(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.08mass％以下、Si： 2.0％〜 8.0mass％およびMn：0.005〜0.50mass％を含み、Alを100ppm未満に低減すると共に、Ｎ、ＳおよびSeをそれぞれ50ppm 以下に低減し、残部Feおよび不可避不純物の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、次いで再結晶焼鈍を行い、その後焼鈍分離剤を必要に応じて塗布してから最終仕上焼鈍を施し、
方向性電磁鋼板を製造するに際し、該鋼スラブにおけるMn、ＳおよびSeの含有量が、次式
［Mn(mass%) ］ ／（［Ｓ(mass%) ］＋［Se(mass%) ］）≧20
を満たすこと、
スラブ加熱温度を1250℃以下とすることおよび
再結晶焼鈍における 600℃までの平均昇温速度を25℃／ｓ以上とすること
を特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
請求項１において、鋼スラブが、さらにNi：0.005 〜1.50mass％、Sn：0.01〜0.50mass％、Sb：0.005 〜0.50mass％、Cu：0.01〜1.50mass％、Cr：0.01〜1.50mass％およびＰ：0.005 〜0.50mass％のうちから選んだ少なくとも１種を含有し、かつMn、Cu、ＳおよびSeの含有量が、次式
（［Mn(mass%) ＋Cu(mass%)]）／（［Ｓ(mass%) ］＋［Se(mass%) ］）≧20
を満たす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】
この発明は、変圧器の鉄心などに使用して好適な磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
方向性電磁鋼板の製造に際しては、インヒビターと呼ばれる析出物を使用して、最終仕上焼鈍中にゴス方位粒と呼ばれる｛１１０｝＜００１＞方位粒を優先的に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、特公昭40−15644 号公報には、インヒビターとしてAlＮ，MnＳを使用する方法が、また特公昭51−13469 号公報には、インヒビターとしてMnＳ, MnSeを使用する方法が開示され、いずれも工業的に実用化されている。
これらとは別に、CuSeとＢＮを添加する技術が特公昭58−42244 号公報に、またTi，Zr，Ｖ等の窒化物を使用する方法が特公昭46−40855 号公報に開示されている。
【０００３】
これらのインヒビターを用いる方法は、安定して二次再結晶粒を発達させるのに有用な方法であるが、析出物を微細に分散させなければならないので、熱延前のスラブ加熱を1300℃以上の高温で行うことが必要とされる。
しかしながら、スラブの高温加熱は、設備コストが嵩むことの他、熱間圧延時に生成するスケール量も増大することから歩留りが低下し、また設備のメンテナンスが煩雑になる等の問題がある。
【０００４】
これに対して、インヒビターを使用しないで方向性電磁鋼板を製造する方法が、特開昭64−55339 号、特開平２−57635 号、特開平７−76732 号および特開平７−197126号各公報に開示されている。これらの技術に共通していることは、表面エネルギーを駆動力として｛１１０｝面を優先的に成長させることを意図していることである。
表面エネルギー差を有効に利用するためには、表面の寄与を大きくするために板厚を薄くすることが必然的に要求される。例えば、特開昭64−55339 号公報に開示の技術では板厚が 0.2mm以下に、また特開平２−57635 号公報に開示の技術では板厚が0.15mm以下に、それぞれ制限されている。
しかしながら、現在使用されている方向性電磁鋼板の板厚は0.20mm以上がほとんどであるため、上記したような表面エネルギーを利用した方法で磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を製造することは難しい。
【０００５】
ここに、表面エネルギーを利用するためには、表面酸化物の生成を抑制した状態で高温の最終仕上焼鈍を行わなければならない。例えば、特開昭64−55339 号公報に開示の技術では、1180℃以上の温度で、しかも焼鈍雰囲気として、真空または不活性ガス、あるいは水素ガスまたは水素ガスと窒素ガスとの混合ガスを使用することが記載されている。
また、特開平２−57635 号公報に開示の技術では、950 〜1100℃の温度で、不活性ガス雰囲気あるいは水素ガスまたは水素ガスと不活性ガスの混合雰囲気で、しかもこれらを減圧することが推奨されている。さらに、特開平７−197126号公報に開示の技術では、1000〜1300℃の温度で酸素分圧が0.5 Pa以下の非酸化性雰囲気中または真空中で最終仕上焼鈍を行うことが記載されている。
【０００６】
このように、表面エネルギーを利用して良好な磁気特性を得ようとすると、最終仕上焼鈍の雰囲気は不活性ガスや水素が必要とされ、また推奨される条件として真空とすることが要求されるけれども、高温と真空の両立は設備的には極めて難しく、またコスト高ともなる。
【０００７】
また、表面エネルギーを利用した場合には、原理的には｛１１０｝面の選択のみが可能であるにすぎず、圧延方向に＜００１＞方向が揃ったゴス粒の成長が選択されるわけではない。
方向性電磁鋼板は、圧延方向に磁化容易軸＜００１＞を揃えてこそ磁気特性が向上するので、｛１１０｝面の選択のみでは原理的に良好な磁気特性は得られない。そのため、表面エネルギーを利用する方法で良好な磁気特性を得ることができる圧延条件や焼鈍条件は極めて限られたものとなり、その結果、得られる磁気特性は不安定とならざるを得ない。
【０００８】
その他にも、インヒビター成分を使用しないで、熱延圧下率を30％以上、熱延板厚を 1.5mm以下とすることによって二次再結晶させる技術が、特開平11−61263 号公報で提案されているが、この技術で得られるゴス方位の集積度は、従来のインヒビターを使用する技術に比較すると、低いものでしかなかった。
【０００９】
この点、発明者らは、上記したような、熱延前の高温スラブ加熱に付随する問題点を回避したインヒビターを使用しない製造技術であって、しかもインヒビターを使用せず、表面エネルギーを利用する方法に必然的に付随する、鋼板板厚が限定されること、二次再結晶方位の集積が劣ることという問題点をも解決した、方向性電磁鋼板の新規な製造技術を開発し、特開2000−129356号公報において提案した。
【００１０】
この技術は、インヒビター形成成分を含有しない素材を用いて、ゴス方位結晶粒を二次再結晶により発達させる技術であり、一次再結晶後の集合組織を制御することによって二次再結晶を発現させるという思想に立脚したものである。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
かくして、インヒビターを使用せずに、ゴス方位粒の二次再結晶が可能になったが、インヒビターを使用しないことから、工業的規模の生産に当り、磁気特性が安定しないところに問題を残していた。
そこで、この発明は、上記特開2000−129356号公報に開示した方向性電磁鋼板の製造技術の改良に係り、インヒビター形成成分を含まない成分系において適正な成分調整を行うことによって、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板をより安定して製造しようとするものである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
（１）Ｃ：0.08mass％以下、Si： 2.0％〜 8.0mass％およびMn：0.005 〜0.50mass％を含み、Alを100ppm未満に低減すると共に、Ｎ、ＳおよびSeをそれぞれ50ppm 以下に低減し、残部Feおよび不可避不純物の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、次いで再結晶焼鈍を行い、その後焼鈍分離剤を必要に応じて塗布してから最終仕上焼鈍を施し、方向性電磁鋼板を製造するに際し、該鋼スラブにおけるMn、ＳおよびSeの含有量が、次式［Mn(mass%) ］ ／（［Ｓ(mass%)］＋［Se(mass%) ］）≧20を満たすこと、スラブ加熱温度を1250℃以下とすることおよび再結晶焼鈍における 600℃までの平均昇温速度を25℃／ｓ以上とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１３】
（２）上記（１）において、鋼スラブが、さらにNi：0.005 〜1.50mass％、Sn：0.01〜0.50mass％、Sb：0.005 〜0.50mass％、Cu：0.01〜1.50mass％、Cr：0.01〜1.50mass％およびＰ：0.005 〜0.50mass％のうちから選んだ少なくとも１種を含有し、かつMn、Cu、ＳおよびSeの含有量が、次式
（［Mn(mass%) ＋Cu(mass%)]）／（［Ｓ(mass%) ］＋［Se(mass%) ］）≧20
を満たすことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、この発明を具体的に説明する。
この発明では、インヒビターを使用しないで二次再結晶を発現させる方法を利用する。
さて、発明者らは、ゴス方位粒が二次再結晶する理由について鋭意研究を重ねた結果、一次再結晶組織における方位差角が20〜45°である粒界が重要な役割を果たしていることを発見し、Acta Material 45巻（1997）1285頁に報告した。
【００１５】
すなわち、方向性電磁鋼板の二次再結晶直前の状態である一次再結晶組織を解析し、様々な結晶方位を持つ各々の結晶粒周囲の粒界について、粒界方位差角が20〜45°である粒界の全体に対する割合（mass％）について調査した結果を、図１に示す。図１において、結晶方位空間はオイラー角（φ1 、Φ、φ2 ）のφ2＝45°断面を用いて表示しており、ゴス方位など主な方位を模式的に表示してある。
【００１６】
図１は、方向性電磁鋼板の一次再結晶組織における、方位差角20〜45°である粒界の存在頻度を示したものであるが、ゴス方位が最も高い頻度を持つことがわかる。ここに、方位差角20〜45°の粒界は、C ．G ．Dunnらによる実験データ（AIME Transaction 188巻（1949）368 頁）によれば、高エネルギー粒界である。この高エネルギー粒界は、粒界内の自由空間が大きく乱雑な構造をしている。 粒界拡散は、粒界を通じて原子が移動する過程であるので、粒界中の自由空間の大きい高エネルギー粒界のほうが粒界拡散が速い。
【００１７】
二次再結晶は、インヒビターと呼ばれる析出物の拡散律速による成長・粗大化に伴って発現することが知られている。高エネルギー粒界上の析出物は、仕上焼鈍中に優先的に粗大化が進行するので、ゴス方位となる粒の粒界が優先的にピン止めがはずれて粒界移動を開始し、ゴス方位粒が成長すると考えられる。
【００１８】
発明者らは、上記の研究をさらに発展させて、二次再結晶におけるゴス方位粒の優先的成長の本質的要因は、一次再結晶組織中の高エネルギー粒界の分布状態にあり、インヒビターの役割は、高エネルギー粒界であるゴス方位粒の粒界と他の粒界との移動速度差を生じさせることにあることを見出した。
従って、この理論に従えば、インヒビターを用いなくとも、粒界の移動速度差を生じさせることができれば、ゴス方位に二次再結晶させることが可能となる。
【００１９】
さて、鋼中に存在する不純物元素は、粒界とくに高エネルギー粒界に偏析し易いため、不純物元素を多く含む場合には、高エネルギー粒界と他の粒界との移動速度に差がなくなっているものと考えられる。
よって、素材を高純度化し、上記のような不純物元素の影響を排除することにより、高エネルギー粒界の構造に依存する本来的な移動速度差が顕在化して、ゴス方位粒に二次再結晶させることが可能になる。
【００２０】
さらに、粒界の移動速度差を利用して安定した二次再結晶を可能とするためには、一次再結晶組織をできる限り均一な粒径分布に保つことが肝要である。なぜなら、均一な粒径分布が保たれている場合には、ゴス方位粒以外の結晶粒は粒界移動速度の小さい低エネルギー粒界の頻度が高いために、粒成長が抑制されている状態、すなわちTexture Inhibitionが効果的に発揮され、粒界移動速度が大きい高エネルギー粒界の頻度が最大である、ゴス方位粒の選択的粒成長が促進されて、ゴス方位への二次再結晶が実現するからである。
【００２１】
これに対して、粒径分布が一様でない場合には、隣接する結晶粒同士の粒径差を駆動力とする正常粒成長が起こるため、すなわち粒界の移動速度差とは異なる要因で成長可能となる結晶粒が選択されるために、上記したTexture Inhibitionの効果が発揮されずに、ゴス方位粒の選択的粒成長が起こらなくなる。
【００２２】
ところが、工業的生産では、インヒビター成分を完全に除去することは困難なので、実際はこれら成分が不可避的に含有されてしまい、さらには熱延時の加熱温度が高い場合、加熱時に固溶した微量不純物としてのインヒビター形成成分が熱延中に不均一に微細析出する。その結果、不均一に分布した析出物により、粒界移動が局所的に抑制されて粒径分布も極めて不均一になり、上記したとおりゴス方位への二次再結晶粒の発達が阻害される。従って、インヒビター形成成分をほぼ皆無な状態にすることが理想的であるが、実用上は、インヒビター形成成分を低減しつつ、熱延時の加熱温度を圧延可能な範囲でできる限り低めに抑えること、具体的には、スラブ加熱温度を1250℃以下にして、不可避的に含まれてしまう微量のインヒビター形成成分の微細析出を回避して無害化するために有効である。
【００２３】
ここで、上記のインヒビターを使用しないで二次再結晶を発現させる技術によって、インヒビターを使用しない場合であっても磁気特性を向上することが可能になったが、特に工業的規模の生産で最終的に得られる製品板において磁気特性が安定しないところに、さらなる改善の余地があった。
【００２４】
そこで、発明者らは、この原因について鋭意究明したところ、工業的生産において成分中に除去できずに残存してしまう、ＳおよびSeが原因であることをつきとめた。さらに、発明者らはかかる問題の解決に鋭意研究を重ねた結果、Mn、Cu、Ｓ、Seの成分量を調節し、かつ再結晶焼鈍の昇温速度を制御することによって、インヒビター形成成分を低減した電磁鋼板において、その磁気特性を安定させることが可能であることを見出した。
【００２５】
以下に、この発明を導くに到った実験結果について説明する。
実験１
Ｃ：350ppm、Si： 3.3mass％、Al：50ppm 、Ｎ：30ppm 、Sb：0.005 mass％およびCr：0.03mass％を含み、かつMn、Cu、Ｓ、Seを種々に変化させた成分組成を有する鋼スラブを、1200℃で加熱し、熱間圧延により 2.2mm厚に仕上げ、その後1000℃で30秒の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延により0.30mmの厚さに仕上げた。さらに、600 ℃までの昇温速度を35℃／ｓ、均熱条件が 840℃で 100秒、露点40℃の再結晶焼鈍を施した後、MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、1050℃で５時間保定する仕上焼鈍を施した。次いで、冷却後に未反応分離剤を除去した後、リン酸マグネシウムを主成分とした絶縁コーティングを塗布し、焼付け乾燥した。
【００２６】
かくして得られた鋼板の磁気特性とMn、Cu、Ｓ、Seの成分含有量との関係を図２に示す。図中のＢ8 は鋼板に 800Ａ/mの磁化力をかけた場合に得られる磁束密度の値であり、値が大きいほど磁気特性が良好であることを示す。
図２に示す結果から、スラブにおけるMn、Cu、Ｓ、Seの成分が、
([Mn(mass%)]＋[Cu(mass%)])／([S(mass%)＋Se(mass%)]) ≧20
を満たしている場合に良好な磁気特性が得られることが明らかとなった。
なお、Cuは鉄損向上を目的とする、任意の添加成分であり、このCuを添加しない場合は、スラブにおけるMn、Ｓ、Seの成分が、
[Mn(mass%)]／([S(mass%)＋Se(mass%)]) ≧20
を満たしていればよいことになる。
【００２７】
ここで、インヒビター形成成分を含まない成分系において、MnやCuをＳやSeに比べて多量に含有させることで磁気特性が向上する理由は、必ずしも明らかでないが、発明者らは次のように考えている。
すなわち、Mn、CuはＳやSeと結合して析出物を形成しやすいことが知られているが、MnやCuが少ない場合はＳやSeが析出物を形成することなく固溶している量が多いものと考えられる。固溶したＳやSeは粒界偏析元素として知られており、冷間圧延後の再結晶時に高エネルギー粒界に多く偏析すると推測される。この場合、高エネルギー粒界と他の粒界の移動速度に差がなくなり、粒界移動速度が大きい高エネルギー粒界の頻度が最大である、ゴス方位粒の選択的粒成長が妨げられてしまい、その結果二次再結晶後の磁気特性が劣化すると考えられる。しかし、MnやCuがＳやSeに比べて充分多い場合には、スラブ加熱前に十分粗大な析出物を形成し、かつかかる析出物の固溶温度が上昇して、析出物はスラブ加熱時も再固溶せずに粗大なまま残存するため、固溶ＳやSeが高エネルギー粒界に偏析する量も少なくなる。その結果、粒界移動について高エネルギー粒界の優位性が保たれ、ゴス方位を有する粒の二次再結晶が促進され、磁気特性が改善されたものと推測される。
【００２８】
実験２
Ｃ：340ppm、Si：3.17mass％、Mn：0.08mass％、Ｓ：21 ppm、Ｓ：21 ppm、Cu：0.10mass％、Al：62 ppm、Ｎ：28 ppmおよびCr： 0.035mass％（すなわち、上記含有量比（Mn＋Cu)/(S＋Se) ＝34）を含み、残部は実質的にFeからなる鋼スラブを、1200℃で加熱し、熱間圧延により 2.2mm厚に仕上げ、その後1000℃で30秒の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延により0.30mmの厚さに仕上げた。さらに、600 ℃までの昇温速度を種々に変化させて、均熱条件が 840℃で 100秒、露点40℃の再結晶焼鈍を施した後、MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、1050℃で５時間保定する仕上焼鈍を施した。次いで、冷却後に未反応分離剤を除去した後、リン酸マグネシウムを主成分とした絶縁コーティングを塗布し、焼付け乾燥した。
【００２９】
かくして得られた鋼板の磁気特性と再結晶焼鈍における昇温速度（以下、単に昇温速度と示す）との関係を、図３に示す。図中のＢ8 は、鋼板に 800Ａ/mの磁化力をかけた場合に得られる磁束密度の値であり、値が大きいほど磁気特性が良好であることを示す。同図に示す結果から、昇温速度が25℃／ｓ以上の場合に磁気特性が良好であることがわかる。
【００３０】
さらに、上記昇温速度が15℃／ｓの場合(a) と、同30℃／ｓの場合(b) との再結晶焼鈍後の集合組織について、EBSP(Electron Back Scattering Pattern)を用いて調査した。なお、調査領域は、１試料につき 500μｍ× 500μｍを１視野として、その10視野分について測定した。１視野につき約 700個の粒が観測されたため、１試料につき約7000個の粒について測定している。
【００３１】
その結果、ゴス方位からの方位差角（ずれ角）が10°以内の粒は、 (a)の場合が1.02％および(b) の場合が1.06％であり、ほぼ差は見られなかった。これに対して、ゴス方位からの方位差角が４°以内の粒は、(a) の場合が0.10％および(b) の場合が0.42％であり、大きな差が生じていた。なお、粒径にはほとんど差がなかった。この結果は、ゴス方位にある程度近い範囲（例えばゴス方位から10°以内）にある結晶粒の存在頻度は、昇温速度によりほとんど変化しないが、ゴス方位にほぼ一致する方位（例えばゴス方位から４°以内）を有する結晶粒の存在頻度は、昇温速度で差が現れることを意味している。つまり、昇温速度が速い場合には、ゴス方位にほぼ一致する結晶粒の存在頻度がさらに高まり、ゴス方位の先鋭性が増すのである。
【００３２】
ここで、上記昇温速度が速い場合にゴス方位の先鋭性が増す理由は明らかではないが、600 ℃以下の低い温度域では再結晶がまだ開始していないため、再結晶開始前の再結晶核形成段階に昇温速度が影響を及ぼしているものと考えられる。この再結晶核は、加工後に存在する、歪が多量に存在する領域に囲まれた歪の少ない領域である、とする説が現在最も有力である。このような再結晶核と考えられている、歪の少ない領域がゴス方位を有している場合（以下、単にゴス再結晶核とする）について、以下に考察する。
【００３３】
さて、この発明で対象とするインヒビターを含まない成分系では、鋼中の不純物が少ないゆえに昇温速度が遅いと昇温中に転位が移動し、ゴス再結晶核の周囲に存在している歪が若干抜けてしまうことが考えられる。すなわち、ゴス再結晶核の周囲で転位が移動することにより、若干の結晶回転が起こってしまうものと推測される。ゴス再結晶核が回転した場合、ゴス方位からずれる結晶粒が増加することになる。従って、昇温速度が速くなると、このようなゴス再結晶核の回転が抑制され、ゴス方位に非常に近い粒がより増加したものと推定される。
【００３４】
ちなみに、再結晶焼鈍での昇温を急熱で行う方法は、特開平６−212282号、特開平６−212274号、特開平７− 62137号および特開平７− 62436号各公報等に開示されているが、かかる方法はインヒビター形成成分を含有した材料であり、急熱により再結晶粒におけるゴス方位近傍粒の数自体を増加させ、それらのほとんどを二次再結晶せしめることで二次再結晶粒径を小さくする方法であり、この発明の思想とは全く異なるものである。
【００３５】
以上のように、発明者らは、インヒビター形成成分を含まない成分系において、工業的生産の上で成分中に除去できずに残存してしまうＳおよびSeによる磁気特性の劣化を、Mnまたは、MnおよびCuを多量に含有させることによって効果的に防ぎ、さらに再結晶焼鈍において低温域での昇温速度を急熱とすることによって、極めて良好な磁気特性が得られることを新規に知見し、この発明を完成するに到ったのである。
【００３６】
次に、この発明において、素材であるスラブの成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.08mass％以下
Ｃ量が0.08mass％を超えると、脱炭焼鈍を施してもＣを磁気時効の起こらない 50ppm以下まで低減することが困難になるため、Ｃは0.08mass％以下に制限する。
【００３７】
Si：2.0 〜8.0 mass％
Siは、鋼の電気抵抗を増大し鉄損を低減するのに有用な元素であるため、2.0mass％以上で含有させる。しかしながら、含有量が 8.0mass％を超えると加工性が著しく低下して冷間圧延が困難となる。そこで、Si量は 2.0〜8.0 mass％の範囲に限定した。
【００３８】
Mn：0.005 〜0.50 mass ％
Mnは、熱間加工性を改善するために有用な元素であるが、含有量が 0.005mass％未満ではその添加効果に乏しく、一方 0.50mass ％を超えると磁束密度の低下を招くことから、Mn量は 0.005〜0.50mass％の範囲とする。
【００３９】
Al：100 ppm 未満、Ｎ、ＳおよびSeはそれぞれ 50ppm以下
また、不純物元素であるAlは 100 ppm未満、Ｎ, ＳおよびSeについても 50ppm以下、好ましくは 30ppm以下に低減することが、良好に二次再結晶させる上で有利である。
【００４０】
さらに、上述したように、製品板において安定して良好な磁気特性を得るために、スラブがMn、ＳおよびSeを含む成分組成を有する場合は、
[Mn(mass%)]／([S(mass%)＋Se(mass%)]) ≧20
を満たす範囲内とし、またスラブが、さらにCuを含む成分組成を有する場合は、
([Mn(mass%)]＋[Cu(mass%)])／([S(mass%)＋Se(mass%)]) ≧20
を満たす範囲内とする。
【００４１】
以上、必須成分および抑制成分について説明したが、この発明では、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。
Ni：0.005 〜1.50％mass％、Sn：0.01〜0.50mass％、Sb：0.005 〜0.50mass％、Cu：0.01〜1.50mass％、Ｐ：0.005 〜0.50mass％、Cr：0.01〜1.50mass％のうちから選んだ少なくとも１種
Niは、熱延板組織を改善して磁気特性を向上させる有用元素である。しかしながら、含有量が0.005 mass％未満では磁気特性の向上量が小さく、一方1.50mass％を超えると二次再結晶が不安定になり磁気特性が劣化するので、Ni量は 0.005〜1.50mass％とした。
【００４２】
また、Sn，Sb，Cu, Ｐ, Crはそれぞれ、鉄損の向上に有用な元素であるが、いずれも上記範囲の下限値に満たないと鉄損の向上効果が小さく、一方上限量を超えると二次再結晶粒の発達が阻害されるので、それぞれSn：0.01〜0.50mass％、Sb：0.005 〜0.50mass％、Cu：0.01〜1.50mass％、Ｐ：0.005 〜0.50mass％、Cr：0.01〜1.5 mass％の範囲で含有させる必要がある。このうち、 SbはTexture Inhibition効果をより高める作用があるので、 極めて有用な元素である。
【００４３】
次に、この発明の製造工程について説明する。
上記の好適成分組成に調整した溶鋼を、転炉、電気炉などを用いる公知の方法で精錬し、必要があれば真空処理などを施したのち、通常の造塊法や連続鋳造法を用いてスラブを製造する。また、直接鋳造法を用いて 100mm以下の厚さの薄鋳片を直接製造してもよい。
【００４４】
スラブは、通常の方法で加熱して熱間圧延するが、鋳造後、加熱せずに直ちに熱間圧延に供してもよい。また、薄鋳片の場合には、熱間圧延を行っても良いし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めてもよい。
熱間圧延前のスラブ加熱温度は、1250℃をこえると析出物が再固溶し、熱間圧延後もしくは再結晶焼鈍中に微細な析出物が形成される。かかる微細析出物は均−な整粒一次再結晶組織の実現を妨げ、ゴス方位を有する粒の二次再結晶を著しく阻害する。従って、スラブ加熱温度は1250℃以下とすることが必須である。
【００４５】
次いで、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。特に、冷間圧延を１回しか行わない場合には、この熱延板焼鈍は有効である。すなわち、ゴス組織を製品板において高度に発達させるためには、熱延板焼鈍温度は 800〜1100℃の範囲が好適である。というのは、熱延板焼鈍温度が 800℃未満では熱間圧延でのバンド組織が残留し、整粒の一次再結晶組織を実現することが困難になり、二次再結晶の発達が阻害され、一方熱延板焼鈍温度が1100℃を超えると、不可避的に混入するインヒビター形成成分が固溶し冷却時に不均一に再析出するために、整粒一次再結晶組繊を実現することが困難となり、やはり二次再結晶の発達が阻害されるからである。さらに、熱延板焼鈍温度が1100℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化しすぎることも、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。
【００４６】
上記熱延板焼鈍後は、必要に応じて中間焼鈍を挟む１回以上の冷間圧延を施して再結晶焼鈍を行う。ここで、冷間圧延の温度を 100℃〜 250℃に上昇させて行うこと、および冷間圧延途中で 100〜250 ℃の範囲での時効処理を１回または複数回行うことが、ゴス組織を発達させる点で有効である。また、スラブ内のＣ含有量が多い場合は、Ｃを磁気時効の起こらない 50ppm以下、好ましくは 30ppm以下に低減するために、最終冷延後の再結晶焼鈍は湿潤雰囲気を使用して 700〜1000℃の範囲で行うことが好適である。
さらに、再結晶焼鈍では、上述した理由により、600 ℃までの昇温速度を25℃／ｓ以上とすることが必要である。なお、600 ℃までの昇温速度とは、50〜 600℃間の平均昇温速度とする。
【００４７】
また、再結晶焼鈍後に浸珪法によって、Si量を増加させる技術を併用してもよい。その後、鉄損を重視してフォルステライト被膜を形成させる場合には、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を適用して、仕上焼鈍を施すことにより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。打ち抜き加工性を重視してフォルステライト被膜を必要としない場合には、焼鈍分離剤を適用しないか、適用する場合でもフォルステライト被膜を形成するMgO は使用せずにシリカやアルミナ等を用いる。そして、塗布を行う際も水分を持ち込まずに酸化物生成を抑制する目的で静電塗布を行うことなどが有効である。また、耐熱無機材料シート（シリカ、アルミナ、マイカ）を用いてもよい。
【００４８】
仕上焼鈍は、二次再結晶発現のために 800℃以上で行う必要があるが、800 ℃までの加熱速度は、磁気特性に大きな影響を与えないので任意の条件でよい。また、二次再結晶を完了させるために 800℃以上の温度で30時間以上保持させることが望ましい。
【００４９】
打ち抜き性を重視してフォルステライト被膜を形成させない場合には、二次再結晶が完了すればよいため保持温度は850 〜 950℃程度が望ましく、保持までで仕上焼鈍を終了することも可能である。一方、鉄損を重視する場合やトランスの騒音を低下させるために、フォルステライト被膜を形成させる場合は、保持後に1200℃程度まで昇温させることが有利である。また、昇温時の雰囲気にH2を導入することは微量不純物元素を低減して鉄損を改善させるために極めて有効である。
仕上焼鈍後は平坦化焼鈍で形状矯正する。また、鉄損を改善するために、鋼板表面に張力を付与する絶縁コーティングを施すことが有効である。
【００５０】
【実施例】
実施例１
表１に示す成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造した後、1200℃で20分のスラブ加熱を行い、熱間圧延により2.4 mmの熱延板に仕上げた。引き続き、 950℃で30秒の熱延板焼鈍を施した後、250 ℃の温間圧延を行って板厚を0.30mmとした。その後、600 ℃までの昇温速度が35℃／ｓ、前半が 840℃×90秒かつ露点60℃および後半が 870℃×15秒かつ露点30℃となる、再結晶焼鈍を行い、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を行った。仕上焼鈍は、N2雰囲気にて、まず 850℃まで昇温し、その温度で50時間保定した後、900 ℃まで５℃／ｈで昇温した。次いで、 900℃に達してからは雰囲気にH2を導入し、1200℃まで昇温した。さらに、1200℃で10時間保定した後、Ar雰囲気において冷却した。冷却後に未反応分離剤を除去した後、リン酸マグネシウムを主成分とする絶縁コーティングを塗布し、焼付け乾燥した。
【００５１】
かくして得られた鋼板の磁気特性を測定した結果を表１に併記する。磁気特性は、コイル全長における磁気特性を表すために、コイルを長手方向に４分割し、それぞれの分割部分について測定した内でもっとも悪い値を採用した。なお、方向性電磁鋼板の磁気特性は、主にＷ17/50(励磁磁束密度 1.7Ｔ、励磁周波数50Hzにおけるエネルギー損失）およびＢ8(磁化力 800Ａ/mにおける磁束密度）に代表され、Ｗ17/50 は低く、Ｂ8 は高いことが、磁気特性が良いとされる指標である。同表から明らかなように、この発明範囲内の成分系では、良好な磁気特性を示す。
【００５２】
【表１】
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【００５３】
実施例２
表１に示した鋼種Ａ、ＤおよびＥのスラブを用いて、表２に示す温度条件で20分のスラブ加熱を行い、熱間圧延により2.2 mmの熱延板に仕上げた。引き続き、 900℃で30秒の熱延板焼鈍を施した後、100 ℃の温間圧延を行って板厚を0.30mmとした。その後、600 ℃までの昇温速度が43℃／ｓで、前半が 840℃×90秒かつ露点60℃および後半が 850℃×15秒かつ露点30℃である、再結晶焼鈍を行ったのち、MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を行った。この仕上焼鈍はN2雰囲気にて、まず 850℃まで昇温し、その温度で50時間保定した後、900 ℃まで５℃／ｈで昇温した。900 ℃に達してからは、雰囲気にH2を導入し1150℃まで昇温した。1150℃で５時間保定した後、Ar雰囲気において冷却した。冷却後に未反応分離剤を除去した後、リン酸マグネシウムを主体とした絶縁コーティングを塗布し、焼付け乾燥した。
【００５４】
かくして得られた鋼板について、その磁気特性を実施例１と同様に測定した結果を表２に併記する。同表から明らかなように、この発明範囲内の成分およびスラブ加熱温度を満足することによって、良好な磁気特性を示すことがわかる。
【００５５】
【表２】
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【００５６】
実施例３
表１に示した鋼スラブＡを、1150℃で30分で加熱し、熱間圧延により1.8mm の熱延板に仕上げた。引き続き、1000℃で30秒の熱延板焼鈍を施した後、200 ℃の温間圧延を行って板厚を0.23mmとした。その後、600 ℃までの昇温速度を、表３に示すように種々に変化させ、前半が 800℃×90秒かつ露点60℃および後半が 900℃×15秒かつ露点30℃である、再結晶焼鈍を行い、MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を行った。仕上焼鈍は、N2雰囲気において、まず 830℃まで昇温し、雰囲気をH2とN2との混合雰囲気に切り替えて1050℃まで昇温を続けて、その温度でH2雰囲気に切り替え10時間保定した後、Ar雰囲気として冷却した。冷却後に末反応分離剤を除去した後、リン酸マグネシウムを主成分とする絶縁コーティングを塗布し、焼付け乾燥した。
【００５７】
かくして得られた鋼板の磁気特性を実施例１と同様に測定した結果について、表３に併記する。同表から明らかなように、この発明範囲内の成分系において良好な磁気特性を示すことがわかる。
【００５８】
【表３】
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【００５９】
実施例4
表４に示す成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造した後、1150℃で30分のスラブ加熱を行い、熱間圧延により 2.2mmの熱延板に仕上げた。引き続き、1000℃で30秒の熱延板焼鈍を施した後、 200℃の温間圧延を行って板厚を0.27mmとした。その後、600 ℃までの昇温速度が 280℃／ｓで、 850℃× 120秒かつ露点45℃の再結晶焼鈍を行い、MgO を主成分とする焼純分離剤を塗布し、仕上焼鈍を行った。仕上焼鈍はN2雰囲気において、まず 800℃まで昇温し、雰囲気をH2とN2の混合雰囲気に切り替えて1050℃まで昇温を続けて、その温度でH2雰囲気に切り替え15時間保定した後、Ar雰囲気として冷却した。冷却後に未反応分離剤を除去した後、リン酸マグネシウムを主成分とした絶縁コーティングを塗布し、焼付け乾燥した。
【００６０】
かくして得られた鋼板の磁気特性を実施例１と同様に測定した結果について、表４に併記する。同表から明らかなように、この発明範囲内の成分系において良好な磁気特性を示すことがわかる。
【００６１】
【表４】
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【００６２】
実施例５
表５に示す成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造した後、1100℃で30分のスラブ加熱を行い、熱間圧延により 2.8mmの熱延板に仕上げた。引き続き、 900℃で30秒の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延により板厚を0.35mmとした。その後、 600℃までの昇温速度が50℃／s 、 900℃×10秒かつ乾燥雰囲気で再結晶焼鈍を行い、焼純分離剤を塗布することなく 875℃で75時間の仕上焼鈍を行った。その後、アクリル系樹脂および重クロム酸塩を主成分とした、有機−無機コーティングを塗布し、焼付け乾燥した。
【００６３】
かくして得られた鋼板の磁気特性を実施例１と同様に測定した結果について、表５に併記する。同表から明らかなように、この発明範囲内の成分系において良好な磁気特性を示すことがわかる。
【００６４】
【表５】
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【００６５】
【発明の効果】
この発明によれば、インヒビター形成成分を含有しない高純度成分の下に適宜の成分調整を行ったスラブを用いて、さらに再結晶焼鈍の昇温速度を制御することにより、インヒビター形成成分を含有しない成分系においても、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板をより安定して製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  方向性電磁鋼板の一次再結晶組織における、様々な結晶方位を持つ各々の結晶粒周囲の粒界について、粒界方位差角が20〜45°である粒界の全体に対する割合を示す図である。
【図２】  スラブ成分中のMn、Cu、ＳおよびSeの含有量と製品板の磁気特性Ｂ8との関係を示す図である。
【図３】  再結晶焼鈍時の 800℃までの昇温速度と製品板の磁気特性Ｂ8 との関係を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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