、飽和磁束密度を上げることが有効である。鉄は２．１６Ｔという高い飽和磁束密度を持っている。しかし、鉄にＳｉ等の非磁性不純物を添加すると飽和磁束密度は低下する。例えば、３％のＳｉを鉄に添加すると飽和磁束密度は２．０３Ｔにまで低下してしまう。したがって、不純物の低減による飽和磁束密度の向上は、高磁束密度を得るためには大変効果的である。
【００１３】
発明者等はこの目的で、これまでに特公平７−１２２０９３号公報、特開平４−３０１０５３号公報等で、高磁束密度方向性電磁鋼板の製造法について開示を行ってきた。しかしながら、近年では小型トランスの鉄心材料等において、これらの製造法による高磁束密度方向性電磁鋼板よりも、高磁場における飽和磁束密度の高いものが要求されているのが現状である。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上述したように、小型トランスの鉄心材料等において近年要求されているような高磁束密度方向性電磁鋼板であって、従来の製造方法で得られていた製品よりも、高磁場における飽和磁束密度の高い高磁束密度方向性電磁鋼板の製造法を提供することを目的とする。
【００１６】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、
０．０１０％≦Ｃ≦０．１４％、
０．０１０％≦酸可溶性Ａｌ≦０．０５０％、
０．００３０％≦Ｎ≦０．０１５０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを、加熱、熱延した後、１回以上の冷延を行って最終板厚とし、脱炭焼鈍後、Ａｃ１変態点以下の温度域で最終焼鈍する方向性電磁鋼板の製造方法であって、最終冷延圧下率を７５％以上９０％以下とし、８９０℃×１０時間の仕上げ焼鈍を行い、８００Ａ／ｍでの磁束密度：Ｂ８≧１．９０Ｔ、かつ１００００Ａ／ｍでの磁束密度：Ｂ１００≧２．１０Ｔとすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、従来技術での検討の主眼とされたインヒビター制御技術以外の製造プロセス上の検討課題として、鉄損の中の渦電流損成分を低減するために成品板厚を薄くし、かつ高磁束密度も両立させるために、冷延条件の制御による磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造法について鋭意検討した結果、最終冷延圧下率を７５％以上９０％以下に制御することで、成品における結晶の［１００］の圧延方向から１０゜以内への集積度が７５％以上に向上し、磁束密度が向上することを見いだし、発明の完成に至った。
【００１８】
以下に本発明を詳細に説明する。
まず、本発明の製造方法で用いるスラブの含有成分について説明する。
Ｃはその含有量が０．０１０％未満になると二次再結晶が不安定となり、磁束密度が著しく低下するので０．０１０％以上とする。一方、０．１４％を超えると、脱炭焼鈍に要する時間が長くなりすぎ、不経済であるので０．１４％以下とする。
【００１９】
酸可溶性ＡｌはＮと化合してインヒビターであるＡｌＮを形成する。その含有量が０．０１０％未満であるとインヒビター析出量が不足し二次再結晶が不安定となるので０．０１０％以上とする。一方、その含有量が０．０５０％超となると析出状態が粗大化し、インヒビター効果が損なわれ磁束密度が低下するので、０．０５０％以下とする。
【００２０】
Ｎは０．００３０％以上０．０１５０％以下にする必要がある。０．０１５０％を超えるとブリスターと呼ばれる鋼板表面の膨れが発生するとともに、一次再結晶組織の調整が困難となるので０．０１５０％以下とする。一方、Ｎ含有量が０．００３０％未満であると、インヒビターであるＡｌＮの形成が不足し二次再結晶の発現が困難になるのでＮ含有量は０．００３０％以上とする。
【００２１】
本発明鋼は、このようなスラブを出発材として、後述のプロセスによって得られるものである。以下、本発明鋼の成分について説明する。
Ｃは脱炭焼鈍において低減されるが、製品である本発明鋼においてＣが０．００３０％を超えると磁気時効が問題となるので０．００３０％以下とする。また、スラブの成分としては０．０１０％〜０．０５０％含有されている酸可溶性Ａｌは、鋼板表面に形成される酸化被膜等に若干量が消費されるため、本発明鋼では単に０．０５０％以下とし、下限値は設けなかった。Ｎについても、脱炭焼鈍時等に若干量が鋼板から抜けるため、本発明鋼では０．０５０％以下として下限値は設けなかった。
【００２２】
そして、本発明では結晶の［１００］の圧延方向から１０゜以内への集積度を７５％以上とする。この値が７５％未満では所望の高磁束密度が得られないためである。従来、無方向性電磁鋼板の分野では鉄の純度を高めることにより磁束密度を向上することは行われていた。しかし、本発明のような方向性電磁鋼板の分野においては、鉄損低減のためにＳｉを添加することが通常であり、鉄の純度を高めて磁束密度を向上することは従来行われていない。このように製品において結晶の［１００］の圧延方向から１０゜以内への集積度を７５％以上とするには、後述のように最終冷延率を制御すればよい。
【００２３】
次に、本発明のプロセスについて説明する。
本発明の電磁鋼スラブは、転炉または電気炉等の溶解炉で鋼を溶製し、必要に応じて真空脱ガス処理し、次いで連続鋳造により、あるいは造塊後分塊圧延することによって得られる。
【００２４】
その後、熱間圧延に先立ちスラブ加熱が行われる。本発明のプロセスにおいては、スラブの加熱温度は適切に制御して主要インヒビターであるＡｌＮを鋼中に再固溶させることが肝要である。
【００２５】
このスラブを熱延して所定の厚みの熱延板とする。
熱延以降の工程については、析出物制御を目的として１回の圧延で最終板厚とする場合は最終冷延前に熱延板板焼鈍を行っても良い。また、２回以上の冷間圧延により最終板厚とする場合は、１回目の冷間圧延前に熱延板焼鈍を行っても良い。酸洗後、１回もしくは中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延により最終板厚とする。
【００２６】
ここで、高磁束密度を得るためには最終冷延率の制御が重要である。すなわち、７５％以上９０％以下である必要がある。最終冷延率がこの範囲を外れると、得られる製品の結晶方向を制御できず、本発明が目的とする超高磁束密度が得られないので、最終冷延率は７５％以上９０％以下に定める。
【００２７】
次に湿水素雰囲気などの雰囲気中で脱炭焼鈍をする。この焼鈍は、磁気時効等により成品板の磁気特性を劣化させるＣを問題のない量まで低減させるための焼鈍で、通常知られたプロセスで行う。
【００２８】
次いで焼鈍分離材を塗布し仕上げ焼鈍を行い、二次再結晶および引き続いて純化を行う。本発明の鋼はαγ変態を有するため、良好な二次再結晶方位を維持するために仕上げ焼鈍温度はαγ変態点以下で行う。二次再結晶完了後の純化焼鈍は水素雰囲気中で実施する。
【００２９】
この様にして得られた製品には、板間の絶縁を確保して鉄心としての鉄損を低下させるために、絶縁皮膜を塗布して最終製品としても良いし、皮膜を施さずに最終製品としても良い。
【００３０】
本発明による製造法における冷延圧下率と成品磁束密度との関係について実験結果に基づき説明する。
Ｃ：０．０５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１８％、Ｎ：０．００６５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを加熱後、熱延を行い厚み２．１mmの熱延板とした。得られた熱延板に８２５℃２分の熱延板焼鈍を施し、酸洗後、７３．８〜９１．９％の圧下率で冷延し、最終板厚を０．５５〜０．１７mmに仕上げた。これに８３０℃の湿水素雰囲気中で５分間の脱炭焼鈍を施し、その後乾水素中で８９０℃×１０時間の仕上焼鈍を行った。冷延圧下率と磁界の強さ８００，１００００Ａ／ｍでの磁束密度：Ｂ8 ，Ｂ100 の関係について表１に示す。
【００３１】
【表１】
0004163773.tif 000002
【００３２】
表１より、冷延圧下率を７５％以上９０％以下の範囲とすることによって、鋼板の結晶方向を所望に制御することができ、結果として磁束密度Ｂ8 ≧１．９０，Ｂ100 ≧２．１０Ｔという極めて優れた磁束密度を有する方向性電磁鋼板が得られることがわかる。
【００３３】
【実施例】
［実施例１］
表２の成分を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを加熱後、熱延して２．１mmの厚みの熱延板とした。得られた熱延板に８３０℃２分の熱延板焼鈍を施し、その後酸洗し７３．８〜９１．９％の冷延を施し、０．５５〜０．１７mmに仕上げた。これを８３０℃の湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍を施した。その後８９０℃×１０時間の仕上焼鈍を行った。
【００３４】
【表２】
0004163773.tif 000003
【００３５】
冷延圧下率と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係を表３に示す。表３より、冷延圧下率が７５〜９０％の場合に、鋼板の結晶方向を所望に制御することができ、結果として磁束密度Ｂ8 ≧１．９０，Ｂ100 ≧２．１０Ｔの良好な磁束密度を有する方向性電磁鋼板が得られることがわかる。
【００３６】
【表３】
0004163773.tif 000004
【００３７】
［実施例２］
表４の成分を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを加熱後、熱延して３．０mmの厚みの熱延板とした。得られた熱延板に８３０℃２分の熱延板焼鈍を施し、その後酸洗し７３．３〜９１．７％の一回の冷延を施し、０．８０〜０．２５mmに仕上げた。これを８３０℃の湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍を施した。その後８９０℃×１０時間の仕上焼鈍を行った。
【００３８】
【表４】
0004163773.tif 000005
【００３９】
冷延圧下率と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係を表５に示す。表５より、冷延圧下率が７５〜９０％の場合に、鋼板の結晶方向を所望に制御することができ、その結果として磁束密度Ｂ8 ≧１．９０，Ｂ100 ≧２．１０Ｔの良好な磁束密度を有する方向性電磁鋼板が得られることがわかる。
【００４０】
【表５】
0004163773.tif 000006
【００４１】
［実施例３］
表６の成分を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを加熱後、熱延して３．５mmの厚みの熱延板とした。得られた熱延板に８００℃９０秒の熱延板焼鈍を施し酸洗を施した。その後、一回目の冷間圧延により２．１mmに仕上げた。さらにこれに８３０℃９０秒の中間焼鈍を施し、その後これに７３．８〜９１．９％の圧下率の最終冷延を施し、０．５５〜０．１７mmに仕上げた。これを８３０℃の湿水素雰囲気中で脱炭焼鈍を施した。その後、８９０℃×１０時間の仕上焼鈍を行った。
【００４２】
【表６】
0004163773.tif 000007
【００４３】
冷延圧下率と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係を表７に示す。表７より、冷延圧下率が７５〜９０％の場合に、鋼板の結晶方向を所望に制御することができ、その結果として磁束密度Ｂ8 ≧１．９０，Ｂ100 ≧２．１０Ｔの良好な磁束密度を有する方向性電磁鋼板が得られることがわかる。
【００４４】
【表７】
0004163773.tif 000008
【００４５】
【発明の効果】
このように本発明によれば、磁束密度が極めて高い方向性電磁鋼板を製造することが可能である。