JP4119634B2 - Method for producing mirror-oriented electrical steel sheet with good iron loss - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として変圧器の鉄心として利用される方向性電磁鋼板の表面を効果的に仕上げることにより、鉄損特性の向上を図る鏡面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】
方向性電磁鋼板はＳｉを２〜４％程度含有し、製品における結晶粒の方位を｛１１０｝＜００１＞方位に高度に集積させた鋼板である。その磁気特性としては、磁束密度（８００Ａ／ｍの磁場を付与したときの磁束密度Ｂ８値で代表される）が高く、鉄損（磁束密度１．７Ｔ、周波数５０Ｈｚのエネルギー損失Ｗ_17/50で代表される）が低いことが要求される。特に最近は、省エネルギーの見地から電力損失低減の要求が高まっている。この要求に応え、方向性電磁鋼板の鉄損を低減させる手段として、磁区を細分化する技術が開発された。
【０００３】
積み鉄心の場合に、仕上げ焼鈍後の鋼板にレーザービームを照射して局部的な微小歪を与えることにより磁区を細分化して鉄損を低減させる方法が、例えば、特開昭５８−２６４０５号公報に開示されている。また、巻き鉄心の場合には、鉄心に加工した後、歪取り焼鈍（Ｓｔｒｅｓｓ Ｒｅｌｅａｓｅ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ：応力除去焼鈍）を施しても磁区細分化効果が消失しない方法が、例えば、特開昭６２−８６１７号公報に開示されている。これらの技術的手段を用いて磁区を細分化することにより、鉄損は大きく低減されるようになってきている。
【０００４】
しかしながら、これらの磁区の動きを観察すると、動かない磁区も存在することが判明し、方向性電磁鋼板の鉄損値をさらに低減するためには、磁区を細分化すると同時に、鋼板表面のグラス皮膜により生じ、磁区の動きを阻害するピン止め効果をなくすことが重要であるとの認識に至った。
前記のように磁区移動の容易化を図るためには、鋼板表面にグラス皮膜を形成させないことが有効である。その手段として、焼鈍分離剤として粗大高純アルミナを用いることによりグラス皮膜を形成させない方法が、例えば、ＵＳ Ｐａｔｅｎｔ第３７８５８８２号明細書に開示されている。しかしながら、この方法では表面直下の介在物をなくすことができず、鉄損の向上代は、Ｗ_15/60 で高々２％に過ぎない。
【０００５】
この表面直下の介在物を制御し、かつ表面の鏡面化を達成する方法として、仕上げ焼鈍後に化学研磨或いは電解研磨を行う方法が、例えば、特開昭６４−８３６２０号公報に開示されている。しかしながら、化学研磨・電解研磨等の方法は、実験室レベルの試料の材料を加工することは可能であるが、上記方法を工業的規模で行うためには、薬液の濃度、温度の管理や、公害対策設備等の設置の問題を解決しなければならず、さらに、生産性の観点から、上記方法を実用化することは大変困難である。
【０００６】
この問題点を解消する方法として、脱炭焼鈍を、Ｆｅ系酸化物の形成しない酸化度の雰囲気ガス中で行い、板間の焼鈍分離剤としてアルミナを用いる方法が、特開平７−１１８７４９公報に開示されている。
しかしながら、本プロセスを工業的に実施する際には、安定的に脱炭を進行させつつ良好な磁気特性を得ることは困難であることが判明してきた。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、脱炭焼鈍における脱炭を良好に実施しつつ、磁気特性の良好な表面平滑度の高い鏡面方向性電磁鋼板を製造する方法を提示することを課題とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明は、質量％で、Ｓｉ：２．０〜４．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｓ：０．０５％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼板を、一回もしくは中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延により最終板厚の鋼板とし、次いで脱炭焼鈍を行った後、該鋼板を積層する際、板間の焼鈍分離剤中の主体成分としてアルミナを用い、該積層された鋼板を仕上げ焼鈍する方向性電磁鋼板の製造方法において、前記脱炭焼鈍の工程を前段と後段に分離し、前段及び後段の酸化度（Ｐ_H2O／Ｐ_H2）Ｐ１及びＰ２を、それぞれ、０．０５≦Ｐ１≦０．２、及び、Ｐ２≦Ｐ１−０．０３に調整して行い、さらに、脱炭焼鈍の温度を７７０〜９５０℃の範囲内とすることを要旨とする。
【０００９】
また、本発明は、前記脱炭焼鈍を行った後、仕上げ焼鈍を行うまでの間に窒化処理を行うことを要旨とする。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明者らは、まず、脱炭焼鈍温度と脱炭性及び鉄損の関係を調査するため、以下の試験を行った。
実験室の真空溶解炉にて、質量％で、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．１１％、Ｃ：０．０５％、Ｓ：０．０７％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．０１％を含む鋼片を作製した後、１１５０℃の加熱を施し、その後、熱延を行い、２．０ｍｍの板厚とした。この熱延板を１１００℃で２分間焼鈍し、その後、酸洗を施し、さらに、最終板厚０．２３ｍｍの板に冷延した。
【００１１】
この冷延板を、水素７５％、窒素２５％を含有する雰囲気において、露点を変更することにより酸化度（Ｐ_H2O／Ｐ_H2）を変え、温度８５０℃、９０秒にて脱炭焼鈍を行った。その後、アンモニアガス中にて鋼中窒素量を０．０２質量％まで高め、インヒビターを強化した。この脱炭焼鈍板に、アルミナを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリー状で塗布した後、仕上げ焼鈍を施した。仕上げ焼鈍は、１２００℃までは窒素１００％雰囲気のガス中で、１５℃／ｈｒの昇温速度で行い、１２００℃で水素１００％に切り替え、２０時間行った。
【００１２】
以上の工程により作製された鏡面材につき、水洗、試料剪断の後、さらに歪取り焼鈍を行い、さらに、張力コーティングを施した後、レーザー照射を行い、ＳＳＴ法にて磁気測定を行った。脱炭焼鈍後の炭素量及び鉄損Ｗ_17/50 の値を表１に示す。
【００１３】
【表１】

【００１４】
製品板において炭素量が２５ｐｐｍを超えると、磁気時効、すなわち経時変化に伴う磁性劣化が起きるので、脱炭焼鈍板の炭素量は２５ｐｐｍ以下に制御する必要がある。表１より、脱炭焼鈍板の炭素量が２５ｐｐｍ以下を満たす酸化度は、０．０５以上であることがわかる。酸化度が、この酸化度の範囲外、すなわち０．０５未満の場合には、鋼板表面で炭素と反応する水蒸気の量が少なくなるので、脱炭不良となる。
【００１５】
一方、鉄損Ｗ_17/50 に関しては、酸化度が低い方が良好であり、０．１５以下で０．７０Ｗ／ｋｇ以下、さらに、０．０５以下で０．６５Ｗ／ｋｇ以下となり非常に良好であった。酸化度が低い方が鉄損良好である理由に関しては、以下のように考えられる。
すなわち、今回の鏡面方向性電磁鋼板製造工程においては、脱炭焼鈍工程で形成されるＳｉＯ₂酸化層の量をある程度減じておかなければ、アルミナを塗布し仕上げ焼鈍を実施した後に、鋼板表面へのアルミナ焼き付きが激しくなり、鏡面度が損なわれるからである、と推定される。
【００１６】
以上より、炭素量と鉄損の観点から、総合的に、脱炭焼鈍時における最適な酸化度を考えると、表１より０．０６〜０．１５（試料３〜６、参照）が適正であるということができる。しかしながら、これらの試料では、鏡面材の最大の特徴である低鉄損に関しては、十分優れているとはいえず、その意味で、脱炭性の確保と非常に低い鉄損の両立は困難である。
【００１７】
そこで、本発明者らは、脱炭焼鈍を前段と後段に分け、前段においては脱炭の促進、後段においては低鉄損化の促進、という機能分離をすることにより、従来実現が困難であった前記課題を解決すべく検討を試みた。以下にその詳細を説明する。
前記試験で用いた成分及び工程の冷延板を用い、以下のような試験を行った。すなわち、まず、脱炭焼鈍炉の前段において、種々の酸化度にて８５０℃，７５秒の焼鈍を行った。続いて脱炭焼鈍炉の後段において、酸化度を０．００２として、８５０℃、１５秒間の焼鈍を実施した。
【００１８】
その後、アンモニアガス中にて鋼中窒素量を０．０２質量％まで高めインヒビターを強化した。この脱炭焼鈍板に、アルミナを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリー状で塗布した後、仕上げ焼鈍を施した。仕上げ焼鈍は、１２００℃までは窒素１００％雰囲気のガス中で、１５℃／ｈｒの昇温速度で行い、１２００℃で水素１００％に切り替え、２０時間焼鈍を行った。
【００１９】
以上の工程により作製された鏡面材につき、水洗、試料剪断の後、さらに、歪取り焼鈍を行い、ＳＳＴ法にて磁気測定を行った。後段の脱炭焼鈍後の炭素量及び歪取り焼鈍後の鉄損Ｗ_17/50 の値を表２に示す。
【００２０】
【表２】

【００２１】
脱炭板炭素量評価に関しては、表１と同一の結果であった。後段の焼鈍において酸化度を低くした結果、試料１〜７において、いずれも鉄損Ｗ_17/50 は０．６５Ｗ／ｋｇ以下となり良好であった。この理由は、低い酸化度での後段の焼鈍において、前段の焼鈍で形成されたＳｉＯ₂酸化膜が多少還元されて、その量が低減したこと、及び、ＳｉＯ₂酸化膜の質も変化したことが、仕上げ焼鈍におけるアルミナ焼き付き防止に、より良い方向に作用したものと推定される。これらの結果、総合評価としては、０．０５≦Ｐ１≦０．２の範囲を満たす試料３〜７が良好であった。
【００２２】
以上より、本発明者らは、脱炭焼鈍を前段と後段の二段に分け、焼鈍時の酸化度を前段と後段とで相違せしめ、脱炭焼鈍の機能を分離することにより、従来困難であった脱炭性の確保と非常に低い鉄損の確保を両立できることを新規に知見し、本発明を完成させた。
続いて、本発明における実施の形態について説明する。基本的な製造法としては、田口、坂倉等によるＡｌＮとＭｎＳを主インヒビターとして用いる製造法（例えば、特公昭４０−１５６４４号公報、参照）、又は、小松等による、（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎを主インヒビターとして用いる製造法（例えば、特公昭６２−４５２８５号公報、参照）を適用すればよい。
【００２３】
Ｓｉは電気抵抗を高め、鉄損を下げる上で重要な元素である。含有量が４．０質量％を超えると冷間圧延時に材料が割れやすくなり、圧延不可能となる。一方、Ｓｉ含有量を下げると、仕上げ焼鈍時にα→γ変態が生じ、結晶の方向性が損なわれるので、Ｓｉ含有量量は、実質的に結晶の方向性に影響を及ぼさない２．０質量％を下限とする。
【００２４】
酸可溶性Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮ又は（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎとしてインヒビターとして機能するために必須の元素である。それ故、酸可溶性Ａｌの含有量は、磁束密度が高くなる０．０１〜０．０５質量％の範囲とする。
Ｎは、製鋼時に０．０１質量％以上存在しているとブリスターと呼ばれる鋼板中の空孔を生じるので、０．０１質量％を上限とする。
【００２５】
Ｍｎ量及びＳ量に関しては、二次再結晶を良好なものとするための適正なインヒビター量を確保する観点から、Ｍｎは０．３質量％以下、Ｓは０．０５質量％以下とすることが好ましい。他のインヒビター構成元素として、Ｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｐｂ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ等を適宜の量添加しても構わない。
上記成分組成の溶鋼は、鋳造後、通常の工程により熱延板とされるか、もしくは、連続鋳造により薄帯とされる。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に供される。短時間焼鈍は、７５０〜１２００℃の温度域で３０秒〜３０分の間行われ、製品の磁気特性を高めるために有効である。望む製品の特性レベルとコストを勘案して採否を決めるとよい。
【００２６】
冷間圧延は、基本的には、特公昭４０−１５６４４号公報に開示されているように、最終冷延圧下率８０％以上の冷間圧延とすればよい。
本発明の主要点である脱炭焼鈍時の酸化度に関しては、前段（酸化度Ｐ１）と後段（酸化度Ｐ２）に分け、それぞれ、０．０５≦Ｐ１≦０．２、Ｐ２≦Ｐ１−０．０３の範囲とすることが必要である。この理由は、Ｐ１が０．０５未満であると脱炭不良を引き起こし、０．２より大きいと鉄損が劣化する。また、Ｐ２が前記範囲外である場合には、実施例１に示すように、非常に低い鉄損が達成されない。これらの範囲内で、さらに好ましい範囲は、０．１０≦Ｐ１≦０．１５、Ｐ２≦Ｐ１−０．０５の範囲である。
【００２７】
脱炭焼鈍における前段の焼鈍については、脱炭を進行させるために、３０秒以上保定することが好ましい。また、後段の焼鈍に関しては、非常に低い鉄損を得るために、３秒以上保定することが好ましい。脱炭焼鈍における温度に関しては、７７０〜９５０℃の範囲内とする必要がある。
【００２８】
前記脱炭焼鈍板に（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎを主インヒビターとして用いる製造法（例えば、特公昭６２−４５２８５号公報、参照）を適用する場合においては、窒化処理を施す。この窒化処理に係る方法は、特に限定されるものではないが、アンモニア等の窒化能のある雰囲気ガス中にストリップを通過させる方法等を採用することができる。窒化量としては０．００５％以上、望ましくは、全窒素量として鋼中のＡｌ当量以上を窒化すればよい。
【００２９】
これらの脱炭焼鈍板を積層する際に、焼鈍分離剤としてアルミナを、水スラリー、もしくは静電塗布法等によりドライコートする。この積層した板を仕上げ焼鈍し、二次再結晶と窒化物の純化を行う。
二次再結晶を、特開平２−２５８９２９号公報に開示されるように、一定の温度で保持する等の手段により所定の温度域で行うことは、磁束密度を上げるうえで有効である。二次再結晶完了後、窒化物の純化と表面の平滑化を行うために、水素１００％雰囲気で１１００℃以上の温度で焼鈍する。
【００３０】
仕上げ焼鈍後、表面は既に平滑化されているので、張力コーティング処理、又は、必要な前処理の後に張力コーティング処理を行い、必要に応じて、レーザー照射等、あるいは、耐熱型の磁区制御を施せばよい。
【００３１】
【実施例】
以下、実施例について説明する。
〔実施例１〕
質量％で、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．１％、Ｃ：０．０５％、Ｓ：０．００７％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．０１％、Ｓｎ：０．０５％を含む板厚２．０ｍｍの熱延板を１１００℃で２分間焼鈍した後、板厚０．２３ｍｍに冷延した。この冷延板について、まず前段の脱炭焼鈍として、酸化度０．１５の水素窒素混合雰囲気にて、８４０℃、７５秒の焼鈍を行った。続いて後段にて焼鈍炉の酸化度を種々変化させ、８４０℃、１５秒の焼鈍を実施した。その後、アンモニアガス中にて鋼中窒素量を０．０３％まで高め、インヒビターを強化した。
【００３２】
この脱炭焼鈍板にアルミナを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリー状で塗布した後、仕上げ焼鈍を施した。仕上げ焼鈍は、１２００℃までは窒素１００％雰囲気のガス中で、１５℃／ｈｒの昇温速度で行い、１２００℃で水素１００％に切り替え、２０時間焼鈍を行った。
以上の工程により作製された鏡面材につき、水洗、試料剪断の後さらに歪取り焼鈍を行い、ＳＳＴ法にて磁気測定を行った。後段の脱炭焼鈍後の炭素量及び歪取り焼鈍後の鉄損Ｗ_17/50 の値を表３に示す。脱炭板炭素量評価に関してはいずれも良好であった。鉄損に関しては、Ｐ２≦Ｐ１−０．０３を満足する試料１〜５において、いずれも、０．６５Ｗ／ｋｇ以下となり非常に良好であった。
【００３３】
【表３】

【００３４】
〔実施例２〕
質量％で、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．１％、Ｃ：０．０５％、Ｓ：０．００７％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．０１％、Ｓｎ：０．０５％を含む板厚２．０ｍｍの熱延板を１１００℃で２分間焼鈍した後、板厚０．２３ｍｍに冷延した。この冷延板について、まず前段の脱炭焼鈍として、酸化度０．１５の水素窒素混合雰囲気にて８４０℃ ７５秒の焼鈍を行った。続いて後段にて酸化度０．００２の雰囲気で、焼鈍温度を種々変化させて１５秒間焼鈍を実施した。その後、アンモニアガス中にて鋼中窒素量を０．０３％まで高めインヒビターを強化した。
【００３５】
この脱炭焼鈍板にアルミナを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリー状で塗布した後、仕上げ焼鈍を施した。仕上げ焼鈍は、１２００℃までは窒素１００％雰囲気のガス中で、１５℃／ｈｒの昇温速度で行い、１２００℃で水素１００％に切り替え、２０時間焼鈍を行った。
以上の工程により作製された鏡面材につき、水洗、試料剪断の後、さらに、歪取り焼鈍を行い、ＳＳＴ法にて磁気測定を行った。脱炭焼鈍後の炭素量及び歪取り焼鈍後の鉄損Ｗ_17/50 の値を表４に示す。脱炭板炭素量評価に関しては、いずれも良好であった。
【００３６】
鉄損に関しては、後段の脱炭焼鈍温度７７０〜９５０℃を満足する試料２〜８において、いずれも、０．６５Ｗ／ｋｇ以下となり非常に良好であった。試料１で鉄損が０．６５Ｗ／ｋｇを超えた理由は、焼鈍温度が低過ぎたため、前段の焼鈍にて形成されたＳｉＯ₂酸化膜を改質することができなかったからであると推定される。
【００３７】
また、試料９で鉄損が異常劣化した理由は、焼鈍温度が高過ぎて一次再結晶粒径が粗大化し過ぎたため、二次再結晶不良を引き起こしたからであると推察される。
【００３８】
【表４】

【００３９】
〔実施例３〕
質量％で、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．０７％、Ｃ：０．０７％、Ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．０１％、Ｓｎ：０．１％を含む板厚２．０ｍｍの熱延板を１１２０℃で２分間焼鈍した後、板厚０．２３ｍｍに冷延した。この冷延板について、まず前段の脱炭焼鈍として、種々の酸化度にて８５０℃ ７０秒の焼鈍を行った。続いて後段にて酸化度０．００２の雰囲気で８５０℃、２０秒の焼鈍を実施した。
【００４０】
この脱炭焼鈍板に、アルミナを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリー状で塗布した後、仕上げ焼鈍を施した。仕上げ焼鈍は、１２００℃までは窒素１００％雰囲気のガス中で１５℃／ｈｒの昇温速度で行い、１２００℃で水素１００％に切り替え２０時間焼鈍を行った。
以上の工程により作製された鏡面材につき、水洗、試料剪断の後さらに歪取り焼鈍を行い、ＳＳＴ法にて磁気測定を行った。脱炭焼鈍後の炭素量及び歪取り焼鈍後の鉄損Ｗ_17/50 の値を表５に示す。脱炭板炭素量評価に関しては試料３〜８が良好であった。鉄損に関しては、試料１〜７において、いずれも、０．６５Ｗ／ｋｇ以下となり良好であった。総合評価としては、０．０５≦Ｐ１≦０．２の範囲を満たす試料３〜７が良好であった。
【００４１】
【表５】

【００４２】
【発明の効果】
以上のように本発明は、脱炭焼鈍における脱炭性を良好に実施しつつ磁気特性の良好な表面平滑度の高い鏡面方向性電磁鋼板を製造する手段を提示するものであり、その工業的な意義は極めて大きい。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for manufacturing a specular grain-oriented electrical steel sheet that aims to improve iron loss characteristics by effectively finishing the surface of a grain-oriented electrical steel sheet mainly used as an iron core of a transformer.
[0002]
[Prior art]
The grain-oriented electrical steel sheet is a steel sheet containing about 2 to 4% of Si and highly accumulating the crystal grain orientation in the product in the {110} <001> orientation. As the magnetic properties, is high (as represented by a magnetic flux density B8 values when applying a magnetic field of 800A / m) magnetic flux density, iron loss (magnetic flux density 1.7 T, the energy loss W _17/50 of frequency 50Hz Represented) is required to be low. Recently, in particular, there has been an increasing demand for reducing power loss from the viewpoint of energy saving. In response to this demand, a technique for subdividing magnetic domains has been developed as a means for reducing the iron loss of grain-oriented electrical steel sheets.
[0003]
In the case of a stacked iron core, a method of subdividing magnetic domains to reduce iron loss by irradiating a laser beam to a steel plate after finish annealing to give a local micro strain is disclosed in, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 58-26405. Is disclosed. Further, in the case of a wound iron core, a method in which the domain refining effect does not disappear even if it is processed into an iron core and then subjected to stress release annealing (Stress Release Annealing) is disclosed in, for example, Japanese Patent Laid-Open No. 62-8617. It is disclosed in the publication. By subdividing the magnetic domain using these technical means, the iron loss has been greatly reduced.
[0004]
However, by observing the movement of these magnetic domains, it has been found that there are also magnetic domains that do not move. In order to further reduce the iron loss value of the grain-oriented electrical steel sheet, the magnetic domains are subdivided and at the same time the glass film on the steel sheet surface. This has led to the recognition that it is important to eliminate the pinning effect that hinders the movement of magnetic domains.
In order to facilitate the magnetic domain movement as described above, it is effective not to form a glass film on the steel plate surface. As a means for that, a method in which a glass film is not formed by using coarse high purity alumina as an annealing separator is disclosed in, for example, US Pat. No. 3,785,882. However, this method cannot eliminate inclusions directly under the surface, and the _margin for improving the iron loss is only 2% at most with W _15/60 .
[0005]
As a method for controlling the inclusions directly under the surface and achieving a mirror finish on the surface, a method of performing chemical polishing or electrolytic polishing after finish annealing is disclosed in, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 64-83620. However, methods such as chemical polishing and electropolishing can process the material of a laboratory-level sample, but in order to perform the above method on an industrial scale, the chemical concentration and temperature management, Problems with installation of pollution control facilities and the like must be solved, and it is very difficult to put the above method into practical use from the viewpoint of productivity.
[0006]
As a method for solving this problem, a method in which decarburization annealing is performed in an atmosphere gas having an oxidation degree where no Fe-based oxide is formed and alumina is used as an annealing separator between plates is disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 7-118749. It is disclosed.
However, it has been found that it is difficult to obtain good magnetic properties while carrying out decarburization stably when this process is industrially implemented.
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
An object of the present invention is to present a method for producing a specular grain-oriented electrical steel sheet having good surface properties and good magnetic properties while performing decarburization in decarburization annealing.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
In the present invention, by mass, Si: 2.0 to 4.0%, acid-soluble Al: 0.01 to 0.05%, N: 0.01% or less, Mn: 0.3% or less, S: 0.05% or less, the silicon steel sheet consisting of Fe and unavoidable impurities in the balance, the steel sheet of the final sheet thickness by one or more cold rolling sandwiching the intermediate annealing, and then after decarburization annealing, when stacking a steel plate, using alumina as a main component in the annealing separator between the plates, in the manufacturing method of oriented electrical steel sheet Write annealing finishing the laminated steel sheet, the front of the decarburization annealing step separated downstream, upstream and downstream of the oxidation degree (P _H2O / P _H2) P1 and P2, respectively, 0.05 ≦ P1 ≦ 0.2, and lines physician to adjust the P2 ≦ P1-0.03 Furthermore, the gist is to set the temperature of decarburization annealing within the range of 770 to 950 ° C.
[0009]
Moreover, this invention makes it a summary to perform a nitriding process before performing final annealing after performing the said decarburization annealing.
[0010]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be described in detail.
The present inventors first performed the following tests in order to investigate the relationship between the decarburization annealing temperature, the decarburization property, and the iron loss.
In a laboratory vacuum melting furnace, by mass, Si: 3.3%, Mn: 0.11%, C: 0.05%, S: 0.07%, acid-soluble Al: 0.03%, After producing a steel piece containing N: 0.01%, heating at 1150 ° C. was performed, and then hot rolling was performed to obtain a plate thickness of 2.0 mm. The hot-rolled sheet was annealed at 1100 ° C. for 2 minutes, then pickled, and further cold-rolled to a final sheet thickness of 0.23 mm.
[0011]
This cold-rolled sheet was decarburized and annealed at a temperature of 850 ° C. for 90 seconds by changing the degree of oxidation (P _H2O / P _H2 ) by changing the dew point in an atmosphere containing 75% hydrogen and 25% nitrogen. It was. Thereafter, the nitrogen content in the steel was increased to 0.02% by mass in ammonia gas to strengthen the inhibitor. An annealing separator mainly composed of alumina was applied to the decarburized annealing plate as a water slurry, and then finish annealing was performed. The final annealing was performed in a gas in a 100% nitrogen atmosphere up to 1200 ° C. at a rate of temperature increase of 15 ° C./hr and switched to 100% hydrogen at 1200 ° C. for 20 hours.
[0012]
The mirror surface material produced by the above steps was washed with water, subjected to sample shearing, further subjected to strain relief annealing, further subjected to tension coating, then laser irradiation, and magnetic measurement was performed by the SST method. Table 1 shows the amount of carbon after decarburization annealing and the value of iron loss W _17/50 .
[0013]
[Table 1]

[0014]
When the carbon content of the product plate exceeds 25 ppm, magnetic aging, that is, magnetic deterioration accompanying a change with time occurs, so the carbon content of the decarburized and annealed plate needs to be controlled to 25 ppm or less. From Table 1, it can be seen that the degree of oxidation at which the carbon content of the decarburized annealed plate satisfies 25 ppm or less is 0.05 or more. If the degree of oxidation is outside the range of this degree of oxidation, that is, less than 0.05, the amount of water vapor that reacts with carbon on the steel sheet surface decreases, resulting in poor decarburization.
[0015]
On the other hand, the iron loss W _17/50 is better when the degree of oxidation is lower, being 0.15 or less and 0.70 W / kg or less, and 0.05 or less and 0.65 W / kg or less. Met. The reason why the iron loss is better when the degree of oxidation is lower is considered as follows.
That is, in this mirror surface oriented electrical steel sheet production process, to be kept to some extent reduce the amount of SiO ₂ oxide layer formed by decarburization annealing step, after performing the finish annealing was coated with alumina, the surface of the steel sheet It is estimated that this is because the alumina seizure becomes severe and the specularity is impaired.
[0016]
From the above, from the viewpoint of carbon amount and iron loss, considering the optimum degree of oxidation during decarburization annealing, 0.06 to 0.15 (see samples 3 to 6) is appropriate from Table 1. It can be said that there is. However, these samples cannot be said to be sufficiently superior in terms of the low iron loss, which is the greatest feature of the mirror material, and in that sense, it is difficult to ensure both decarburization and very low iron loss. is there.
[0017]
Therefore, the present inventors have divided the decarburization annealing into the former stage and the latter stage, and it has been difficult to realize conventionally by separating the functions of promoting the decarburization in the former stage and promoting the reduction of iron loss in the latter stage. Attempts were made to solve the above problems. Details will be described below.
The following tests were conducted using the cold-rolled sheets of the components and processes used in the above test. That is, first, annealing was performed at 850 ° C. for 75 seconds at various degrees of oxidation in the previous stage of the decarburization annealing furnace. Subsequently, in the latter stage of the decarburization annealing furnace, annealing was performed at 850 ° C. for 15 seconds with an oxidation degree of 0.002.
[0018]
Thereafter, the nitrogen content in the steel was increased to 0.02% by mass in ammonia gas to strengthen the inhibitor. An annealing separator mainly composed of alumina was applied to the decarburized annealing plate as a water slurry, and then finish annealing was performed. The final annealing was performed at a rate of temperature increase of 15 ° C./hr in a gas in a 100% nitrogen atmosphere up to 1200 ° C., and the temperature was changed to 100% hydrogen at 1200 ° C. and annealing was performed for 20 hours.
[0019]
About the mirror surface material produced by the above process, after water washing and sample shearing, strain relief annealing was further performed, and magnetic measurement was performed by the SST method. Table 2 shows the amount of carbon after decarburization annealing in the latter stage and the value of iron loss W _17/50 after strain relief annealing.
[0020]
[Table 2]

[0021]
Regarding the carbon amount evaluation of the decarburized plate, the same results as in Table 1 were obtained. As a result of lowering the degree of oxidation in the _subsequent annealing, the iron loss W _17/50 in Samples 1 to 7 was all good, being 0.65 W / kg or less. The reason for this is that in the subsequent annealing with a low degree of oxidation, the SiO ₂ oxide film formed in the previous annealing was somewhat reduced, the amount was reduced, and the quality of the SiO ₂ oxide film was also changed. However, it is estimated that it acted in a better direction in preventing alumina seizure in finish annealing. As a result, as a comprehensive evaluation, Samples 3 to 7 satisfying a range of 0.05 ≦ P1 ≦ 0.2 were good.
[0022]
From the above, the present inventors divided the decarburization annealing into two stages, the first stage and the second stage, and made the oxidation degree at the time of annealing different between the first stage and the second stage. The present inventors completed the present invention by newly discovering that it was possible to ensure both the decarburization and the very low iron loss.
Next, embodiments of the present invention will be described. As a basic production method, a production method using AlN and MnS as main inhibitors by Taguchi, Sakakura, etc. (for example, see Japanese Examined Patent Publication No. 40-15644), or (Al, Si) N by Komatsu, etc. A production method used as a main inhibitor (see, for example, Japanese Examined Patent Publication No. 62-45285) may be applied.
[0023]
Si is an important element for increasing electrical resistance and reducing iron loss. When the content exceeds 4.0% by mass, the material is easily cracked during cold rolling, and rolling becomes impossible. On the other hand, when the Si content is lowered, α → γ transformation occurs at the time of finish annealing, and the crystal orientation is impaired. Therefore, the Si content does not substantially affect the crystal orientation, and is 2.0 mass. % Is the lower limit.
[0024]
Acid-soluble Al is an essential element for binding to N and functioning as an inhibitor as AlN or (Al, Si) N. Therefore, the content of acid-soluble Al is in the range of 0.01 to 0.05 mass% where the magnetic flux density is increased.
If N is present in an amount of 0.01% by mass or more at the time of steelmaking, voids in the steel plate called blisters are produced, so the upper limit is 0.01% by mass.
[0025]
With respect to the amount of Mn and the amount of S, Mn is 0.3% by mass or less and S is 0.05% by mass or less from the viewpoint of securing an appropriate amount of inhibitor for improving secondary recrystallization. Is preferred. As other inhibitor constituent elements, an appropriate amount of B, Bi, Se, Pb, Mo, Sb, Sn, Ti, V, or the like may be added.
The molten steel having the above component composition is formed into a hot-rolled sheet by a normal process after casting, or formed into a thin strip by continuous casting. The hot-rolled sheet or continuous cast ribbon is subjected to cold rolling immediately or after short-time annealing. The short-time annealing is performed in a temperature range of 750 to 1200 ° C. for 30 seconds to 30 minutes, and is effective for enhancing the magnetic properties of the product. You should decide whether to accept or reject the product based on the desired property level and cost.
[0026]
The cold rolling may basically be cold rolling with a final cold rolling reduction of 80% or more as disclosed in Japanese Patent Publication No. 40-15644.
The degree of oxidation during decarburization annealing, which is the main point of the present invention, is divided into a first stage (oxidation degree P1) and a second stage (degree of oxidation P2), and 0.05 ≦ P1 ≦ 0.2 and P2 ≦ P1-0, respectively. 0.03 range is necessary. The reason for this is that if P1 is less than 0.05, decarburization failure will occur, and if it is greater than 0.2, the iron loss will deteriorate. Moreover, when P2 is outside the above range, as shown in Example 1, a very low iron loss is not achieved. Within these ranges, more preferred ranges are 0.10 ≦ P1 ≦ 0.15 and P2 ≦ P1-0.05.
[0027]
About the annealing of the front | former stage in decarburization annealing, in order to advance decarburization, it is preferable to hold | maintain for 30 seconds or more. Further, regarding the subsequent annealing, it is preferable to hold for 3 seconds or more in order to obtain a very low iron loss. Regarding the temperature in decarburization annealing, it is necessary to set it within the range of 770-950 ° C.
[0028]
In the case where a manufacturing method using (Al, Si) N as a main inhibitor is applied to the decarburized annealing plate (for example, see Japanese Examined Patent Publication No. 62-45285), nitriding treatment is performed. A method related to the nitriding treatment is not particularly limited, and a method of allowing the strip to pass through an atmospheric gas having nitriding ability such as ammonia can be employed. The amount of nitriding is 0.005% or more, and preferably, the total nitrogen amount is nitrided by Al equivalent or more in steel.
[0029]
When laminating these decarburized and annealed plates, alumina as an annealing separator is dry-coated by a water slurry or electrostatic coating method. The laminated plate is subjected to finish annealing, and secondary recrystallization and nitride purification are performed.
Performing secondary recrystallization in a predetermined temperature range by means such as holding at a constant temperature as disclosed in JP-A-2-258929 is effective in increasing the magnetic flux density. After the secondary recrystallization is completed, annealing is performed at a temperature of 1100 ° C. or higher in a 100% hydrogen atmosphere in order to purify the nitride and smooth the surface.
[0030]
After finish annealing, the surface has already been smoothed, so perform tension coating or tension coating after necessary pretreatment, and apply laser irradiation or heat-resistant magnetic domain control as necessary. That's fine.
[0031]
【Example】
Examples will be described below.
[Example 1]
In mass%, Si: 3.3%, Mn: 0.1%, C: 0.05%, S: 0.007%, acid-soluble Al: 0.03%, N: 0.01%, Sn: A hot-rolled sheet having a thickness of 2.0 mm containing 0.05% was annealed at 1100 ° C. for 2 minutes, and then cold-rolled to a thickness of 0.23 mm. This cold-rolled sheet was first annealed at 840 ° C. for 75 seconds in a hydrogen-nitrogen mixed atmosphere with an oxidation degree of 0.15 as the first stage decarburization annealing. Subsequently, the oxidation degree of the annealing furnace was changed in various stages, and annealing was performed at 840 ° C. for 15 seconds. Thereafter, the nitrogen content in the steel was increased to 0.03% in ammonia gas to strengthen the inhibitor.
[0032]
An annealing separator mainly composed of alumina was applied to the decarburized and annealed plate as a water slurry, and then finish annealing was performed. The final annealing was performed at a rate of temperature increase of 15 ° C./hr in a gas in a 100% nitrogen atmosphere up to 1200 ° C., and the temperature was changed to 100% hydrogen at 1200 ° C. and annealing was performed for 20 hours.
The mirror material produced by the above steps was washed with water and sample-sheared, and further subjected to strain relief annealing, and subjected to magnetic measurement by the SST method. Table 3 shows the amount of carbon after the subsequent decarburization annealing and the value of the iron loss W _17/50 after the strain relief annealing. All of the decarburized plate carbon content evaluations were good. Regarding the iron loss, in Samples 1 to 5 satisfying P2 ≦ P1−0.03, all were very good at 0.65 W / kg or less.
[0033]
[Table 3]

[0034]
[Example 2]
In mass%, Si: 3.3%, Mn: 0.1%, C: 0.05%, S: 0.007%, acid-soluble Al: 0.03%, N: 0.01%, Sn: A hot-rolled sheet having a thickness of 2.0 mm containing 0.05% was annealed at 1100 ° C. for 2 minutes, and then cold-rolled to a thickness of 0.23 mm. This cold-rolled sheet was first annealed at 840 ° C. for 75 seconds in a hydrogen-nitrogen mixed atmosphere with an oxidation degree of 0.15 as the first stage of decarburization annealing. Subsequently, annealing was performed for 15 seconds in various stages in an atmosphere having an oxidation degree of 0.002 with various annealing temperatures. Thereafter, the nitrogen content in the steel was increased to 0.03% in ammonia gas to strengthen the inhibitor.
[0035]
An annealing separator mainly composed of alumina was applied to the decarburized and annealed plate as a water slurry, and then finish annealing was performed. The final annealing was performed at a rate of temperature increase of 15 ° C./hr in a gas in a 100% nitrogen atmosphere up to 1200 ° C., and the temperature was changed to 100% hydrogen at 1200 ° C. and annealing was performed for 20 hours.
About the mirror surface material produced by the above process, after water washing and sample shearing, strain relief annealing was further performed, and magnetic measurement was performed by the SST method. Table 4 shows the amount of carbon after decarburization annealing and the value of iron loss W _17/50 after strain relief annealing. Regarding the carbon content evaluation of the decarburized plate, all were good.
[0036]
Regarding the iron loss, in the samples 2 to 8 that satisfy the subsequent decarburization annealing temperature of 770 to 950 ° C., all were 0.65 W / kg or less, which was very good. It is estimated that the reason why the iron loss exceeded 0.65 W / kg in Sample 1 was because the annealing temperature was too low, and the SiO ₂ oxide film formed by the previous annealing could not be modified. The
[0037]
Moreover, it is speculated that the reason why the iron loss was abnormally deteriorated in the sample 9 was that the annealing temperature was too high and the primary recrystallization grain size was excessively coarsened, causing secondary recrystallization failure.
[0038]
[Table 4]

[0039]
Example 3
In mass%, Si: 3.3%, Mn: 0.07%, C: 0.07%, S: 0.025%, acid-soluble Al: 0.03%, N: 0.01%, Sn: A hot-rolled sheet having a thickness of 2.0 mm containing 0.1% was annealed at 1120 ° C. for 2 minutes, and then cold-rolled to a thickness of 0.23 mm. The cold-rolled sheet was first annealed at 850 ° C. for 70 seconds at various degrees of oxidation as the first stage decarburization annealing. Subsequently, annealing was performed at 850 ° C. for 20 seconds in an atmosphere having an oxidation degree of 0.002 at a later stage.
[0040]
An annealing separator mainly composed of alumina was applied to the decarburized annealing plate as a water slurry, and then finish annealing was performed. The final annealing was performed at a temperature increase rate of 15 ° C./hr in a gas of 100% nitrogen up to 1200 ° C., and the annealing was performed for 20 hours by switching to 100% hydrogen at 1200 ° C.
The mirror material produced by the above steps was washed with water and sample-sheared, and further subjected to strain relief annealing, and subjected to magnetic measurement by the SST method. Table 5 shows the amount of carbon after decarburization annealing and the value of iron loss W _17/50 after strain relief annealing. Samples 3 to 8 were good with respect to carbon content evaluation of the decarburized plate. Regarding the iron loss, in Samples 1 to 7, all were good at 0.65 W / kg or less. As a comprehensive evaluation, Samples 3 to 7 satisfying a range of 0.05 ≦ P1 ≦ 0.2 were good.
[0041]
[Table 5]

[0042]
【The invention's effect】
As described above, the present invention presents a means for producing a mirror-oriented electrical steel sheet having good surface properties and good magnetic properties while performing good decarburization in decarburization annealing. The significance is extremely great.

Claims (2)

質量％で、Ｓｉ：２．０〜４．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｓ：０．０５％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼熱延鋼板を、一回もしくは中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延により最終板厚の鋼板とし、次いで脱炭焼鈍を行った後、該鋼板を積層する際、板間の焼鈍分離剤中の主体成分としてアルミナを用い、該積層された鋼板を仕上げ焼鈍する方向性電磁鋼板の製造方法において、前記脱炭焼鈍の工程を前段と後段に分離し、前段及び後段の酸化度（Ｐ_H2O／Ｐ_H2）、Ｐ１及びＰ２を、下記式の範囲に調整して行い、さらに、脱炭焼鈍の温度を７７０〜９５０℃の範囲内とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
０．０５≦Ｐ１≦０．２，Ｐ２≦Ｐ１−０．０３In mass%, Si: 2.0 to 4.0%, acid-soluble Al: 0.01 to 0.05%, N: 0.01% or less, Mn: 0.3% or less, S: 0.05% Hereinafter, after the silicon steel hot-rolled steel sheet consisting of Fe and unavoidable impurities as a balance is made into a steel sheet of the final sheet thickness by cold rolling twice or more sandwiching one or intermediate annealing, then after decarburization annealing, when stacking the steel sheets, using alumina as a main component in the annealing separator between the plates, in the manufacturing method of oriented electrical steel sheet Write annealing finishing the laminated steel sheet, front the decarburization annealing step and subsequent separated into, upstream and downstream of the oxidation degree (P _H2O / P _H2), P1 and P2, have the line is adjusted to the range of the formula, further, the range of the temperature of decarburization annealing the seven hundred and seventy to nine hundred and fifty ° C. method for producing oriented electrical steel sheets towards you, characterized in that.
0.05 ≦ P1 ≦ 0.2, P2 ≦ P1-0.03 前記脱炭焼鈍を行った後、仕上げ焼鈍を行うまでの間に窒化処理を行うことを特徴とする請求項１記載の方向性電磁鋼板の製造方法。After the decarburization annealing, the production method of the oriented electrical steel sheet towards the claim 1, wherein the performing the nitriding treatment until performing finish annealing.