(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量比で、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以上、０．０３％以下及びＮ：０．００６５％以上、０．００９５％以下をインヒビターとして含有する方向性電磁鋼板用スラブに、熱間圧延及び冷間圧延を行なって最終板厚に仕上げ、かつ、脱炭焼鈍を施した冷延板に対して、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布して最終仕上焼鈍を施す際に用いる方向性電磁鋼板用焼鈍分離剤の成分調整方法であって、
重量比でＭｇＯ：ｌ００部に対しＳｎＯ２を１部以上１０部以下の範囲内で含有させ、上記ｓｏｌ．ＡｌおよびＮ含有量に基づきｓｏｌ．ＡｌとＮの比率Ａｌ／Ｎ値を算出し、該Ａｌ／Ｎ値が大きくなるに従い上記焼鈍分離剤中のＳｎＯ２の含有量が少なくなるように焼鈍分離剤成分を調整することを特徴とする方向性電磁鋼板用焼鈍分離剤の成分調整方法。
【請求項２】
焼鈍分離剤はさらにＴｉ又はＳｒの１種又は２種から選ばれた金属又はその化合物を含有することを特徴とする請求項１記載の方向性電磁鋼板用焼鈍分離剤の成分調整方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は方向性電磁鋼板用焼鈍分離剤の成分調整方法に関する。具体的には、焼鈍分離剤と鋼板組成との関係を律することにより特に優れた磁気特性と被膜特性を有する方向性電磁鋼板を製造するための焼鈍分離剤の成分調整方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
方向性電磁鋼板は主として変圧器その他の電気機器の鉄心材料として使用され、磁束密度および鉄損値等の磁気的性質に優れることが要求される。最近では、たとえば、板厚０．２３ｍｍにおいて８００Ａ／ｍで磁化したときの磁束密度Ｂ８が１．９０Ｔ以上、商用周波数５０Ｈｚ、磁束密度１．７Ｔにおける鉄損Ｗ１７／５０が０．９０Ｗ／ｋｇ以下に到達する製品も実用化されている。
【０００３】
このような良好な特性を得るためには、電磁鋼板の組織を｛１１０｝〈００１〉方位、いわゆるゴス方位に２次再結晶させることが特に必要である。このため種々研究改善がなされ今日に至っているが、中でも１次再結晶の正常成長を抑制し好ましい方位に２次再結晶させるため、インヒビターと呼ばれる微細な析出物を制御することが必須である。
【０００４】
代表的なインヒビターとしては、ＭｎＳｅ、ＭｎＳ、ＡｌＮなどが知られている。特にＡｌＮを利用した場合、極めて高い磁束密度を有する電磁鋼板を得ることができ、これに近年実用化されてきた磁区細分化技術を適用すると、極めて優れた磁気特性を有するものとすることができる。しかしながら、ＡｌＮをインヒビターとする場合、被膜生成の難しさ、あるいは特有の２次再結晶不良が生じやすく、製造上の安定性という面から未だ改善の余地が残されている。
【０００５】
この間題の解決のため、Ｓｎを含む焼鈍分離剤を用いることが公知である。たとえば、特公昭５４−１４５６７号公報には最終仕上焼鈍前のＭｇＯ塗布工程でＭｇＯ中にＣｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｏなどの化合物添加により鋼中へのＮの吸収を制限してＡｌＮの析出状態を変化させないことを提案されているが、必ずしも完全に磁気特性を安定化できるものではなく、更なる改善が必要とされている。
【０００６】
一方、特公昭６２−５３５７６号公報あるいは特開平６−１１６６４４号公報には、良好な２次再結晶組織を得るためにｓｏｌ．Ａｌ量に応じて製造条件を変更することの提案がなされている。これらの方法は、いずれもｓｏｌ．Ａｌの大きな変動に対する対策である。しかしながら、ここに示された対策は、連続焼鈍ラインのような時定数の大きな下工程での条件変更を必要とするものであり、非定常部が大きくなるため生産性を阻害し、かつ磁気特性の変動要因にもなりかねないという問題がある。かかる事情もあって、近年では製鋼技術が改善されｓｏｌ．Ａｌの変動範囲を極めて小さくすることが可能となり、上記の技術は事実上用いられなくなってきている。
【０００７】
しかしながら、上記のようにＳｎを含む焼鈍分離剤の添加、さらにはｓｏｌ．Ａｌの大きな変動を製鋼技術によって解決しても、なお、ＡｌＮの析出挙動に起因して２次再結晶が十分理想的には行われ難い場合があり、必ずしも完全に磁気特性を安定化できているとはいえない。また、被膜特性が十分でない場合もある。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、方向性電磁鋼板の製造技術における上記従来技術の問題点を解決するためになされたものであって、従来に比べ製品磁気特性を安定させ、かつより高い被膜特性を有する方向性電磁鋼板を製造する際の焼鈍分離剤の成分調整方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題解決のための手段】
本発明者らは、ＡｌＮをインヒビターとする方向性電磁鋼板の２次再結晶挙動を詳細に調べ、ＡｌＮの析出速度はＮに対して拡散速度の遅いｓｏｌ．Ａｌが律速となっていること、および２次再結晶不良にはインヒビター挙動により２つのタイプがあり、いずれもＡｌＮの析出挙動に起因することを知見した。すなわち、ＡｌＮに対して過剰なｓｏｌ．Ａｌが多すぎると、ＡｌＮは粗大化しやすくインヒビターとしての機能が低下し、１次再結晶粒の成長の抑制が不十分となり、正常な２次再結晶組織を生ずることができず、微細組織となる一方、過剰なｓｏｌ．Ａｌが少なすぎると、ＡｌＮは微細化しやすくインヒビターとしての機能が強くなり過ぎ、方位の悪い２次再結晶組織を生じて磁束密度が著しく劣化することを知見した。
【００１０】
かかる場合において、ｓｏｌ．ＡｌとＮの量を、製鋼での成分調整段階においてその変動は極力低くするとともに、仕上焼鈍前にＭｇＯ中にＳｎＯ２を添加し、その量をｓｏｌ．ＡｌとＮの量の比率に応じて制御することにより安定的に２次再結晶させることが可能であることを見出し、本提案に至ったものである。
【００１１】
すなわち、本発明は、重量比で、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以上、０．０３％以下及びＮ：０．００６５％以上、０．００９５％以下をインヒビターとして含有する方向性電磁鋼板用スラブに、熱間圧延及び冷間圧延を行なって最終板厚に仕上げ、かつ、脱炭焼鈍を施した冷延板に対して、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布して最終仕上焼鈍を施す際に用いる方向性電磁鋼板用焼鈍分離剤の成分調整方法であって、重量比でＭｇＯ：ｌ００部に対しＳｎＯ２を１部以上１０部以下の範囲内で含有させ、上記ｓｏｌ.ＡｌおよびＮ含有量に基づきｓｏｌ．ＡｌとＮの比率Ａｌ／Ｎ値を算出し、該Ａｌ／Ｎ値が大きくなるに従い上記焼鈍分離剤中のＳｎＯ２の含有量が少なくなるように焼鈍分離剤成分を調整することを特徴とする方向性電磁鋼板用焼鈍分離剤の成分調整方法である。
【００１２】
本発明においては、焼鈍分離剤はさらにＴｉ又はＳｒの１種又は２種から選ばれた金属又はその化合物を含有することが可能である。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下本発明をその発明の基礎となった実験結果とともに詳細に説明する。本発明においては、電磁鋼板の基本組成としてｓｏｌ．Ａｌを０．０２％以上、０．０３％以下の範囲で含有し、また焼鈍分離剤にＳｎＯ２が添加されていなければならないが、このことは以下に示す実験１の結果より導き出されたものである。
【００１４】
〔実験1〕
表１に示すようにｓｏｌ．Ａｌを変化させた一連の組成の鋼を実験室で真空溶製し、１３５０℃で３０分間加熱後熱間圧延し、２．２ｍｍの板厚に仕上げ、１０００℃の中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延と温間圧延を組み合わせて０．２２ｍｍに仕上げた。その後、８５０℃で２分間湿水素中で脱炭焼鈍し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し最終仕上げ焼鈍を施した。
【００１５】
【表１】
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【００１６】
この場合において、焼鈍分離剤はＭｇＯ１００重量部に対しＳｎＯ２を無添加とした場合および５重量部添加した場合とし、最終仕上げ焼鈍を施すにあたり加熱速度１０℃／ｈで行う加熱過程を、Ｈ２およびＮ２の混合雰囲気のみで行う場合（条件１）と、８００℃までＮ２のみで行い、その後Ｈ２よびＮ２の混合雰囲気に切り替えて行う場合（条件２）に分けて行った。なお、１１８０℃到達後、Ｈ２中で５ｈの純化焼鈍を施した。表２に、これらの条件で得られた磁気特性と被膜特性を示した。
【００１７】
実験１の結果より、０．０２≦ｓｏｌ．Ａｌ（％）≦０．０３の範囲でＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤中にＳｎＯ２を添加すると、良好な磁気特性が得られることがわかった。２次再結晶組織を観察すると、ｓｏｌ．Ａｌの少ないＡ鋼では２次再結晶は行なわれたが、ゴス方位への集積度が低いため、磁束密度Ｂ８の値が低かった。一方ｓｏｌ．Ａｌの多いＥ鋼では二次再結晶せず微細組織となった。従って、ｓｏｌ．Ａｌ量は、０．０２％以上、０．０３％以下とする必要がある。
【００１８】
【表２】
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【００１９】
上記実験から、またＳｎＯ２の添加により被膜特性は常に改善されることもわかった。そしてその場合、焼鈍雰囲気を途中まで、この場合８００℃まで、Ｎ２雰囲気にすると、さらに磁気特性が良好になることがわかった。これは、最終焼鈍過程において８００℃までＮ２雰囲気で行ったため、ＳｎＯ２の分解を遅らせることができ、Ｈ２導入後、分解したＳｎあるいはＯが有効に作用したためであると考えられる。
【００２０】
〔実験２〕
表３に示すようにｓｏｌ．Ａｌはほぼ一定レベルに保ちながら、Ｎ量を変化させて組成の鋼を実験室で真空溶製し、１３５０℃で３０分加熱後熱間圧延し、２．２ｍｍの板厚に仕上げ、１０００℃で熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、１１００℃の中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延と温間圧延を組み合わせて０．２２ｍｍに仕上げた。その後、８５０℃で２分間湿水素中で脱炭焼鈍し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し最終仕上げ焼鈍を施した。
【００２１】
【表３】
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【００２２】
この場合において、焼鈍分離剤はＭｇＯ１００重量部にＳｎＯ２を０．５〜１５重量部添加したものを用い、最終焼鈍の加熱速度は１０℃／ｈとし、その雰囲気を８５０℃までＮ２、その後Ｈ２、およびＮ２の混合雰囲気とし、純化焼鈍はＨ２中で１１８０℃において５ｈ施した。表４に、このときの磁気特性と被膜特性を示した。
【００２３】
【表４】
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【００２４】
実験２の結果より、０．００６５≦Ｎ（％）≦０．００９５の範囲でＭｇＯ１００重量部に対して１重量部以上、１０重量部以下のＳｎＯ２を添加すると、良好な磁気特性が得られることがわかった。被膜特性についてもその添加量が１重量部未満では耐剥離性が劣化し、１０重量部超えでは点状の欠陥が生じ耐剥離性が著しく劣化した。２次再結晶組織を観察すると、Ｎの少ないＦ鋼では２次再結晶せず微細組織となった。一方、Ｎの多いＪ鋼では、２次再結晶しているものの、その方位が悪く磁束密度が低かった。
【００２５】
ここで、先の実験１と併せ考えるとｓｏｌ．Ａｌ、Ｎの好適な範囲内においても、その比率により２次再結晶不良の形態が異なり、ＭｇＯ中のＳｎＯ２の添加量に最適値があり、Ａｌ／Ｎを指標に整理して見るとＡｌ／Ｎが高いほどＳｎＯ２の添加量を減少させる必要であることがわかった。
【００２６】
〔実験３〕
表５に示すように、ｓｏｌ．ＡｌおよびＮについて本発明の適正範囲を満たす組成の鋼を実験室で真空溶製し、１３５０℃で３０分間加熱後熱間圧延し、２．２ｍｍの板厚に仕上げ、１０００℃で熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、１１００℃の中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延と温間圧延を組み合わせて０．２２ｍｍに仕上げた。その後、８５０℃で２分間湿水素中で脱炭焼鈍し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し最終仕上げ焼鈍を施した。【００２７】
この場合において、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤中にＭｇＯ１００重量部に対してＳｎＯ２を３重量部添加し、最終焼鈍を７００〜９００℃まで５℃／ｈの徐加熱とし、途中までＮ２、その後Ｈ２およびＮ２の混合雰囲気とし、さらに１１８０℃到達後、Ｈ２に切り換え、その温度で５ｈの純化焼鈍を施した。表６に、このときの磁気特性と被膜特性を示した。
【００２８】
【表５】
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【００２９】
【表６】
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【００３０】
実験３の結果より、ＡｌＮと公知のインヒビター元素を組み合わせて用いる場合にもＳｎＯ２添加による効果が得られることがわかった。すなわち、焼鈍分離剤中にＳｎＯ２を添加するときでもＳｅ、Ｓ、Ｃｕ、Ｓｂ、ＢｉなどＡｌＮとの併用が可能なことが確認された。また、本実験で、焼鈍雰囲気を７５０℃までＮ２雰囲気にすること、かつ９００℃までにＮ２＋Ｈ２混合雰囲気に切り替えることでフォルステライト被膜の粒径が小さくなることが観察された。耐剥離性の改善はこのフォルステライト被膜の粒径の微細化に伴って生じたものと推定され、またそれに伴って良好な磁気特性が得られたと考えられる。
【００３１】
上記の切り替え温度が低すぎる場合には、ＳｎＯ２がＨ２により還元分解され、分解したＳｎ又はＯが被膜形成に有効に作用する前にＭｇＯの持ち込む水分により消費されてしまうため効果を失い、一方、切り替え温度が高すぎるとＳｎＯ２の分解が遅れＳｎＯ２添加による被膜改善効果が生じないことになると考えられる。従って、切り換え温度は重要であって、およそ以下の範囲を目安にすべきである。
Ｎ２雰囲気からＮ２及びＨ２の混合雰囲気への切換：７５０℃以上、８５０℃以下
Ｎ２及びＨ２の混合雰囲気からＨ２雰囲気への切換：１０００℃以上、１１００℃以下
【００３２】
上記の実験結果が示すようにＡｌ／Ｎが大きくなるに従いＳｎＯ２添加量を減少させる場合には、製品磁気特性が安定して改善されるが、その原因について本発明者らはおよそ以下のように考えている。すなわち、ＭｇＯ中に添加したＳｎＯ２は最終焼鈍中にＨ２によりＳｎとＯに分解されるが、Ｓｎは比較的低融点のためＭｇＯ界面の塗れ性を高め、脱炭焼鈍により鋼板表面に生成したサブスケールとＭｇＯの固相−固相反応を促進し、フォルステライトの核生成頻度を高め、このため被膜特性が改善される。このとき、ＳｎＯ２が多い場合にはＯの放出も多くなり、コイル層間の雰囲気圧力が高くなる。したがって、Ａｌ／Ｎが大きくなるに従いＳｎＯ２量を少くすれば、鋼中への吸Ｎ量を増加させることができ、これによりインヒビターの機能を最適化できるものと推定される。換言すればＡｌ／Ｎが大きく、比較的ＡｌＮの粗大な分散系に対しては吸Ｎ量を増して、微細なＡｌＮを増し、Ａｌ／Ｎが小さく、ＡｌＮの微細な分散系に対しては吸Ｎ量を減らして、微細なＡｌＮの量を抑制することができたものと考えられる。
【００３３】
この発明の対象とする方向性電磁鋼板素材として代表的組成範囲を挙げると以下のとおりである。
Ｃ：０．０３％以上、０．１０％以下：
Ｃは熱延組織、冷延組織の均一微細化のみならず、ゴス方位の発達に有用な元素であり、少なくとも０．０３％は必要である。しかしながら、０．１０％を超えると後工程での脱炭が困難となるばかりでなく、かえってゴス方位の分散を招くので上限を０．１０％とする。
【００３４】
Ｓｉ：２．５％以上，４．５％以下：
Ｓｉは鋼板の比抵抗を高め鉄損の低減に寄与するが、４．５％を超えると冷延性が著しく損なわれるため４．５％を上限とする。一方、２．５％に満たないと比抵抗が低下するばかりでなく、最終仕上げ焼鈍中にα−γ変態により結晶方位がランダム化し、磁気特性を損なうので２．５％を下限とする。
【００３５】
Ｍｎ：０．０２％以上，０．１２％以下：
Ｍｎは熱間脆性を防止するためには少なくとも０．０２％を必要とするが、あまり多すぎるとＭｎＳｅ、ＭｎＳの微細分散を阻害し、磁気特性を劣化させるので上限を０．１２％とする。
【００３６】
Ｓｅ、Ｓの内から選ばれる少なくとも１種：０．０１％以上、０．０４％以下：
Ｓｅ、Ｓはいずも方向性珪素鋼の２次再結晶を抑制する有力な元素である。抑制力の点からは、少なくとも０．０１％は必要あるが、０．０４％を超えると微細析出を制御するのが困難なため、これらの値をそれぞれ上下限とする。
【００３７】
インヒビター成分：ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以上、０．０３％以下、Ｎ：０．００６５％以上、０．００９５％以下：
ＡｌおよびＮの範囲についても前述したように良好な２次再結晶組織を得るために上記範囲に定めた。インヒビターとしては、ＡｌＮのほかＭｎＳｅ、ＭｎＳの内から選ばれる１種又は２種を併用して用いることが可能である。更に、上記したＭｎ、Ｓｅ、Ｓ、Ａｌ、Ｎのほか、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｂｉなども有利に作用するのでそれぞれ併せて含有させることができる。これらの成分の好適範囲は、それぞれＣｕ、Ｓｎ：０．０５％以上、０．２５％以下、Ｓｂ、Ｂｉ：０．０１％以上、０．０５％以下であり、これらの１種又は２種以上の添加が可能である。
【００３８】
なお、本発明においては、焼鈍分離剤はＭｇＯを主体にこれにＳｎＯ２を添加したものを用いるが、公知のＴｉやＳｒ化合物を目的に応じてＭｇＯ中へ微量添加することは本発明の効果を損なわないばかりか、むしろ相補的な効果を生ずるので好ましい。
【００３９】
【実施例】
【実施例１】
以下の組成を有するＰ鋼およびＱ鋼を溶製し、スラブとなし、１４２０℃で均熱後、２．２ｍｍ厚に仕上げ、１０００℃で熱延板焼鈍、酸洗を施し、１回目の冷延を施した後、１１００℃で中間焼鈍を行い、２００℃の温間圧延を含む２回目の圧延で０．２２ｍｍに仕上げた。さらに、磁区細分化を目的にエッチング法により探さ２０μｍの溝を幅方向に５ｍｍピッチで導入した。その後８５０℃での脱炭焼鈍を施し、ＭｇＯ１００重量部に対してＳｎＯ２を０重量部、２．６重量部の各レベルで、更にＴｉＯ２を８重量部、Ｓｒ（ＯＨ）２を３重量部添加してなる焼鈍分離剤を塗布し、８３０℃までＮ２雰囲気、その後Ｎ２とＨ２の混合雰囲気で１０℃／ｈの速度で加熱し、１１８０℃到達後Ｈ２中で５ｈの純化焼鈍を施した。このときの磁気特性と被膜特性の結果を表７に示す。
【００４０】
〔Ｐ鋼〕
Ｃ：０．０７０％、Ｓｉ：３．３２％、Ｍｎ：０．０７１％、
Ｓｅ：０．０１８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２３％、Ｎ：０．００８５％、
Ａｌ／Ｎ：２．７１、Ｓｂ：０．０２６％、Ｃｕ：０．１１％
〔Ｑ鋼〕
Ｃ：０．０７２％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．０６8％、
Ｓｅ：０．０４７％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２６％、Ｎ：０．００８０％、
Ａｌ／Ｎ：３．２５、Ｓｂ：０．０２７％、Ｃｕ：０．１２％
【００４１】
【表７】
0003734191.tif 000008
【００４２】
Ｐ鋼とＱ鋼を比較したとき後者のほうがＡｌ／Ｎ比が大きい。したがって、Ｐ鋼の場合、焼鈍分離剤中に添加したＳｎＯ２の量をＱ鋼の場合に比べて多くすることによって、いずれの場合にも高い磁気特性を得ることができた。
【００４３】
【実施例２】
以下の組成を有するＲ鋼およびＳ鋼を溶製し、スラブとなし、１４２０℃で３０分均熱後、２．５mm厚に仕上げ、１１５０℃で熱延板焼鈍、酸洗を施し、２００℃の温間圧延を含む１回の圧延で０．２９ｍｍに仕上げた。その後８５０℃での脱炭焼鈍を施し、ＭｇＯ１００重量部に対してＳｎＯ２を０重量部、３．８重量部の各レベルで、更にＴｉＯ２を１０重量部、Ｓｒ（ＯＨ）２を３重量部を添加してなる焼鈍分離剤を塗布し、８２０℃までＮ２雰囲気、その後Ｎ２とＨ２の混合雰囲気で１０℃／ｈで加熱し１１８０℃到達後Ｈ２中で５ｈの純化焼鈍を施した。このときの磁気特性と被膜特性の結果を表８に示す。
【００４４】
〔Ｒ鋼〕
Ｃ：０．０７３％、Ｓｉ：３．２７％、Ｍｎ：０．０６５％、
Ｓｅ：０．０１８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２３％、Ｎ：０．００８８％、
Ａｌ／Ｎ：２．６１、Ｓｂ：０．０３８％、Ｃｕ：０．０７％
〔Ｓ鋼〕
Ｃ：０．０６８％、Ｓｉ：３．２４％、Ｍｎ：０．０６８％、
Ｓｅ：０．０１７％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２６％、Ｎ：０．００７４％、Ａｌ／Ｎ：３．５１、Ｓｂ：０．０４２％、Ｃｕ：０．０８％
【００４５】
【表８】
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【００４６】
実施例1と同様にＲ鋼とＳ鋼のＡｌ／Ｎ比の相違に基づき焼鈍分離剤中へのＳｎＯ２添加量を変えることにより、常に高い磁気特性を有しかつ、曲げ剥離性で評価される被膜特性を有する電磁鋼板を得ることができた。
【００４７】
【発明の効果】
本発明は、以上に説明したように構成したので、ＡｌＮをインヒビターとして用いる方向性電磁鋼板の製造の際のＡｌ／Ｎ比の変動にもかかわらず、特性値を極めて安定なものとすることができ、高い磁気特性を有する電磁鋼板を常に高い収率で生産することができる。また、被膜特性も向上し、これにより、磁気特性のさらなる向上が行なわれる。