JP4239457B2 - Method for producing grain-oriented electrical steel sheet - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、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、表面エネルギー差を駆動力として｛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通常の方向性電磁鋼板を製造することは難しい。
【０００５】
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。
【０００６】
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、表面エネルギー差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。
【０００７】
この技術は、インヒビター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。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、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、一次再結晶後の集合組織の制御を安定化することによって、より安定して磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を製造しようとするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：0.08％以下, Si：2.0〜8.0 ％およびMn：0.005〜3.0 ％を含み、Alを 100 ppm未満、Ｎ, Ｓ, Seをそれぞれ 50ppm以下に低減した溶鋼を用いて製造した鋼スラブを、熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍を行ったのち１回の冷間圧延を行うか、あるいは熱延板焼鈍を行うかまたは行わずに中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行ったのち、一次再結晶焼鈍を行い、ついで必要に応じて焼鈍分離剤を適用して最終仕上焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法において、
スラブ加熱温度条件や熱間圧延仕上げ温度条件、さらに実施する場合は熱延後のスキンパス圧延条件および熱延板焼鈍温度条件を組み合わせることにより、最終冷間圧延前の鋼板について、全板厚の平均結晶粒径に対する厚さ方向各位置での平均結晶粒径の変動幅を、全板厚にわたり、−50〜50％の範囲内に制御することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１０】
２．鋼スラブが、さらに、質量％で、Ni：0.005 〜1.50％、Sn：0.01〜0.50％、Sb：0.005 〜0.50％、Cu：0.01〜1.50％、Ｐ：0.005 〜0.50％およびCr：0.01〜1.50％のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする上記１記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
本発明では、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。
【００１２】
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の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調査したところ、ゴス方位が最も高い頻度を持つことが解明された。方位差角が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方が粒界拡散は速い。
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、優先的にピン止めがはずれて粒界移動を開始し、ゴス粒が成長する機構を示した。
【００１３】
発明者らは、この研究をさらに発展させて、ゴス方位粒の二次再結晶の本質的要因は、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、高エネルギー粒界と他の粒界の移動速度差を生じさせることにあることを見い出した。
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、二次再結晶させることが可能となる。
【００１４】
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の移動速度に差がなくなっているものと考えられる。
この点、素材の高純度化によって、上記したような不純物元素の影響を排除することができれば、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、ゴス方位粒の二次再結晶が可能になるものと考えられる。
【００１５】
さらに、粒界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。というのは、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大きいため、粒成長が抑制されている状態、いわゆるTexture Inhibition効果の発揮により、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としての二次再結晶が進行するからである。
これに対し、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、粒界移動速度差と異なる要因で成長する結晶粒が選択されるために、Texture Inhibition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。
【００１６】
ところが、工業生産の上では、インヒビター成分を完全に除去することは実用上困難なので、不可避的に含有されてしまうが、熱延加熱温度が高い場合には、加熱後に固溶した微量不純物としてのインヒビター成分が熱延時に不均一に微細析出する結果、粒界移動が局所的に抑制されて粒径分布が極めて不均一になり、二次再結晶の発達が阻害される。そのためインヒビター成分を低減することが第一であるが、不可避的に混入する微量のインヒビター成分の微細析出を回避して無害化するためには、熱延前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が有効である。
【００１７】
さらに、発明者らは、一次再結晶の粒径分布を一様にするために必要な製造条件について鋭意研究を行った結果、最終の冷間圧延前の結晶粒径の一様性が極めて重要であることが判明した。
すなわち、発明者らは、インヒビターを使用しない技術による一方向性電磁鋼板の製造条件を種々に変化させたところ、最終製品の磁気特性を大きく劣化させる条件があることを見出した。その多くは、二次再結晶が生じないか、生じても鋼板全面を覆いつくしていない状態であった。
【００１８】
そこで、その原因を解明すべく鋭意検討を重ねた結果、その原因は一次再結晶の粒径分布が不均一でTexture Inhibition効果が不十分であったためであることが判明した。このような問題には、スラブ成分、スラブ加熱温度、熱間圧延仕上げ圧延時の鋼板温度、熱延板焼鈍温度および均熱時間、中間焼鈍温度および均熱時間など種々の条件が影響を及ぼしていると考えられる。
しかしながら、さらなる発明者らの研究により、かような弊害の有無は、最終冷延前の焼鈍後における結晶粒の板厚方向の均一性で整理できることが解明された。
【００１９】
すなわち、発明者らは、最終冷間圧延前の鋼板の断面を圧延方向から観察した結果、不適切な製造条件で製造されたものは、鋼板の表層に粗大な結晶粒が形成されていたり、中心部に微細な結晶粒が多い領域があるなど、板厚方向の結晶粒の均一性が損なわれていることを突き止めた。
そして、このような鋼板を冷間圧延して最終製品の板厚とし、さらに一次再結晶焼鈍を行ったとき、表層の粗大粒の領域での一次再結晶が粗大かつ不均一なものになったり、中心部の微細結晶粒領域にやはり粗大な一次再結晶粒が成長するなどして、Texture Inhibition効果が損なわれてしまうことが判明した。
【００２０】
上記の知見は、逆に、最終冷延前の結晶粒径を一様に制御するような製造条件を採用すれば、製品としたときの磁気特性を有利に改善できることを示唆しており、この結晶粒径の板厚方向の一様性を確保することがインヒビターを使用しない一方向性電磁鋼板の製造方法において極めて重要となる。
【００２１】
さて、本発明では、結晶粒径の板厚方向の均一性は次のように評価した。
まず、最終冷間圧延前の鋼板の断面の結晶組織を圧延方向から光学顕微鏡で観察し、写真撮影する。次に、この写真上の結晶組織を板厚の20％毎に層状に区分し、それぞれの領域における結晶粒径を、観察面積を結晶粒の個数で割った面積に相当する円の直径として算出する。この時、測定誤差を防止する意味から、観察領域の結晶粒の個数は1000個以上になるようにした。従って、１枚の顕微鏡写真で結晶粒の個数が1000個に満たない場合は、複数枚の別視野の写真で計数して合計した。このようにして、全板厚において５層の領域の個々の平均結晶粒径を求め、さらに全板厚での平均結晶粒径を、５層の個々の平均結晶粒径をさらに平均することにより求めた。ついで、各層の平均結晶粒径から全板厚の平均結晶粒径を減じ、その全板厚の平均結晶粒径に対する割合を百分率で求め、これを変動幅として定義した。例えば、板厚方向の各層の結晶粒径の平均値が127, 113, 105, 108, 143 μm であった場合、全厚の平均値は 119.2μm であり、これに対する各層の変動幅は 6.5, −5.2, −11.9, −9.4, 20.0 ％となる。
【００２２】
そして、この変動幅と得られる磁気特性との関係について綿密な調査を行った結果、この平均結晶粒径の変動幅が−50〜50％の範囲内であれば優れた磁気特性の製品を安定して製造できることが究明されたのである。
【００２３】
次に、本発明において、素材であるスラブの成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％（mass％）を意味する。
Ｃ：0.08％以下
Ｃ量が0.08％を超えると、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ので、Ｃは0.08％以下に制限した。
Si：2.0 〜8.0 ％
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ので、2.0％以上含有させる。しかしながら、含有量が 8.0％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 ％の範囲に限定した。
Mn：0.005 〜3.0 ％
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 0.005％未満ではその添加効果に乏しく、一方 3.0％を超えると磁束密度の低下を招くので、Mn量は 0.005〜3.0 ％の範囲とする。
【００２４】
Al：100 ppm 未満、Ｎ, Ｓ, 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, 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不可欠である。その他、窒化物形成元素であるTi, Nb, Ｂ, Ta, Ｖ等についても、それぞれ 50ppm以下に低減することが鉄損の劣化を防止し、良好な加工性を確保する上で有効である。
【００２５】
以上、必須成分および抑制成分について説明したが、本発明では、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％、Sn：0.01〜0.50％、Sb：0.005 〜0.50％、Cu：0.01〜1.50％、Ｐ：0.005 〜0.50％、Cr：0.01〜1.50％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0.01％未満では磁気特性の向上量が小さく、一方1.50％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 0.005〜1.50％とした。
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：0.01〜0.50％，Sb：0.005 〜0.50％，Cu：0.01〜1.50％，Ｐ：0.005 〜0.50％，Cr：0.01〜1.5 ％の範囲で含有させる必要がある。このうち、Sbは、Texture Inhibition効果を高めるので、特に有用である。
【００２６】
次に、本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。
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℃以下に抑えることが、熱延時に生成するスケール量を低減する上で特に望ましい。また、結晶組織の微細化および不可避的に混入するインヒビター成分の弊害を無害化して、均一な整粒一次再結晶組織を実現する意味でもスラブ加熱温度の低温化が望ましい。
【００２７】
ついで、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。冷間圧延を１回しか行わない場合には、この熱延板焼鈍は不可欠である。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。また、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。
【００２８】
冷間圧延が１回の場合には、この熱延板焼鈍後の鋼板の平均結晶粒径が、一方２回以上の場合には、最終冷間圧延前の中間焼鈍後の鋼板の平均結晶粒径が、先に述べたように、全板厚の平均結晶粒径に対する厚さ方向各位置での平均結晶粒径の変動幅で、−50〜50％の範囲を満足していないと、仕上焼鈍後に良好な磁気特性が得られない。
例えば、熱延板焼鈍温度が低温の場合には、板厚中央付近のバンド組織の再結晶が促進されず、表層付近の結晶粒が大きく、中央付近の結晶粒が小さくなる。また、Ｃ添加量が0.03％よりも多く、熱延板焼鈍温度が1000℃以下の場合には、板厚の 1/4付近の結晶粒が小さく、表層が大きくなる場合がある。
さらに、熱延仕上げ圧延温度が低い場合や、熱延後の板の形状矯正や熱延板焼鈍での粒成長性の向上等のためにスキンパス圧延を行った場合には、板厚中央付近の結晶粒の成長が促進され、表層よりも大きい結晶粒となる傾向がある。
【００２９】
これら以外にも、不純物元素であるAl, Ｓ, Ｎ等の残存量とスラブ加熱温度など、板厚方向の特定の領域の結晶粒の成長を促進または抑制する条件がある。
これらの条件を適宜組み合わせることにより、板厚方向の平均結晶粒径の分布を上記の範囲に制御することが必要である。
【００３０】
なお、最終冷間圧延前の平均結晶粒径の測定については、少なくとも全厚を５層以上に区分し、それぞれの層について平均結晶粒径を求める。さらに全厚についての平均結晶粒径を求め、各層の平均結晶粒径から全板厚の平均結晶粒径を減じ、これを全厚の平均結晶粒径で除し、100 倍することにより各層の平均結晶粒径の全厚に対する変動幅とする。この変動幅がすべての区域で−50〜50％の範囲に収まるように、上述した条件を組み合わせて制御する必要がある。
【００３１】
最終冷延後の脱炭焼鈍は、湿潤雰囲気を使用して 700〜1000℃の温度で行うことが好適である。また、脱炭焼鈍後に浸珪法によってにSi量を増加させる技術を併用してもよい。
その後、MgＯを主体とする焼鈍分離剤を適用して、最終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ともにフォルステライト被膜を形成させる。あるいは、焼鈍分離剤をMgＯ以外の無機鉱物、例えばアルミナやシリカ等にして最終仕上焼鈍を行い、フォルステライト被膜を形成させずに、打ち抜き加工を向上させることもできる。
最終仕上焼鈍は、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。
【００３２】
その後、平坦化焼鈍を施して形状を矯正する。
上記の平坦化焼鈍の前または後に、鉄損の改善を目的として、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利である。
さらに、公知の磁区細分化技術を適用できることはいうまでもない。
【００３３】
【実施例】
実施例1
表１に種々の成分組成になる鋼スラブを、1120〜1380℃の範囲の種々の温度に加熱したのち、熱間圧延により 2.1mm厚の熱延板とした。この際、仕上げ圧延温度を 850〜980 ℃の範囲内で変化させ、さらに熱延板焼鈍を 960, 1000, 1050℃で30秒保持する条件とを種々組み合わせて実施した。得られた鋼板の断面を顕微鏡観察し、結晶粒径を求めたところ、熱延仕上げ温度と熱延板焼鈍温度との組み合わせで、鋼板の断面の板厚方向の結晶粒径の分布が均一あるいは不均一になることが確認された。
ついで、酸洗後、冷間圧延によって0.30mmの最終板厚に仕上げたのち、脱脂し、湿潤水素雰囲気中にて 840℃, 120 秒の一次再結晶焼鈍を行った。この一次再結晶焼鈍後、Ｃ量は 0.003％以下まで低減されていた。
その後、最高温度：1200℃の仕上焼鈍を施したのち、張力コーティングの形成と平坦化焼鈍を行って製品とした。
かくして得られた製品板の磁束密度（Ｂ₈ ）および鉄損（Ｗ_17/50 ）を測定した結果を表１に併記する。
【００３４】
【表１】

【００３５】
同表に示したとおり、熱延板焼鈍後の鋼板板厚方向にわたる平均結晶粒径の変動幅が−50〜50％の範囲を満足している場合にのみ、良好な磁気特性を得ることができた。
【００３６】
実施例２
種々の成分組成になる鋼スラブを、1180℃に加熱後、熱間圧延によって 2.2mm厚の熱延板とした。この際、仕上げ圧延温度を 850〜980 ℃の範囲内で変化させた。ついで、1000℃, 30秒間の熱延板焼鈍を施し、酸洗後、冷延圧延により 1.8mmの中間板厚に仕上げたのち、1050℃, 60秒間の中間焼鈍を施し、この中間焼鈍後の鋼板の結晶を観察して平均結晶粒径を求めた。ここで板厚平均の結晶粒径の変動幅が−50〜50％の範囲にあるものだけを選んだところ、表２に示す成分のみが残った。
ついで、180 ℃の温間での圧延によって0.23mmの最終板厚に仕上げたのち、磁区細分化のために電解エッチングによって鋼板の片面に幅方向に溝を形成し、脱脂後、湿潤水素雰囲気中にて 840℃, 120 秒の一次再結晶焼鈍を行った。この一次再結晶焼鈍後、Ｃ量は 0.003％以下まで低減されていた。
その後、最高温度：1200℃の仕上焼鈍を施したのち、張力コーティングの形成と平坦化焼鈍を行って製品とした。
かくして得られた製品板の磁束密度（Ｂ₈ ）および鉄損（Ｗ_17/50 ）を測定した結果を表２に併記する。
【００３７】
【表２】

【００３８】
同表に示したとおり、本発明の成分組成範囲を満足するもののみが良好な磁気特性を示した。
【００３９】
【発明の効果】
かくして、本発明に従い、最終冷間圧延前の鋼板の板厚方向にわたる平均結晶粒径を適正に制御することにより、インヒビターを使用せずに方向性電磁鋼板を製造する場合に、より安定して優れた磁気特性を得ることができる。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet excellent in magnetic properties suitable for use in an iron core of a transformer.
[0002]
[Prior art]
In the production of grain-oriented electrical steel sheets, it is common to preferentially recrystallize {110} <001> oriented grains called goth oriented grains during final finish annealing using precipitates called inhibitors. It is used as a technical technique.
For example, Japanese Patent Publication No. 40-15644 discloses a method using AlN, MnS as an inhibitor, and Japanese Patent Publication No. 51-13469 discloses a method using MnS, MnSe as an inhibitor. Has been put to practical use.
Apart from these, a technique for adding CuSe and BN is disclosed in Japanese Patent Publication No. 58-42244, and a method using a nitride of Ti, Zr, V, etc. is disclosed in Japanese Patent Publication No. 46-40855.
[0003]
The method using these inhibitors is a useful method for stably developing secondary recrystallized grains, but the precipitate must be finely dispersed, so the slab heating before hot rolling is 1300 ° C or higher. It is necessary to carry out at a high temperature.
However, high-temperature heating of the slab has problems such as an increase in equipment cost and an increase in the amount of scale generated during hot rolling, resulting in a decrease in yield and complicated maintenance of the equipment.
[0004]
On the other hand, methods for producing grain-oriented electrical steel sheets without using an inhibitor are disclosed in JP-A 64-55339, JP-A-2-57635, JP-A-7-76732 and JP-A-7-197126. Is disclosed. What is common to these techniques is that the {110} plane is intended to grow preferentially using the surface energy difference as the driving force.
In order to effectively use the surface energy difference, it is necessary to reduce the plate thickness in order to increase the contribution of the surface. For example, in the technique disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 64-55339, the thickness is limited to 0.2 mm or less, and in the technique disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 2-57635, the thickness is limited to 0.15 mm or less.
However, since the thickness of the grain-oriented electrical steel sheet that is currently used is almost 0.20 mm or more, it is difficult to produce a normal grain-oriented electrical steel sheet by the method using the surface energy as described above.
[0005]
In addition, a technique for secondary recrystallization by using a hot rolling reduction ratio of 30% or more and a hot rolled sheet thickness of 1.5 mm or less without using an inhibitor component has been proposed in JP-A-11-61263. However, the degree of Goss orientation accumulation obtained with this technique is only low compared to the technique using conventional inhibitors.
[0006]
In this regard, the inventors are a manufacturing technique that does not use an inhibitor that avoids the problems associated with high-temperature slab heating before hot rolling as described above, and does not use an inhibitor and utilizes the difference in surface energy. A new manufacturing technology for grain-oriented electrical steel sheets that solves the problem that the thickness of the steel sheet is limited, which is inevitably associated with this method, was proposed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-129356.
[0007]
This technology is a technology that develops goth-oriented crystal grains by secondary recrystallization using a material that does not contain an inhibitor component, and that secondary recrystallization is expressed by controlling the texture after primary recrystallization. It is based on thought.
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention relates to an improvement in the production technology of grain-oriented electrical steel sheet disclosed in the above-mentioned JP-A-2000-129356. By stabilizing the control of the texture after primary recrystallization, the magnetic properties can be stabilized more stably. It is intended to produce an excellent grain-oriented electrical steel sheet.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
1. Manufactured using molten steel that contains C: 0.08% or less, Si: 2.0-8.0%, and Mn: 0.005-3.0%, with Al reduced to less than 100 ppm and N, S, and Se each reduced to 50 ppm or less. Steel slab is hot-rolled and then hot-rolled sheet annealed and then cold-rolled once, or hot-rolled sheet annealed or not, and two or more cold sandwiched with intermediate annealing In the manufacturing method of the grain-oriented electrical steel sheet, after rolling, performing primary recrystallization annealing, and then applying final finishing annealing by applying an annealing separator as necessary.
By combining the slab heating temperature conditions and hot rolling finish temperature conditions, and further implementing the skin pass rolling conditions after hot rolling and the hot rolled sheet annealing temperature conditions , the average of the total thickness of the steel sheets before the final cold rolling is combined. A method for producing a grain-oriented electrical steel sheet, wherein a fluctuation range of an average crystal grain size at each position in the thickness direction with respect to the crystal grain size is controlled within a range of -50 to 50% over the entire plate thickness.
[0010]
2. Further, the steel slab is, in mass%, Ni: 0.005 to 1.50%, Sn: 0.01 to 0.50%, Sb: 0.005 to 0.50%, Cu: 0.01 to 1.50%, P: 0.005 to 0.50%, and Cr: 0.01 to 1.50. The method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to the above 1, characterized by containing one or more selected from%.
[0011]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be specifically described.
In the present invention, a method of developing secondary recrystallization without using an inhibitor is used.
Now, as a result of earnest research on the reason why goth-oriented grains recrystallize secondaryly, the inventors have found that grain boundaries with an orientation difference angle of 20 to 45 ° in the primary recrystallized structure play an important role. And reported on Acta Material 45 (1997), p. 1285.
[0012]
That is, the primary recrystallization structure, which is the state immediately before the secondary recrystallization of the grain-oriented electrical steel sheet, is analyzed, and the grain boundary orientation difference angle is 20 to 45 for each grain boundary around each crystal grain having various crystal orientations. When the ratio of the grain boundaries to ° to the whole was investigated, it was clarified that the Goss orientation had the highest frequency. Grain boundaries with misorientation angles of 20-45 ° are high energy grain boundaries according to experimental data by CG Dunn et al. (AIME Transaction 188 (1949) 368). This high energy grain boundary has a messy structure with a large free space within the grain boundary. Grain boundary diffusion is a process in which atoms move through the grain boundary. Therefore, grain boundary diffusion is faster in a high energy grain boundary with a large free space in the grain boundary.
It is known that secondary recrystallization occurs with the growth of precipitates called inhibitors, which is controlled by diffusion rate. Precipitation on high-energy grain boundaries preferentially progressed during finish annealing, so that the pinning was preferentially released and grain boundary migration started, indicating a mechanism for the growth of goth grains.
[0013]
The inventors further developed this research, and the essential factor of secondary recrystallization of Goss-oriented grains is the distribution state of high energy grain boundaries in the primary recrystallization structure, and the role of inhibitors is high energy. It has been found that there is a difference in moving speed between the grain boundary and other grain boundaries.
Therefore, according to this theory, secondary recrystallization can be performed if a difference in the moving speed of the grain boundary can be generated without using an inhibitor.
[0014]
Now, the impurity elements present in steel are easy to segregate at the grain boundaries, especially at high energy grain boundaries, so when there are many impurity elements, there is no difference in the moving speed between the high energy grain boundaries and other grain boundaries. It is thought that there is.
In this regard, if the influence of the impurity elements as described above can be eliminated by increasing the purity of the material, the inherent difference in the moving speed depending on the structure of the high energy grain boundary becomes obvious, and the two goss-oriented grains are It is considered that next recrystallization is possible.
[0015]
Furthermore, in order to enable stable secondary recrystallization using the grain boundary moving speed difference, it is important to keep the primary recrystallization structure as uniform as possible in the particle size distribution. This is because, when a uniform grain size distribution is maintained, the crystal grains other than the Goss orientation grains have a low frequency of low energy grain boundaries with a low grain boundary moving speed, and thus the grain growth is suppressed. This is because by the so-called Texture Inhibition effect, secondary recrystallization as selective grain growth of Goss-oriented grains where the frequency of high-energy grain boundaries having a large grain boundary moving speed is maximum proceeds.
On the other hand, when the grain size distribution is not uniform, normal grain growth using the grain size difference between adjacent crystal grains as a driving force occurs. As a result, the Texture Inhibition effect is not exhibited, and the selective growth of goth-oriented grains does not occur.
[0016]
However, in industrial production, it is practically difficult to completely remove the inhibitor component, so it is inevitably contained. However, when the hot rolling heating temperature is high, as a trace impurity dissolved in a solid after heating, As a result of the non-uniform fine precipitation of the inhibitor component during hot rolling, grain boundary movement is locally suppressed, the particle size distribution becomes extremely nonuniform, and the development of secondary recrystallization is inhibited. Therefore, it is the first to reduce the inhibitor component, but in order to avoid the fine precipitation of the trace amount of the inhibitor component inevitably mixed, in order to make it harmless, the heating temperature before hot rolling is within a rollable range, It is effective to keep it as low as possible.
[0017]
Furthermore, as a result of intensive studies on the manufacturing conditions necessary for making the primary recrystallization grain size distribution uniform, the inventors found that the uniformity of the crystal grain size before the final cold rolling is extremely important. It turned out to be.
In other words, the inventors found that there were conditions that greatly deteriorated the magnetic properties of the final product when the manufacturing conditions of the unidirectional electrical steel sheet were changed variously by a technique that does not use an inhibitor. In many cases, secondary recrystallization did not occur, or even if it occurred, the entire surface of the steel sheet was not covered.
[0018]
Therefore, as a result of intensive investigations to elucidate the cause, it was found that the cause was that the grain size distribution of the primary recrystallization was uneven and the Texture Inhibition effect was insufficient. Such problems, exerts a slab component, the slab heating temperature, hot rolling finish rolling at a steel sheet temperature, the hot-rolled sheet annealing temperature and soaking time, various conditions such as an intermediate sintered blunt temperature and soaking time are affected It is thought that.
However, further studies by the inventors have revealed that the presence or absence of such harmful effects can be organized by the uniformity of crystal grains in the thickness direction after annealing before the final cold rolling.
[0019]
That is, as a result of observing the cross section of the steel sheet before the final cold rolling from the rolling direction, the inventors have produced coarse crystal grains on the surface layer of the steel sheet, such as in the center there is a region microcrystalline fine Do grains is large, it has found that the uniformity in the thickness direction of the crystal grains is impaired.
And when such a steel sheet is cold-rolled to the thickness of the final product and further subjected to primary recrystallization annealing, the primary recrystallization in the coarse grain region of the surface layer becomes coarse and non-uniform. It has also been found that the texture inhibition effect is impaired by the growth of coarse primary recrystallized grains in the fine crystal grain region in the center.
[0020]
On the contrary, the above findings suggest that the magnetic properties of the product can be advantageously improved by adopting manufacturing conditions that uniformly control the crystal grain size before the final cold rolling. Ensuring the uniformity of the crystal grain size in the plate thickness direction is extremely important in a method for producing a unidirectional electrical steel sheet that does not use an inhibitor.
[0021]
In the present invention, the uniformity of the crystal grain size in the plate thickness direction was evaluated as follows.
First, the crystal structure of the cross section of the steel sheet before the final cold rolling is observed with an optical microscope from the rolling direction and photographed. Next, the crystal structure on this photograph is divided into layers at every 20% of the plate thickness, and the crystal grain size in each region is calculated as the diameter of a circle corresponding to the area obtained by dividing the observation area by the number of crystal grains. To do. At this time, in order to prevent measurement errors, the number of crystal grains in the observation region was set to 1000 or more. Therefore, when the number of crystal grains was less than 1000 in one micrograph, the number was counted in a plurality of photographs with different fields of view. In this way, by obtaining the individual average crystal grain sizes of the five layers in the total plate thickness, and further averaging the average crystal grain sizes in the total plate thickness with the individual average crystal grain sizes of the five layers. Asked. Next, the average crystal grain size of the total plate thickness was subtracted from the average crystal grain size of each layer, and the ratio of the total plate thickness to the average crystal grain size was obtained as a percentage, and this was defined as the fluctuation range. For example, if the average value of the crystal grain size of each layer in the plate thickness direction is 127, 113, 105, 108, 143 μm, the average value of the total thickness is 119.2 μm, and the fluctuation range of each layer is 6.5, −5.2, −11.9, −9.4, 20.0%.
[0022]
As a result of a thorough investigation on the relationship between the fluctuation range and the obtained magnetic characteristics, if the fluctuation range of the average crystal grain size is within the range of −50 to 50%, products with excellent magnetic characteristics can be stabilized. It was discovered that it can be manufactured as a result.
[0023]
Next, the reason why the component composition of the slab, which is the raw material, is limited to the above range in the present invention will be described. In addition, unless otherwise indicated, the "%" display regarding a component means the mass% (mass%).
C: 0.08% or less When the C content exceeds 0.08%, it is difficult to reduce the content to 50 ppm or less where magnetic aging does not occur. Therefore, C is limited to 0.08% or less.
Si: 2.0 to 8.0%
Since Si is an element useful for increasing the electrical resistance of steel and reducing iron loss, it is contained in an amount of 2.0% or more. However, if the content exceeds 8.0%, the workability is remarkably lowered and cold rolling becomes difficult. Therefore, the Si content is limited to the range of 2.0 to 8.0%.
Mn: 0.005 to 3.0%
Mn is an element useful for improving hot workability. However, if the content is less than 0.005%, the effect of addition is poor. On the other hand, if it exceeds 3.0%, the magnetic flux density is lowered. The range is ˜3.0%.
[0024]
Al: less than 100 ppm, each of N, S, and Se is 50 ppm or less. Impurity element Al is less than 100 ppm, and N, S, and Se are also reduced to 50 ppm or less, preferably 30 ppm or less. Indispensable for subsequent recrystallization. In addition, it is effective to reduce the iron loss of Ti, Nb, B, Ta, V, etc., which are nitride-forming elements, to 50 ppm or less, respectively, and to ensure good workability.
[0025]
As described above, the essential component and the suppressing component have been described. However, in the present invention, other elements described below can be appropriately contained.
Ni: 0.005 to 1.50%, Sn: 0.01 to 0.50%, Sb: 0.005 to 0.50%, Cu: 0.01 to 1.50%, P: 0.005 to 0.50%, Cr: 0.01 to 1.50%
Ni is a useful element that improves the magnetic properties by improving the hot-rolled sheet structure. However, if the content is less than 0.01%, the amount of improvement in magnetic properties is small. On the other hand, if it exceeds 1.50%, secondary recrystallization becomes unstable and the magnetic properties deteriorate, so the Ni content is set to 0.005 to 1.50%.
Sn, Sb, Cu, P, and Cr are elements useful for improving the iron loss, but if any of them does not satisfy the lower limit of the above range, the effect of improving the iron loss is small, while the upper limit is exceeded. And secondary recrystallized grains are inhibited from development, Sn: 0.01 to 0.50%, Sb: 0.005 to 0.50%, Cu: 0.01 to 1.50%, P: 0.005 to 0.50%, Cr: 0.01 to 1.5% It is necessary to contain in the range. Of these, Sb is particularly useful because it enhances the texture inhibition effect.
[0026]
Next, the manufacturing process of the present invention will be described.
The molten steel adjusted to the above preferred component composition is refined by a known method using a converter, an electric furnace, etc., and if necessary, after vacuum treatment, etc., using a normal ingot forming method or continuous casting method Manufacture slabs. Alternatively, a thin cast piece having a thickness of 100 mm or less may be directly produced by using a direct casting method.
The slab is heated and hot-rolled by a normal method, but may be subjected to hot rolling immediately after casting without being heated. In the case of a thin slab, hot rolling may be performed, or the hot rolling may be omitted and the subsequent process may be performed as it is.
It is particularly desirable to suppress the slab heating temperature before hot rolling to 1250 ° C. or less in order to reduce the amount of scale generated during hot rolling. Also, it is desirable to lower the slab heating temperature in order to realize a uniform sized primary recrystallized structure by making the crystal structure finer and harming the unavoidable effects of inhibitor components.
[0027]
Next, hot-rolled sheet annealing is performed as necessary. When the cold rolling is performed only once, this hot-rolled sheet annealing is indispensable. In order to develop a goth structure on the product plate to a high degree, the hot-rolled sheet annealing temperature is preferably in the range of 800 to 1100 ° C. This is because if the annealing temperature of the hot-rolled sheet is less than 800 ° C, the band structure in the hot-rolling remains, making it difficult to achieve the primary recrystallized structure of the sized particles, which hinders the development of secondary recrystallization, On the other hand, when the hot-rolled sheet annealing temperature exceeds 1100 ° C, the inhibitor components that are inevitably mixed in form a solid solution and non-uniformly reprecipitates during cooling, making it difficult to achieve a sized primary recrystallized fabric. This is because the development of secondary recrystallization is also inhibited. Further, when the hot-rolled sheet annealing temperature exceeds 1100 ° C., the grain size after hot-rolled sheet annealing is too coarse, which is extremely disadvantageous for realizing a primary recrystallized structure of sized particles.
[0028]
When the cold rolling is performed once, the average crystal grain size of the steel sheet after the hot-rolled sheet annealing is on the other hand, and when it is twice or more, the average crystal grain of the steel sheet after the intermediate annealing before the final cold rolling is performed. As described above, if the diameter does not satisfy the range of −50 to 50% in the fluctuation range of the average grain size at each position in the thickness direction with respect to the average grain size of the entire plate, Good magnetic properties cannot be obtained after annealing.
For example, when the hot-rolled sheet annealing temperature is low, recrystallization of the band structure near the center of the plate thickness is not promoted, the crystal grains near the surface layer are large, and the crystal grains near the center are small. Further, when the amount of addition of C is more than 0.03% and the hot-rolled sheet annealing temperature is 1000 ° C. or less, the crystal grains near 1/4 of the sheet thickness may be small and the surface layer may be large.
Furthermore, when the hot rolling finish rolling temperature is low, or when skin pass rolling is performed for the purpose of improving the grain growth by hot strip rolling, etc. The growth of crystal grains is promoted and tends to be larger than the surface layer.
[0029]
In addition to these, there are conditions such as the remaining amount of impurity elements such as Al, S, and N and the slab heating temperature that promote or suppress the growth of crystal grains in a specific region in the plate thickness direction.
By appropriately combining these conditions, it is necessary to control the distribution of the average grain size in the thickness direction within the above range.
[0030]
For the measurement of the average crystal grain size before the final cold rolling, at least the total thickness is divided into five or more layers, and the average crystal grain size is determined for each layer. Furthermore, the average crystal grain size for the total thickness is obtained, and the average crystal grain size of the total plate thickness is subtracted from the average crystal grain size of each layer, and this is divided by the average crystal grain size of the total thickness and multiplied by 100 to obtain The fluctuation range with respect to the total thickness of the average crystal grain size. It is necessary to control by combining the above-described conditions so that the fluctuation range falls within the range of −50 to 50% in all the areas.
[0031]
The decarburization annealing after the final cold rolling is preferably performed at a temperature of 700 to 1000 ° C. using a wet atmosphere. Moreover, you may use together the technique which increases Si amount by the siliconization method after decarburization annealing.
Thereafter, an annealing separator mainly composed of MgO is applied, and final finish annealing is performed to develop a secondary recrystallized structure and to form a forsterite film. Alternatively, it is possible to improve the punching process without forming a forsterite film by performing final finish annealing using an inorganic separator other than MgO, for example, alumina or silica.
The final finish annealing needs to be performed at 800 ° C. or higher for the secondary recrystallization, but the heating rate up to 800 ° C. does not have a great influence on the magnetic properties, and may be under any conditions.
[0032]
Thereafter, flattening annealing is performed to correct the shape.
Before or after the above flattening annealing, it is advantageous to provide an insulating coating that imparts tension to the steel sheet surface for the purpose of improving iron loss.
Furthermore, it goes without saying that known magnetic domain refinement techniques can be applied.
[0033]
【Example】
Example 1
Steel slabs having various component compositions shown in Table 1 were heated to various temperatures in the range of 1120 to 1380 ° C., and then hot rolled into 2.1 mm thick hot rolled sheets. At this time, the finish rolling temperature was changed within the range of 850 to 980 ° C., and further, the hot rolled sheet annealing was performed in various combinations with the conditions of holding at 960, 1000, and 1050 ° C. for 30 seconds. By observing the cross section of the obtained steel sheet under a microscope and determining the crystal grain size, the distribution of crystal grain size in the thickness direction of the cross section of the steel sheet is uniform or a combination of the hot rolling finishing temperature and the hot rolled sheet annealing temperature. It was confirmed that it became non-uniform.
Then, after pickling, the steel sheet was finished to a final thickness of 0.30 mm by cold rolling, degreased, and subjected to primary recrystallization annealing at 840 ° C. for 120 seconds in a wet hydrogen atmosphere. After this primary recrystallization annealing, the C content was reduced to 0.003% or less.
Then, after finishing annealing at a maximum temperature of 1200 ° C., a tension coating was formed and planarization annealing was performed to obtain a product.
The results of measuring the magnetic flux density (B ₈ ) and iron loss (W _17/50 ) of the product plate thus obtained are also shown in Table 1.
[0034]
[Table 1]

[0035]
As shown in the table, good magnetic properties can be obtained only when the fluctuation range of the average grain size across the thickness direction of the steel sheet after hot-rolled sheet annealing satisfies the range of -50 to 50%. did it.
[0036]
Example 2
Steel slabs with various component compositions were heated to 1180 ° C and hot rolled into 2.2 mm thick hot rolled sheets. At this time, the finish rolling temperature was changed within a range of 850 to 980 ° C. Next, hot-rolled sheet annealing was performed at 1000 ° C for 30 seconds, and after pickling and finishing to an intermediate sheet thickness of 1.8 mm by cold rolling, intermediate annealing was performed at 1050 ° C for 60 seconds. The average crystal grain size was determined by observing the crystals of the steel sheet. Here, when only those having a fluctuation range of the average grain thickness of crystal grain size in the range of −50 to 50% were selected, only the components shown in Table 2 remained.
Next, after finishing to a final thickness of 0.23mm by rolling at a temperature of 180 ° C, grooves were formed in the width direction on one side of the steel sheet by electrolytic etching to subdivide the magnetic domain, and after degreasing, in a wet hydrogen atmosphere The primary recrystallization annealing was performed at 840 ° C for 120 seconds. After this primary recrystallization annealing, the C content was reduced to 0.003% or less.
Then, after finishing annealing at a maximum temperature of 1200 ° C., a tension coating was formed and planarization annealing was performed to obtain a product.
The results of measuring the magnetic flux density (B ₈ ) and iron loss (W _17/50 ) of the product plate thus obtained are also shown in Table 2.
[0037]
[Table 2]

[0038]
As shown in the table, only those satisfying the component composition range of the present invention exhibited good magnetic properties.
[0039]
【The invention's effect】
Thus, according to the present invention, by appropriately controlling the average crystal grain size over the thickness direction of the steel sheet before final cold rolling, it is more stable when producing grain-oriented electrical steel sheets without using an inhibitor. Excellent magnetic properties can be obtained.

Claims (2)

質量％で、Ｃ：0.08％以下, Si：2.0 〜8.0 ％およびMn：0.005 〜3.0 ％を含み、Alを 100 ppm未満、Ｎ, Ｓ, Seをそれぞれ 50ppm以下に低減した溶鋼を用いて製造した鋼スラブを、熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍を行ったのち１回の冷間圧延を行うか、あるいは熱延板焼鈍を行うかまたは行わずに中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行ったのち、一次再結晶焼鈍を行い、ついで必要に応じて焼鈍分離剤を適用して最終仕上焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法において、
スラブ加熱温度条件や熱間圧延仕上げ温度条件、さらに実施する場合は熱延後のスキンパス圧延条件および熱延板焼鈍温度条件を組み合わせることにより、最終冷間圧延前の鋼板について、全板厚の平均結晶粒径に対する厚さ方向各位置での平均結晶粒径の変動幅を、全板厚にわたり、−50〜50％の範囲内に制御することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。Manufactured using molten steel containing C: 0.08% or less, Si: 2.0-8.0% and Mn: 0.005-3.0%, with Al reduced to less than 100 ppm and N, S, Se reduced to 50 ppm or less respectively Steel slab is hot-rolled and then hot-rolled sheet annealed and then cold-rolled once, or hot-rolled sheet annealed or not, and two or more cold sandwiched with intermediate annealing In the manufacturing method of the grain-oriented electrical steel sheet, after rolling, performing primary recrystallization annealing, and then applying final finishing annealing by applying an annealing separator as necessary.
By combining the slab heating temperature conditions and hot rolling finish temperature conditions, and further implementing the skin pass rolling conditions after hot rolling and the hot rolled sheet annealing temperature conditions , the average of the total thickness of the steel sheets before the final cold rolling is combined. A method for producing a grain-oriented electrical steel sheet, wherein a fluctuation range of an average crystal grain size at each position in the thickness direction with respect to the crystal grain size is controlled within a range of -50 to 50% over the entire plate thickness. 鋼スラブが、さらに、質量％で、Ni：0.005〜1.50％、Sn：0.01〜0.50％、Sb：0.005〜0.50％、Cu：0.01〜1.50％、Ｐ：0.005〜0.50％およびCr：0.01〜1.50％のうちから選んだ１種または２種以上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の製造方法。  Further, the steel slab is, in mass%, Ni: 0.005 to 1.50%, Sn: 0.01 to 0.50%, Sb: 0.005 to 0.50%, Cu: 0.01 to 1.50%, P: 0.005 to 0.50%, and Cr: 0.01 to 1.50. The method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to claim 1, comprising one or more selected from%.