(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
Ｃ：≦０．０１％
Ｓｉ：≦２．５％
Ｎｉ：０．１〜１．５％
Ｍｎ：０．１〜１．５％
かつ０．２≦（Ｎｉ＋Ｍｎ）≦２．０％
Ｐ：≦０．２％
Ｓ：≦０．０１５％
酸可溶性Ａｌ：０．００３〜０．０３０％
で、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、成品Ｂ8 ≧１．９Ｔ、Ｗ17/50 ≦１．０Ｗ／kgであることを特徴とする高磁束密度方向性電磁鋼板。
【請求項２】
重量％で、
Ｃ：≦０．０１％
Ｓｉ：≦２．５％
Ｎｉ：０．１〜１．５％
Ｍｎ：０．１〜１．５％
かつ０．２≦（Ｎｉ＋Ｍｎ）≦２．０％
Ｐ：≦０．２％
Ｓ：≦０．０１５％
酸可溶性Ａｌ：０．００３〜０．０３０％
Ｎ：０．００１０〜０．０１００％
で、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる熱延鋼板を、熱延板焼鈍を７００〜１２００℃で３０秒〜３０分間施すかあるいは施さず、１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚とし、次いで６５０〜１０００℃で１０秒〜１０分間の連続焼鈍を行い、しかるのち８００〜９５０℃で４〜１００時間の仕上げ焼鈍を施し二次再結晶を生じさせ、水素雰囲気中で９２５〜１０５０℃で４〜１００時間保持し純化する焼鈍を施すかあるいは施さない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】
本発明は主として変圧器その他の電気機器等の鉄心として利用される方向性電磁鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
方向性電磁鋼板は主として変圧器の鉄心に用いられる電磁気材料であり、一般には３％（重量％、以下同様）前後のＳｉを含有し、製品の結晶粒の方位を｛１１０｝＜００１＞方位に高度に集積させ、圧延方向の励磁特性と鉄損特性に優れた鋼板である。
【０００３】
このような方向性電磁鋼板の製造においては、熱間圧延後に、熱延板焼鈍および冷間圧延後の連続脱炭焼鈍、更には１０００℃以上の高温の仕上げ焼鈍等の特殊な熱処理工程を必要とする。このため、一般の方向性電磁鋼板は、コストの高いものとなっている。
【０００４】
方向性電磁鋼板の磁気特性として磁束密度が高く（Ｂ8 値で代表される）、鉄損が低い（Ｗ17/50 値で代表される）ことが要求される。特に、従来省エネルギーの見地から電力損失の低減に対する要求が高かった。
ところが近年、電気機器の多様化、さらには経済構造の急激な変化等に伴い、変圧器用鉄心材料である方向性電磁鋼板に対する要請も多様化し、既存の方向性電磁鋼板に較べ低コストなこと、飽和磁束密度のより高いこと等、一層厳格な素材要件が付されるようになってきた。
【０００５】
このような状況を背景に、低Ｃ低Ｓｉ系の方向性電磁鋼板の開発が注目されるようになった。低Ｃ低Ｓｉ系の材料は従来の３％Ｓｉ系方向性電磁鋼板に較べ飽和磁束密度が高い上、コスト低減の可能性も大きいとされてきた。例えば、特開昭５７−２０７１１４号公報に示されるように、素材として低炭素鋼を用い、工程途中での脱炭焼鈍を省略する方法が提案された。これは基本的には素材鋼中に所定量のＡｌとＮを添加しておき、仕上げ焼鈍前にＡｌＮを析出させ、これを二次再結晶前の結晶粒粗大化防止のためのインヒビターとして利用することによって、仕上げ焼鈍工程での二次再結晶を生じさせるというものである。ところでＡｌＮをインヒビターとして二次再結晶を安定させるためには、冷延前に一度固溶化させ再度微細析出させる必要がある。ＡｌＮの溶解度積はα域よりもγ域での方が高く、そのため鋼板がある温度でγ変態を起こすことが望ましい。一方、Ｃ≦０．０１％の低炭素鋼では、Ｓｉ含有量が１．５％以上になると、α−γ変態が消失するため、この方法の技術ではＡｌＮのインヒビター効果を充分に出すことができず、安定した二次再結晶を実現することが不可能であり、またＡｌの適正範囲が狭く製鋼段階でのＡｌ量的中が困難であり、実用上充分なものとは言い難かった。
【０００６】
このように、低炭素鋼で二次再結晶粒の方位を制御し、顕著な方向性を付与することは極めて困難であり、磁気特性面でかなり劣ったものしか得ることができなかった。
しかし、その後様々な研究開発が進められ、特公平７−１７９５２号公報に示されるように、Ｓｉ量１．８％以上の材料にＭｎを２．０％以下添加することによってγ変態を生じさせ、冷延前にγ域またはα−γ２相域での焼鈍を実施することによってＡｌの適正範囲が広がり、安定した二次再結晶を得る技術が開示されている。また特公平６−２５３８１号公報には、さらにＴｉを０．００５〜０．０２％添加することによって、製鋼段階でのＡｌ的中を容易にさせ、二次再結晶を安定化させる技術が開示されている。Ｔｉは上述のＡｌ的中を容易ならしめる効果のみならず、Ｔｉが窒化物、炭化物、硫化物を作ることによってインヒビターとして粒成長抑制効果も有するので、二次再結晶を安定化できることが記述されている。
【０００７】
上記の方法は、低炭素鋼を使用することによって脱炭焼鈍工程を省略し低コスト化を実現させること、およびγ変態を発現させ二次再結晶を安定化させるために２％以下のＭｎを添加させることを特徴としている。しかしこの方法では、低コストな方向性電磁鋼板を製造することはできるが、磁束密度の値については従来の低級グレードの方向性電磁鋼板と比較しても低いものであるという問題点があった。
【０００８】
上述のように、昨今、方向性電磁鋼板に対しては高磁束密度かつ低コスト化の要請が極めて強く、これらの要請を満たす方向性電磁鋼板を安定して製造することはできなかった。
また、特公平６−９９７５３号公報に示されるような、仕上げ焼鈍前に鋼板表面に粗さを付与し、焼鈍雰囲気からの吸窒によってインヒビターを強化し、二次再結晶を安定化させる技術もあるが、反面鋼板表面を粗くすることは変圧器鉄心として使用する際の占積率の低下をもたらすのみならず、鉄損の劣化をもたらすという問題点があった。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
そこで本発明は、従来の３％Ｓｉ系方向性電磁鋼板以上に高磁束密度で、鉄心としての使用性能に優れた方向性電磁鋼板を低コストで安定的に供給することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、脱炭焼鈍工程を省略し低コスト化を実現すると同時に良好な磁気特性を得るために、鋼成分およびプロセス条件について詳細な実験、検討を鋭意重ねた。その結果、ＮｉとＭｎを複合添加した珪素鋼では、低Ｃ高Ｓｉ鋼においてもα−γ変態が存在するのみならず、一次再結晶中の｛１１０｝＜００１＞核、いわゆるＧｏｓｓ核が富化され、二次再結晶が安定化し、磁気特性の著しい向上が実現することを発見した。
【００１１】
本発明はこの新知見に基づいてなされたものであり、その要旨は、重量％で、Ｃ：≦０．０１％、Ｓｉ：≦２．５％、Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、かつ０．２≦（Ｎｉ＋Ｍｎ）≦２．０％、Ｐ：≦０．２％、Ｓ：≦０．０１５％、酸可溶性Ａｌ：０．００３〜０．０３０％で、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、成品Ｂ8 ≧１．９Ｔ、Ｗ17/50 ≦１．０Ｗ／kgであることを特徴とする高磁束密度方向性電磁鋼板であり、また、
重量％で、Ｃ：≦０．０１％、Ｓｉ：≦２．５％、Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、かつ０．２≦（Ｎｉ＋Ｍｎ）≦２．０％、Ｐ：≦０．２％、Ｓ：≦０．０１５％、酸可溶性Ａｌ：０．００３〜０．０３０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％で、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる熱延鋼板を、熱延板焼鈍を７００〜１２００℃で３０秒〜３０分間施すかあるいは施さず、１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚とし、次いで６５０〜１０００℃で１０秒〜１０分間の連続焼鈍を行い、しかるのち８００〜９５０℃で４〜１００時間の仕上げ焼鈍を施し二次再結晶を生じさせ、水素雰囲気中で９２５〜１０５０℃で４〜１００時間保持し純化する焼鈍を施すかあるいは施さないことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法にある。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明を以下に詳細に説明する。
まず、本発明の方向性電磁鋼板における各成分の限定理由を述べる。
【００１３】
Ｃは含有量が０．０１％を超えると、鉄損の悪化や磁気時効による劣化など、磁気特性上好ましくない現象が顕著となる。このことからＣの含有量は０．０１％以下と定めた。
なお、Ｃは磁気特性上少なければ少ないほど有利であることから、下限は特に規定しなかった。
【００１４】
Ｓｉは鋼板の電気抵抗を高め、鉄損を下げる目的で添加する。
本発明の特徴は、ＮｉとＭｎを複合添加することにより高磁束密度かつ低コスト化を図る点にあるが、Ｓｉ量が２．５％を超えるとこの効果を発揮させるために必要なＮｉ，Ｍｎ量が２％を上回ることになり、冷間圧延性の悪化、コスト高につながり、また、飽和磁束密度の低下をもたらす。このためＳｉの含有量は２．５％以下と定めた。
【００１５】
Ｎｉは、珪素鋼に０．１％以上添加すると一次再結晶中のＧｏｓｓ核を富化し、二次再結晶を安定化させ、高磁束密度化を促進する。同時にＮｉは、低Ｃ（Ｃ≦０．０１％）高Ｓｉ（Ｓｉ≧１．５％）鋼においてもα−γ変態を存在させる効果を持ち、脱炭焼鈍工程の省略、低コスト化に大きく寄与する。Ｎｉは含有量が０．１％未満であるとその効果が現れず、したがって下限を０．１％と定めた。また１．５％を超えて添加するとその効果が飽和して意味を持たないばかりか、コスト増の原因となるため、上限を１．５％と定めた。
【００１６】
また、Ｎｉの一次再結晶集合組織改善効果およびα−γ変態を存在させる効果を補完する目的でＭｎを添加する。その場合のＭｎの含有範囲は０．１〜１．５％である。この場合、（Ｎｉ＋Ｍｎ）含有量の下限は、それぞれの含有量の下限から０．２％であり、また（Ｎｉ＋Ｍｎ）含有量の合計が２．０％を超えると製品の脆化を招くようになることから、含有量の上限は２．０％と定めた。さらに、Ｎｉ，Ｍｎはその効果はＳｉには劣るものの鋼板の電気抵抗を高め、鉄損を下げる上で有利な元素である。
【００１７】
Ｐは、低Ｓｉ鋼の場合にはスリット時のかえりを防止するのに有効であるが、０．２％を超えて含有すると冷間圧延性が悪化するので、０．２％以下と定めた。
【００１８】
Ｓは、本発明ではＡｌＮを二次再結晶前の結晶粒粗大化防止のためのインヒビターとしているが、ＭｎＳのインヒビター作用を補助的に利用することによって二次再結晶は安定する。しかし、０．０１５％を超えると純化に要する時間が長くなり不経済であるので、０．０１５％以下と定めた。
【００１９】
酸可溶性Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮまたは（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎとしてインヒビターの機能を果たすために必須の元素である。その含有量が０．００３％未満では析出量が不足してインヒビター効果は不十分となり、０．０３０％を超えて添加してもインヒビター効果が飽和し意味を持たなくなるため、０．００３〜０．０３０％の範囲と定めた。
【００２０】
ＮはＡｌとともにＡｌＮを形成してインヒビターの役割を果たす重要な元素であるが、その含有量が０．００１０未満ではＡｌＮの析出量が不足してインヒビター効果が不十分となるからであり、一方、０．０１００％を超えて含有させてもＡｌＮのインヒビター効果が飽和し意味を持たなくなるため、０．００１０〜０．０１００％の範囲と定めた。
【００２１】
上記成分の溶鋼は、通常の工程により熱延板とされるか、もしくは溶鋼を連続鋳造して薄帯とする。前記熱延板又は連続鋳造薄帯は直ちに、もしくは短時間焼鈍を経て冷間圧延される。上記焼鈍は７００〜１２００℃の温度域で３０秒〜３０分間行われる。この焼鈍は製品の磁気特性を高めるために有効であるが、７００℃未満ではその効果が不足しており、１２００℃を超えると効果が飽和し意味を持たなくなるため７００〜１２００℃の範囲と定めた。また焼鈍時間は３０秒未満ではその効果が不足しており、３０分を超えると効果が飽和し意味を持たなくなるため３０秒〜３０分間の範囲と定めた。
【００２２】
冷間圧延は、１回冷延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷延とする。中間焼鈍の条件としては７００〜９５０℃が一般的である。
【００２３】
二次再結晶を安定して発生させるには、インヒビターとなるＡｌＮの適正な状態（分布および形態）ならびに一次再結晶組織が必要であり、冷延後の焼鈍でこれらが制御される。焼鈍の条件としては、加熱速度は５℃／秒以上とすることが望ましい。焼鈍温度は６５０℃未満では焼鈍の効果が得られず、また１０００℃を超えるとＡｌＮの粗大化，不均一化および一次再結晶粒径の粗大化等の面で問題が生じる。よって６５０〜１０００℃の範囲と定めた。なお、二次再結晶後α−γ変態を経ると二次再結晶不安定となるため、この焼鈍はα領域内である必要があり、そのため低Ｓｉ鋼の上限温度はα−γ変態を起こさない条件で、１０００℃以下の温度となる場合もある。また、焼鈍時間は１０秒未満ではその効果が不足しており、１０分を超えると効果が飽和し意味を持たなくなるため１０秒〜１０分間の範囲と定めた。
【００２４】
仕上げ焼鈍においては、８００℃未満では充分な二次再結晶が発生せず、良好な磁気特性は期待できない。また９５０℃を超える焼鈍は必要がないばかりかコストの上昇をもたらすことになる。また、低Ｓｉ鋼では９５０℃以上の焼鈍ではγ領域となる場合もあり、この時は二次再結晶不安定となる。よって焼鈍温度を８００〜９５０℃の範囲と定めた。また焼鈍時間は４時間未満ではその効果が不足しており、１００時間を超えると効果が飽和し意味を持たなくなるため４〜１００時間の範囲と定めた。
【００２５】
また、二次再結晶完了後はインヒビターとして作用した析出物は磁気特性上有害なものであるので、これを除去するために必要に応じて純化焼鈍を施す。このためには水素雰囲気中での焼鈍が有効である。この焼鈍は９２５℃未満の温度では効果が不十分であり、１０５０℃を超えると除去効果が飽和し意味を持たなくなるため焼鈍温度を９２５℃〜１０５０℃の範囲と定めた。ただし、この焼鈍はα領域内である必要があるため、低Ｓｉ鋼の上限温度はα−γ変態を起こさない条件で、１０５０℃以下の温度となる場合もある。また純化焼鈍の保持時間はすくなくとも４時間が必要であるが、１００時間を超える保持は不必要であるばかりか不経済である。よって焼鈍時間を４〜１００時間の範囲と定めた。
【００２６】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す成分の板厚２．３mmの熱延板Ａ〜Ｇを０．３５mmに冷延した。次いで、８００℃で２分の連続焼鈍を行い一次再結晶させ、８６０℃で２０時間の焼鈍を行い二次再結晶させた。磁気特性を表２に示す。表２から本発明の鋼種Ａ〜ｄが比較例Ｅ〜Ｇに比べ磁気特性が優れていることが分かる。
【００２７】
【表１】
0003771618.tif 000002
【００２８】
【表２】
0003771618.tif 000003
【００２９】
（実施例２）
表１に示す板厚２．３mmの熱延板Ａを０．３５mmに冷延した。次いで連続焼鈍、仕上げ焼鈍を表３に示す条件で行った。その結果得られた製品の磁気特性を表３に併せて示す。表３から本発明に係る鋼種が比較鋼種に比し、磁束密度が高く、鉄損が低く、磁気特性に優れていることが分かる。
【００３０】
【表３】
0003771618.tif 000004
【００３１】
【発明の効果】
以上の如く本発明によれば、高磁束密度で低鉄損の方向性電磁鋼板を低コストで安定して得ることができた。