JP4810777B2 - Oriented electrical steel sheet and manufacturing method thereof - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、変圧器や回転機の鉄心材料として好適な曲げ加工性に優れた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】
電磁鋼板は、変圧器やモータ等の鉄心として広く用いられている材料であり、特に方向性電磁鋼板は、その結晶方位がGoss方位と呼ばれる｛１１０｝＜００１＞方位に高度に集積している。
電磁鋼板に要求される特性のうち、特に鉄損特性は製品のエネルギーロスに直接つながる特性であるために重要視されている。
また、変圧器やモータの鉄心を作製する場合には、打ち抜きや剪断により所定の形状に加工されたり、その際に鋼板が湾曲部を有したラインを通ることから、打ち抜き加工性や曲げ加工性も重要である。
【０００３】
方向性電磁鋼板では、通常、製造工程でフォルステライト質被膜と呼ばれる硬質のグラス被膜を形成し、さらに鋼板に張力を付与するために硬質のコーティングを施すことが一般的である。従って、方向性電磁鋼板は、打ち抜き加工性や曲げ加工性が共に劣り、鋼板剪断面にかえりが発生したり、打ち抜きのための金型が早期に磨耗したりすることが問題となっている。
【０００４】
このため、加工性を重視した方向性電磁鋼板を製造する場合には、一度フォルステライト質被膜を形成した後に、酸洗や化学研磨、電解研磨等によってフォルステライト質被膜を除去する方法が古くから行われてきた。
また、最近では、焼鈍分離剤の成分を変化させることによってフォルステライトを形成することなく、またはフォルステライト形成後速やかに分解させることによって、加工性の良い方向性電磁鋼板を製造する試みがなされている。
【０００５】
例えば、特開昭60-39123号公報には、焼鈍分離剤の主成分としてAl₂O₃ を用い、フォルステライト質被膜の生成を阻止する方法が開示されている。また、特開平６−17137 号公報には、焼鈍分離剤の主成分は MgOとしながらも、Li，Ｋ，Na，Ba，Ca，Mg，Zn，Fe，Zr，Sn，Sr，Al等の塩化物、炭酸塩、硝酸塩、硫酸塩および硫化物のうちから選んだ１種または２種以上を添加することによって、形成されたフォルステライト質被膜を分解する方法が開示されている。さらに、特開平７−18333 号公報には、焼鈍分離剤中にビスマスの塩化物を 0.2〜15mass％含有させ、かつ仕上焼鈍雰囲気の窒素分圧を 25vol％以上とすることによって、脱炭焼鈍時に形成された酸化膜を除去する方法が開示されている。
【０００６】
しかしながら、上記の方法はいずれも、一旦はフォルステライト質被膜またはSiO₂を主成分とする酸化膜を生成し、その後分解するという過程を経ており、また特殊な分離剤や助剤が必要であるため製造工程が煩雑にならざるを得ず、製造コストが増大するという欠点があった。
【０００７】
この点、発明者らは、先に、インヒビター成分を含有しない高純度素材において、固溶窒素の粒界移動抑制効果を利用して二次再結晶を発現させる技術を、特開2000−129356号公報において提案し、さらにＣを低減した成分を用い、再結晶焼鈍における雰囲気を低酸化性とすることによって、フォルステライト質被膜等の酸化性被膜の生成を抑制する技術を、特開2001−32021 号公報において提案した。
これらの技術により、フォルステライト質被膜を形成しない方向性電磁鋼板を安価に製造することができるようになった。
【０００８】
しかしながら、このような方向性電磁鋼板は、表面に酸化被膜がほとんど存在せず、雰囲気に対する保護性が低下しているため、平坦化焼鈍や歪取焼鈍時における焼鈍雰囲気の影響を大きく受け、鋼板の不純物元素の含有量が増大する可能性があった。特に、窒素を含有する雰囲気の場合には、地鉄中のSiと雰囲気中のＮが反応して Si₃N₄を形成し、粗大な析出物として鋼板内に生成するため、これが鋼板の加工性、特に曲げ加工性に悪影響を与えていた。
【０００９】
従来、良好な曲げ加工性を得るためには鋼板中のＮ含有量を10ppm 以下にする必要があり、このため高温で焼鈍する純化焼鈍が必要であった。しかしながら、純化焼鈍を施すと、大幅なコスト増となり、またコイル状に巻取り、高温で焼鈍するため、コイルの自重により、コイルの地面と接している側の端部が歪むという製品欠陥が生じる問題があった。しかも、純化焼鈍によって鋼板中のＮ含有量を低減させても、その後の平坦化焼鈍や歪取焼鈍時に再窒化され、鋼板の曲げ加工性が劣化する点にも問題を残していた。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、曲げ加工性に優れ、かつ製造工程を煩雑化することなく経済的に製造することができる、フォルステライト質被膜を有しない方向性電磁鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、フォルステライト質被膜を有しない方向性電磁鋼板において、窒化による加工性の劣化を解消すべく鋭意研究を重ねた結果、微量のsol.Alを含有させることによって窒化による鋼板の曲げ加工性の劣化を効果的に抑制できることの新規知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１２】
すなわち、本発明は、
１．Si：2.0〜8.0 mass％、
Mn：3.0 mass％以下、
sol.Al：10〜100 ppm および
Ｎ：80 ppm以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなり、しかも個数比で、鋼板中のAlＮの95％以上が直径：１μm 以下で、かつ表面にフォルステライト(Mg₂SiO₄) を主体とする下地被膜（グラス被膜）を有しないことを特徴とする、Ｂ₈が1.82Ｔ以上の方向性電磁鋼板。
【００１３】
２．上記１において、鋼板が、さらに
Sbおよび／またはSn：0.005〜0.50mass％
を含有する組成になることを特徴とする、方向性電磁鋼板。
【００１４】
３．上記１または２において、鋼板が、さらに
Ni：0.005〜1.50mass％、
Cu：0.01〜0.50mass％、
Ｐ：0.005〜0.50mass％および
Cr：0.01〜1.50mass％
のうちから選んだ一種または二種以上を含有する組成になることを特徴とする、方向性電磁鋼板。
【００１５】
４．Ｃ：0.08mass％以下、
Si：2.0〜8.0 mass％、
Mn：3.0 mass％以下、
sol.Al：10〜100 ppm および
Ｎ：50 ppm以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを、熱間圧延したのち、熱延板焼鈍を施し、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚とし、ついで再結晶焼鈍および仕上焼鈍を施したのち、平坦化焼鈍を施し、その後絶縁コーティングを施す一連の工程によって方向性電磁鋼板を製造するに際し、
熱延板焼鈍温度を800℃以上 925℃以下とし、
MgO を含有しない焼鈍分離剤を塗布するか、または焼鈍分離剤を塗布することなしに、最高到達温度 800℃以上 950℃以下の条件で仕上焼鈍を施す
ことを特徴とする、方向性電磁鋼板の製造方法。
５．上記４において、鋼スラブが、さらに
Sbおよび／またはSn：0.005〜0.50mass％
を含有する組成になることを特徴とする、方向性電磁鋼板の製造方法。
６．上記４または５において、鋼スラブが、さらに
Ni：0.005〜1.50mass％、
Cu：0.01〜0.50mass％、
Ｐ：0.005〜0.50mass％および
Cr：0.01〜1.50mass％
のうちから選んだ一種または二種以上を含有する組成になることを特徴とする、方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を成功に到らしめた実験に基づき説明する。
sol.Alを含有しないまたはsol.Al含有量が約50 ppmで、Ｎを種々の範囲で含有する鋼スラブを、連続鋳造にて製造したのち、1200℃で20分加熱後、熱間圧延により板厚：2.8 mmの熱延板とした、ついで 900℃で60秒の熱延板焼鈍後、冷間圧延により0.35mmの最終板厚に仕上げたのち、乾燥窒素雰囲気中にて 925℃，10秒の再結晶焼鈍を施し、その後焼鈍分離剤を塗布することなく乾燥窒素雰囲気中にて 900℃, 75時間の仕上焼鈍を施した。
かくして得られた鋼板の曲げ加工性を評価するために、30×300mm のサイズに剪断した試料を用いて、繰り返し曲げ試験を行った。この繰り返し曲げ試験は、１条件につき３回行った。
得られた結果を、鋼中Ｎ含有量との関係で図１に示す。
【００１７】
同図に示したとおり、sol.Alを含有しない材料は、Ｎ含有量が 10ppmを超えると曲げ回数がほぼ０回となり、曲げ加工性が著しく劣化した。この点、sol.Alを約50ppm 含有させた場合は、Ｎ含有量が増加すると曲げ回数が若干減少したが、Ｎを約90ppm 含有する場合でも10回程度の良好な曲げ加工性を示した。
これにより、sol.Alを微量含有させることで、Ｎ含有量の増加に起因した繰り返し曲げ回数の減少を抑制できることが明らかとなった。
【００１８】
そこで、sol.Alを微量含有させることによって、Ｎによる曲げ加工性の劣化を抑制できる理由を解明するために、上記で使用した試料の析出物をＳＥＭおよびＥＤＸで調査した。ＳＥＭ観察面は、圧延方向に平行で圧延面に垂直な断面について、板厚（mm）×10mmの範囲にわたって調査した。その結果、sol.Alを微量含有している場合には少量の細かい析出物が観察されたが、sol.Alを含有していない試料では、１〜４μm 程度の粗大な析出物が多量生成しているのが観察された。
この時観察された粗大析出物のＳＥＭ像を図２に示す。
分析の結果、この粗大析出物はSiとＮから形成されており、おそらくSi₃N₄ であると考えられる。
【００１９】
そこで、次に、析出物の直径と曲げ加工性との関係について調査した。析出物の直径はＳＥＭ観察により上記範囲内で最大のものをその試料の析出物の直径とした。
得られた結果を図３に示す。
同図に示したとおり、析出物の直径が小さい場合には曲げ回数は多いが、直径が大きくなるに従い曲げ回数は減少し、直径が１μm を超える当たりから曲げ回数はほぼ０回となっている。
この原因は、粗大析出物が曲げ加工性の際に割れの起点となり、曲げ加工性を劣化させているものと考えられる。
【００２０】
また、得られた鋼板の磁気特性を評価するために、鉄損Ｗ_17/50 （磁束密度：1.7 Ｔ、周波数：50Hzでの鉄損）を測定し、その結果をＮ含有量との関係で図４に示す。
同図から明らかなように、sol.Alを含有しない材料では、Ｎ含有量の増加に伴って鉄損が大きく劣化するが、sol.Alを約50ppm 含有させた場合には、Ｎ含有量の増加による鉄損の劣化が少ない。
【００２１】
すなわち、sol.Alを微量含有させることで、Ｎ含有量の増加に伴う鉄損の劣化を抑制できることが明らかとなった。
この理由は、sol.Alを含有しない材料においては、上記の調査から粗大な析出物が多量に生成していることが判っており、この析出物が励磁の際の磁壁移動を妨げて履歴損が増大したためと推定される。
【００２２】
これらの結果から、sol.Alを微量含有させることで、Ｎによる粗大析出物の生成が抑制され、曲げ加工性および鉄損の劣化を抑制できることが新たに究明された。
sol.Alが微量含有させることで析出物の粗大化が抑制される理由は、sol.Alの存在により析出物の組成が変化して熱的に不安定になったものと推定されるが、詳細については明らかではない。
【００２３】
本発明によれば、従来の方向性電磁鋼板における不純物による曲げ加工性および鉄損劣化を抑制するための純化焼鈍を必要としない。また、純化焼鈍は通常、約1200℃ほどの高温でかつ長時間の焼鈍であるため、鋼中のsol.Alは鋼板表面で酸化されて酸不可溶性Alとなる。酸不可溶性Alでは窒化物形成を抑制しないので鋼板のＮ含有量増加による曲げ加工性および鉄損の劣化の抑制効果が発揮されない。
従って、本発明では、sol.Alを確保するために、高温での純化焼鈍は避ける必要がある。ただし、sol.Al量の減少が顕著でない 950℃以下の温度において、二次再結晶完了後、Ｎを含まないH₂またはAr雰囲気へ切り替えることで鋼板中のＮ含有量を減少させることは、曲げ加工性と鉄損を改善させる上で有効である。また、高温純化焼鈍は上述したとおりコスト増および歪による製品欠陥が増大するため、高温純化焼鈍が必須であるインヒビターを使用する方向性電磁鋼板と比較すると、本発明のメリットは極めて大きい。
【００２４】
次に、本発明において、鋼板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。
Si：2.0 〜8.0 mass％
Siは、鋼の電気抵抗を高め、鉄損を改善するのに有用な元素であるが、含有量が 2.0mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 8.0％を超えると加工性が著しく低下し、また飽和磁束密度も低下するので、Siは 2.0〜8.0 mass％の範囲に限定した。
【００２５】
Mn：3.0 mass％以下
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 3.0％を超えると磁気特性が劣化するだけでなく、合金コスト高ともなるので、Mnは 3.0mass％以下に限定した。なお、Mn量の好適下限値は 0.005mass％である。
【００２６】
sol.Al：10〜100 ppm
sol.Alは、上述のとおり、鋼中の窒素による曲げ加工性の劣化を抑制するために必須の元素であるが、含有量が 10ppm未満ではその効果に乏しく、一方100ppmを超えると窒化物の析出量が多くなって鉄損の著しい劣化を招くので、sol.Alは10〜100 ppm の範囲で含有させるものとした。
【００２７】
Ｎ：80 ppm以下
窒素が 80ppmを超えると鉄損が著しく劣化するので、製品におけるＮ含有量は80 ppm以下限定した。
【００２８】
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。
Sbおよび／またはSn：0.005 〜0.50mass％
Sb, Snは、雰囲気による窒化の抑制に有効に寄与し、窒化物による曲げ加工性や鉄損の劣化を効果的に防止することができる。しかしながら、含有量が 0.005mass％未満では窒化抑制効果が小さく、一方0.50mass％を超えると脆化が著しくなるので、これらは単独添加または複合添加いずれの場合も 0.005〜0.50mass％の範囲で含有させるものとした。
【００２９】
Ni：0.005 〜1.50mass％、Cu：0.01〜0.50mass％、Ｐ：0.005 〜0.50mass％、Cr：0.01〜1.50mass％のうちから選んだ一種または二種以上
さらに、熱延板組織を改善して磁気特性を向上させるために、Niを添加することができる。しかしながら、含有量が 0.005mass％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。
また、鉄損を改善する目的で、Cu, Ｐ, CrをそれぞれCu：0.01〜0.50mass％，Ｐ：0.005 〜0.50mass％，Cr：0.01〜1.5 mass％の範囲で含有させることができる。それぞれ、含有量が下限値に満たない場合には鉄損の改善効果が小さく、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。
【００３０】
次に、本発明の電磁鋼板を製造する際の溶鋼成分を前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、製造工程中に磁気時効の起こらない50ppm 以下までＣを低減することが困難になるので、Ｃ量は0.08mass％以下に制限した。なお、このＣ量は、素材段階で 50ppm以下まで低減しておくことが、再結晶焼鈍を乾燥雰囲気で行い脱炭を省略して平滑な製品表面を得る上で特に望ましいが、最終仕上焼鈍後、平坦化焼鈍時に低酸化性雰囲気で脱炭することも可能である。
【００３１】
sol.Al：10〜100 ppm 、Ｎ：50 ppm以下
良好に二次再結晶を発現させるためには、sol.Alを10〜100 ppm 、Ｎを50 ppm以下に低減する必要がある。二次再結晶を発現させるためのsol.Alの下限量は存在しないが、製品板にsol.Alを 10ppm以上残存させ、上述したとおり曲げ加工性の劣化を抑制するために、素材のsol.Al量は10 ppm以上、好ましくは 30ppm以上とするのが望ましい。
【００３２】
なお、インヒビタ形成元素であるＳ, Seについては50ppm 以下、好ましくは30ppm 以下に低減することが有利である。
また、その他窒化物形成元素であるでTi, Nb, Ｂ, Ta, Ｖ等はそれぞれ50ppm以下に低減することも鉄損の劣化を防ぎ、加工性を確保する上で有利である。
【００３３】
そして、鋼板表面にはフォルステライト質を主体とした下地被膜を有しないことが、良好な加工性を確保するための大前提である。
【００３４】
また、本発明では、鋼中に窒化物が粗大に析出すると、曲げ加工を施した場合にその析出物を起点として割れが発生するために、窒化析出物すなわちAlＮの大きさは１μm 以下にする必要がある。このAlＮは微細であるほど割れが発生しにくいため、0.3 μm 以下とすることが望ましい。
また、かかるAlＮの大きさは全て１μm 以下とすることが最善ではあるが、個数比でAlＮ全体の95％以上が直径：１μm 以下であればほとんど遜色のない効果を得ることができた。
そこで、本発明では、鋼板中に生成するAlＮについて、個数比でその95％以上が直径：１μm 以下を満足する範囲に限定したのである。
【００３５】
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。
なお、本発明は、インヒビターを用いない成分系であるため、インヒビターを固溶させる目的で行われている高温スラブ加熱を必要としない。従って、スラブ加熱温度は1300℃以下とすることがコストメリット上有利である。
【００３６】
ついで、熱延板焼鈍を施す。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℃以上、925℃以下とする必要がある。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、一方 925℃を超えると、熱延板焼純後の粒径が粗大化しすぎて、それぞれ製品板のゴス組織の発達が低下し、磁束密度が低下するからである。
【００３７】
その後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施す。この時、圧延温度が 100〜250 ℃の温間圧延とすることが磁気特性を向上させる上で好適である。
【００３８】
最終冷延後、再結晶焼鈍を行う。この再結晶焼鈍に際しては、露点が０℃以下の非酸化性雰囲気を使用して、表面酸化物の生成を極力抑制することが平滑な表面を保ち、かつ良好な加工性を得る上で好ましい。
【００３９】
その後、必要に応じて焼鈍分離剤を適用するが、適用する場合にはフォルステライトを形成するMgO は使用せず、シリカやアルミナ等を用いる。また、塗布を行う際にも、水分を持ち込まず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。さらに、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。
【００４０】
その後、二次再結晶を発現させるために仕上焼鈍を施す。この仕上焼鈍において、最高到達温度が 800℃に満たないと二次再結晶が良好に発現せず、一方 950℃を超えると鋼板中のsol.Alが表面酸化により著しく減少し、曲げ加工性が大きく劣化するので、仕上焼鈍における最高到達温度は 800℃以上 950℃以下の範囲に限定した。
【００４１】
仕上焼鈍後には、平坦化焼純を行い張力を付加して形状を矯正することが鉄損低減のために有効である。なお、鋼板を積層して使用する場合には、鉄損を改善するために、平坦化焼鈍後、鋼板表面に絶縁コーティングを施すことが有効である。良好な打ち抜き性を確保するためには、樹脂を含有する有機系コーティングが望ましいが、溶接性を重視する場合には無機系コーティングを適用しても良い。
【００４２】
本発明の電磁鋼板は、酸化被膜をほとんど有しないために、有機系コーティングを適用した場合には、良好な打ち抜き性が確保される。従って、分割用モータコアやＥＩコア等の打ち抜き加工を施す材料にも好適である。
【００４３】
【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のち、1100℃で20分間のスラブ加熱後、熱間圧延により板厚：2.8 mmの熱延板とした。ついで、900 ℃で30秒の熱延板焼鈍後、冷間圧延により板厚：0.35mmの最終冷延板に仕上げたのち、 950℃で10秒の再結晶焼鈍を施した。その後、焼鈍分離剤を塗布することなく、窒素雰囲気中にて 900℃, 75時間の仕上焼鈍を施した。
ついで、窒素雰囲気中にて 850℃, 15秒の平坦化焼鈍を施したのち、鋼板にアクリル系樹脂および酢酸エチルを主体とした有機コーティングを塗布し、焼付けて製品とした。
【００４４】
仕上焼鈍後の鋼板中におけるsol.Al量とＮ量を測定した。
また、得られた鋼板の加工性を評価するために、30×300mm のサイズに剪断したのち、ＪＩＳ規格（JIS C 2550）に準じて繰り返し曲げ試験を行った。この試験では、１条件について５回の測定を行い、最も回数が少ない値をその条件での試験結果とした。
さらに、鋼板の磁気特性を評価するためにＷ_17/50 （磁束密度：1.7 Ｔ、周波数：50Hzでの鉄損）およびＢ₈ （磁化力：800A/mでの磁束密度）を測定した。
またさらに、断面のＳＥＭ観察およびＥＤＸ分析により析出物の直径とその組成を調査し、直径が１μm 以下の窒化析出物の比率を表示した。
得られた結果を表２に示す。
【００４５】
【表１】

【００４６】
【表２】

【００４７】
表２から明らかなように、本発明を満足する成分系では、良好な曲げ加工性および磁気特性が得られている。
これに対し、鋼Ｅ，Ｇでは、Si₃N₄ を主体とした粗大な窒化物が析出したため、曲げ加工性が劣化している。
また、鋼Ｆは、AlＮを主体とした析出物ではあったが、sol.Al量に比例して、析出物の絶対量が増大したため、鉄損の著しい劣化を招いた。
【００４８】
実施例２
Ｃ：0.0036mass％, Si：3.44mass％, Mn：0.06mass％, Sb：0.015 mass％, sol.Al：0 .0044 mass％およびＮ：0.0030mass％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼Ｌと、Ｃ：0.0032mass％，Si：3.30mass％，Mn：0.07mass％，Sn：0.010 mass％，sol.Al：0.0038mass％およびＮ：0.0032mass％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼Ｍのスラブを、連続鋳造にて製造したのち、1050℃に加熱後、熱間圧延により 2.6mmの熱延板とした。ついで、 925℃で60秒の熱延板焼鈍後、冷間圧延により0.35mmの最終板厚に仕上げたのち、 925℃で10秒の再結晶焼鈍を施した。その後、SiO₂を主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、25vol%Ｈ₂ ＋75vol%Ｎ₂ 雰囲気中にて75時間の仕上焼鈍を施した。その際、最高到達温度を表３に示すように種々に変化させた。
ついで、25vol%Ｈ₂ ＋75vol%Ｎ₂ 雰囲気中にて 870℃, 15秒の平坦化焼鈍を施したのち、鋼板にアクリル系樹脂および酢酸エチルを主体とした有機コーティングを塗布し、焼付けて製品とした。
【００４９】
得られた製品板について、実施例１と同様にして、鋼板中におけるsol.Al量とＮ量、繰り返し曲げ回数、Ｗ_17/50 、Ｂ₈ 、直径が１μm 以下の窒化析出物の比率とその組成について調査した。
得られた結果を表３に併記する。
【００５０】
【表３】

【００５１】
同表から明らかなように、本発明に従う適正条件下で製造した場合には、良好な曲げ加工性および磁気特性を得ることができた。
これに対し、鋼Ｌ，Ｍいずれにおいても、仕上焼鈍最高到達温度が 950℃を超えると、sol.Al含有量は著しく減少して 10ppm未満となり、また窒化物が Si₃N₄主体となって大きくなるため、曲げ加工性および鉄損が劣化した。
【００５２】
実施例３
Ｃ：0.0480mass％，Si：3.25mass％，Mn：0.16mass％，Sb：0.110 mass％，sol.Al：0.0040mass％およびＮ：0.0027mass％をを含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼Ｎと、Ｃ：0.0520mass％，Si：3.56mass％，Mn：0.15mass％，sol.Al：0.0095mass％およびＮ：0.0018mass％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼Ｏのスラブを、連続鋳造にて製造したのち、1150℃に加熱後、熱間圧延により 2.8mmの熱延板とした。ついで、 925℃で60秒の熱延板焼鈍後、一回目の冷間圧延により0.85mmの板厚とし、1050℃で10秒の中間焼鈍後、二回目の冷間圧延により0.30mmの最終板厚に仕上げた。その後、露点：45℃の湿潤雰囲気中にて 910℃, 10秒の再結晶焼鈍を施して脱炭したのち、焼鈍分離剤を塗布することなく、窒素雰囲気中にて75時間の仕上焼鈍を施した。その際、最高到達温度を表４に示すように種々に変化させた。
ついで、窒素雰囲気中にて 900℃で10秒の平坦化焼鈍を施したのち、鋼板にアクリル系樹脂および重クロム酸塩を主体とした有機−無機コーティングを塗布し、焼付けて製品とした。
【００５３】
得られた製品板について、実施例１と同様にして、鋼板中におけるsol.Al量とＮ量、繰り返し曲げ回数、Ｗ_17/50 、Ｂ₈ 、直径が１μm 以下の窒化析出物の比率とその組成について調査した。
得られた結果を表４に併記する。
【００５４】
【表４】

【００５５】
同表に示したとおり、本発明に従う適正条件下で製造した場合には、良好な曲げ加工性および磁気特性を得ることができた。
これに対し、鋼Ｎ，Ｏいずれにおいても、仕上焼鈍到達温度が 950℃を超えた場合にはsol.Al含有量は著しく減少して 10ppm未満となり、また窒化物が Si₃N₄主体となって大きくなるために、曲げ加工性および磁気特性が劣化した。
なお、特に 900℃以上の高温において、Sbを含有する鋼ＮはSbを含有しない鋼Ｋに比べて窒化が抑制されている。
【００５６】
【発明の効果】
かくして、本発明に従い、インヒビター成分を有しない高純度材を素材とし、製品板において微量のsol.Alを含有させることにより、鋼中のＮに起因した曲げ加工性や鉄損の劣化を効果的に防止した方向性電磁鋼板を安定して得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 sol.Al含有量が異なる素材における、鋼中のＮ含有量と繰り返し曲げ回数との関係を示した図である。
【図２】 鋼中の粗大析出物のＳＥＭ像を示す図面代用写真である。
【図３】 鋼中の析出物の最大直径と繰り返し曲げ回数との関係を示した図である。
【図４】 sol.Al含有量が異なる素材における、鋼中のＮ含有量と鉄損との関係を示した図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a grain-oriented electrical steel sheet excellent in bending workability suitable as an iron core material for transformers and rotating machines, and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
Electrical steel sheets are materials that are widely used as iron cores for transformers, motors, and the like. In particular, directional electrical steel sheets are highly integrated in the {110} <001> orientation called the Goss orientation. .
Of the characteristics required for electrical steel sheets, iron loss characteristics are particularly important because they are directly linked to product energy loss.
In addition, when producing iron cores for transformers and motors, punching and shearing are performed into a predetermined shape by punching or shearing, and the steel sheet passes through a line having a curved portion. It is also important.
[0003]
In a grain-oriented electrical steel sheet, it is common to form a hard glass film called a forsterite film in the manufacturing process and to apply a hard coating to impart tension to the steel sheet. Therefore, the grain-oriented electrical steel sheet is inferior in both punching workability and bending workability, and there is a problem that burr is generated on the shearing surface of the steel sheet, or a die for punching is worn early.
[0004]
For this reason, when producing grain-oriented electrical steel sheets that place emphasis on workability, once the forsterite film is formed, the method for removing the forsterite film by pickling, chemical polishing, electrolytic polishing, etc. has long been used. Has been done.
In addition, recently, attempts have been made to produce grain-oriented electrical steel sheets with good workability without forming forsterite by changing the components of the annealing separator or by quickly decomposing after forsterite formation. Yes.
[0005]
For example, Japanese Patent Laid-Open No. 60-39123 discloses a method of using Al ₂ O ₃ as a main component of an annealing separator to prevent the formation of a forsterite film. JP-A-6-17137 discloses that the main component of the annealing separator is MgO, but chlorides of Li, K, Na, Ba, Ca, Mg, Zn, Fe, Zr, Sn, Sr, Al, etc. A method for decomposing a formed forsterite film by adding one or more selected from the group consisting of compounds, carbonates, nitrates, sulfates and sulfides is disclosed. Furthermore, JP-A-7-18333 discloses that the annealing separator contains 0.2 to 15 mass% of bismuth chloride, and the nitrogen partial pressure in the finish annealing atmosphere is 25 vol% or more during decarburization annealing. A method of removing the formed oxide film is disclosed.
[0006]
However, each of the above methods has once undergone a process of forming a forsterite film or an oxide film mainly composed of SiO ₂ and then decomposing it, and a special separating agent or auxiliary is required. Therefore, the manufacturing process has to be complicated, and there is a drawback that the manufacturing cost increases.
[0007]
In this regard, the inventors previously disclosed a technique for expressing secondary recrystallization using a grain boundary migration inhibitory effect of solute nitrogen in a high-purity material that does not contain an inhibitor component. Japanese Patent Application Laid-Open No. 2001-32021 proposes a technique that suppresses the formation of an oxidizing film such as a forsterite film by using a component further reduced in C and making the atmosphere in recrystallization annealing low-oxidizing. Proposed in the Gazette.
With these technologies, grain-oriented electrical steel sheets that do not form forsterite films can be manufactured at low cost.
[0008]
However, since such a grain-oriented electrical steel sheet has almost no oxide film on the surface and the protection against the atmosphere is reduced, it is greatly affected by the annealing atmosphere during flattening annealing and strain relief annealing. There was a possibility that the content of the impurity element of this would increase. In particular, in an atmosphere containing nitrogen, Si in the base iron reacts with N in the atmosphere to form Si ₃ N ₄ , which is generated in the steel sheet as coarse precipitates. Have adverse effects on the properties, particularly bending workability.
[0009]
Conventionally, in order to obtain good bending workability, the N content in the steel sheet has to be 10 ppm or less, and therefore, purification annealing that anneals at a high temperature has been required. However, if purification annealing is performed, the cost is greatly increased. Further, the coil is wound into a coil shape and annealed at a high temperature, so that the end of the coil in contact with the ground is distorted due to the weight of the coil. There was a problem. Moreover, even if the N content in the steel sheet is reduced by purification annealing, there remains a problem in that it is renitrided during subsequent flattening annealing or strain relief annealing, and the bending workability of the steel sheet deteriorates.
[0010]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention advantageously solves the above-mentioned problems, and has excellent bending workability and can be produced economically without complicating the production process, and is a grain-oriented electrical steel sheet having no forsterite coating. Is proposed together with its advantageous manufacturing method.
[0011]
[Means for Solving the Problems]
Now, as a result of intensive studies to eliminate the deterioration of workability due to nitriding in the grain-oriented electrical steel sheet having no forsterite coating, the inventors have made a steel sheet by nitriding by adding a small amount of sol.Al. New knowledge was obtained that the deterioration of bending workability of steel can be effectively suppressed.
The present invention is based on the above findings.
[0012]
That is, the present invention
1. Si: 2.0-8.0 mass%,
Mn: 3.0 mass% or less,
sol.Al: 10 to 100 ppm and N: 80 ppm or less, the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and more than 95% of AlN in the steel sheet has a diameter of 1 μm or less. A grain-oriented electrical steel sheet having a B ₈ of 1.82 T or more, characterized in that it does not have a base coating (glass coating) mainly composed of forsterite (Mg ₂ SiO ₄ ) on the surface.
[0013]
2. In the above 1, the steel plate is further
Sb and / or Sn: 0.005-0.50 mass%
Characterized in that it comprises a composition containing, square oriented electrical steel sheet.
[0014]
3. In the above 1 or 2, the steel plate is further
Ni: 0.005-1.50 mass%,
Cu: 0.01-0.50mass%,
P: 0.005-0.50 mass% and
Cr: 0.01 ~ 1.50mass%
Characterized in that it comprises a composition containing one or more kinds chosen from among the square oriented electrical steel sheet.
[0015]
4). C: 0.08 mass% or less,
Si: 2.0-8.0 mass%,
Mn: 3.0 mass% or less,
Sol.Al:10～100 ppm and N: containing 50 ppm or less, the balance being a steel slab having the composition of Fe and unavoidable impurities, after hot rolling, subjected to hot rolled sheet annealing, once or intermediate Cold rolled two or more times across the annealing to obtain the final thickness, followed by recrystallization annealing and finish annealing, followed by flattening annealing, and then applying the insulating coating to the grain-oriented electrical steel sheet In manufacturing,
The hot-rolled sheet annealing temperature is 800 ° C or higher and 925 ° C or lower,
Or coated with an annealing separator containing no MgO, or without applying an annealing separating agent, and characterized by applying finish annealing at the highest temperature 800 ° C. or higher 950 ° C. the following conditions, square oriented electrical steel sheet Manufacturing method.
5. In the above 4, the steel slab is further
Sb and / or Sn: 0.005-0.50 mass%
A method for producing a grain-oriented electrical steel sheet, characterized by comprising a composition comprising:
6). In the above 4 or 5, the steel slab is further
Ni: 0.005-1.50 mass%,
Cu: 0.01-0.50mass%,
P: 0.005-0.50 mass% and
Cr: 0.01 ~ 1.50mass%
A method for producing a grain-oriented electrical steel sheet, comprising a composition containing one or more selected from among the above.
[0016]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be described based on experiments that have led to success.
Steel slabs containing no sol.Al or having a sol.Al content of about 50 ppm and containing N in various ranges were manufactured by continuous casting, heated at 1200 ° C. for 20 minutes, and then hot rolled. Thickness: 2.8 mm hot-rolled sheet, then annealed at 900 ° C for 60 seconds, followed by cold rolling to a final sheet thickness of 0.35 mm, then in a dry nitrogen atmosphere at 925 ° C, 10 Second recrystallization annealing was performed, followed by a final annealing at 900 ° C. for 75 hours in a dry nitrogen atmosphere without applying an annealing separator.
In order to evaluate the bending workability of the steel sheet thus obtained, repeated bending tests were performed using samples sheared to a size of 30 × 300 mm. This repeated bending test was performed three times per condition.
The obtained results are shown in FIG. 1 in relation to the N content in steel.
[0017]
As shown in the figure, the material that does not contain sol.Al, the number of bending was almost zero when the N content exceeded 10 ppm, and the bending workability deteriorated remarkably. In this regard, when sol.Al was contained in an amount of about 50 ppm, the number of bendings was slightly decreased as the N content was increased, but even when N was contained at about 90 ppm, a good bending workability of about 10 times was exhibited.
Thereby, it became clear that the reduction | decrease in the frequency | count of repeated bending resulting from the increase in N content can be suppressed by containing a trace amount of sol.Al.
[0018]
Therefore, in order to elucidate the reason why the bending workability deterioration due to N can be suppressed by containing a small amount of sol.Al, the precipitates of the samples used above were investigated by SEM and EDX. The SEM observation surface was examined over a range of plate thickness (mm) × 10 mm for a cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the rolling surface. As a result, a small amount of fine precipitates was observed when a small amount of sol.Al was contained, but a large amount of coarse precipitates of about 1 to 4 μm were formed in the sample not containing sol.Al. It was observed.
The SEM image of the coarse precipitate observed at this time is shown in FIG.
As a result of analysis, this coarse precipitate is formed from Si and N, and is probably Si ₃ N ₄ .
[0019]
Then, next, the relationship between the diameter of the precipitate and the bending workability was investigated. The diameter of the precipitate was the largest within the above range as observed by SEM, and was taken as the diameter of the precipitate of the sample.
The obtained results are shown in FIG.
As shown in the figure, when the diameter of the precipitate is small, the number of times of bending is large, but as the diameter increases, the number of times of bending decreases, and since the diameter exceeds 1 μm, the number of times of bending is almost zero. .
This is considered to be because coarse precipitates become the starting point of cracking during bending workability, which deteriorates bending workability.
[0020]
In addition, in order to evaluate the magnetic properties of the obtained steel sheet, iron loss W _17/50 (magnetic loss: 1.7 T, frequency: iron loss at 50 Hz) was measured, and the result was related to the N content. As shown in FIG.
As is clear from the figure, in the material containing no sol.Al, the iron loss greatly deteriorates as the N content increases. However, when about 50 ppm of sol.Al is contained, the N content Less deterioration of iron loss due to increase.
[0021]
That is, it became clear that the deterioration of the iron loss accompanying the increase in the N content can be suppressed by containing a small amount of sol.Al.
The reason for this is that, in the material that does not contain sol.Al, it is known from the above investigation that a large amount of coarse precipitates are generated, and this precipitate hinders the domain wall movement during excitation and causes hysteresis loss. Is estimated to have increased.
[0022]
From these results, it was newly investigated that the inclusion of a very small amount of sol.Al suppresses the formation of coarse precipitates due to N and suppresses bending workability and deterioration of iron loss.
The reason why the coarsening of the precipitate is suppressed by adding a small amount of sol.Al is presumed that the composition of the precipitate changed due to the presence of sol.Al, and became thermally unstable. Details are not clear.
[0023]
According to the present invention, there is no need for purification annealing for suppressing bending workability due to impurities and iron loss deterioration in conventional grain-oriented electrical steel sheets. Further, since the purification annealing is usually annealing at a high temperature of about 1200 ° C. for a long time, sol.Al in the steel is oxidized on the surface of the steel sheet to become acid-insoluble Al. Since acid-insoluble Al does not suppress nitride formation, the effect of suppressing bending workability and deterioration of iron loss due to an increase in the N content of the steel sheet is not exhibited.
Therefore, in the present invention, in order to secure sol.Al, it is necessary to avoid purification annealing at a high temperature. However, at a temperature of 950 ° C. or less where the decrease in the amount of sol.Al is not significant, after completion of secondary recrystallization, the N content in the steel sheet is reduced by switching to an H ₂ or Ar atmosphere that does not contain N. Effective in improving bending workability and iron loss. Further, as described above, high temperature purification annealing increases costs and increases product defects due to strain. Therefore, the advantages of the present invention are extremely large compared to grain-oriented electrical steel sheets that use inhibitors that require high temperature purification annealing.
[0024]
Next, the reason why the component composition of the steel sheet is limited to the above range in the present invention will be described.
Si: 2.0 to 8.0 mass%
Si is an element useful for increasing the electrical resistance of steel and improving iron loss. However, if its content is less than 2.0 mass%, its additive effect is poor. On the other hand, if it exceeds 8.0%, the workability is remarkably high. Since it decreases and the saturation magnetic flux density also decreases, Si is limited to the range of 2.0 to 8.0 mass%.
[0025]
Mn: 3.0 mass% or less
Mn is a useful element to improve hot workability, but if the content exceeds 3.0%, not only will the magnetic properties deteriorate, but the alloy cost will also increase, so Mn will be less than 3.0 mass% Limited. In addition, the suitable lower limit of the amount of Mn is 0.005 mass%.
[0026]
sol.Al: 10-100 ppm
As described above, sol.Al is an essential element for suppressing the deterioration of bending workability due to nitrogen in the steel, but its effect is poor when the content is less than 10 ppm, while when it exceeds 100 ppm, Since the amount of precipitation increases and causes a significant deterioration of iron loss, sol.Al is included in the range of 10 to 100 ppm.
[0027]
N: 80 ppm or less Since iron loss deteriorates significantly when nitrogen exceeds 80 ppm, the N content in the product is limited to 80 ppm or less.
[0028]
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.
Sb and / or Sn: 0.005 to 0.50 mass%
Sb and Sn effectively contribute to the suppression of nitridation by the atmosphere, and can effectively prevent deterioration of bending workability and iron loss due to nitride. However, if the content is less than 0.005 mass%, the effect of suppressing nitriding is small. On the other hand, if it exceeds 0.50 mass%, embrittlement becomes significant, so these are included in the range of 0.005 to 0.50 mass% in either case of single addition or combined addition. It was supposed to be
[0029]
One or more selected from Ni: 0.005 to 1.50 mass%, Cu: 0.01 to 0.50 mass%, P: 0.005 to 0.50 mass%, Cr: 0.01 to 1.50 mass% In order to improve the magnetic characteristics, Ni can be added. However, if the content is less than 0.005 mass%, the improvement in magnetic properties is small. On the other hand, if it exceeds 1.50 mass%, secondary recrystallization becomes unstable and the magnetic properties deteriorate, so the Ni content is 0.005 to 1.50 mass%. did.
For the purpose of improving iron loss, Cu, P, and Cr can be contained in the ranges of Cu: 0.01 to 0.50 mass%, P: 0.005 to 0.50 mass%, and Cr: 0.01 to 1.5 mass%, respectively. In each case, when the content is less than the lower limit, the effect of improving the iron loss is small. On the other hand, when the content exceeds the upper limit, the development of secondary recrystallized grains is inhibited.
[0030]
Next, the reason why the molten steel component when manufacturing the electrical steel sheet of the present invention is limited to the above range will be described.
C: 0.08 mass% or less When the amount of C exceeds 0.08 mass%, it becomes difficult to reduce C to 50 ppm or less at which no magnetic aging occurs during the production process. Therefore, the amount of C is limited to 0.08 mass% or less. It is particularly desirable to reduce the amount of C to 50 ppm or less at the raw material stage in order to obtain a smooth product surface by performing recrystallization annealing in a dry atmosphere and omitting decarburization, but after final finish annealing. It is also possible to decarburize in a low oxidizing atmosphere during the planarization annealing.
[0031]
sol.Al: 10-100 ppm, N: 50 ppm or less In order to develop secondary recrystallization well, it is necessary to reduce sol.Al to 10-100 ppm and N to 50 ppm or less. Although there is no lower limit of sol.Al to develop secondary recrystallization, sol.Al of the material is used to suppress the deterioration of bending workability as described above, leaving 10 ppm or more of sol.Al on the product plate. The amount of Al should be 10 ppm or more, preferably 30 ppm or more.
[0032]
Note that S and Se, which are inhibitor forming elements, are advantageously reduced to 50 ppm or less, preferably 30 ppm or less.
In addition, it is advantageous to reduce deterioration of iron loss and ensure workability by reducing other nitride forming elements such as Ti, Nb, B, Ta, and V to 50 ppm or less.
[0033]
And, it is a major premise for ensuring good workability that the steel sheet surface does not have an undercoat mainly composed of forsterite.
[0034]
Further, in the present invention, when nitrides are coarsely precipitated in steel, cracks are generated starting from the precipitates when bending is performed. Therefore, the size of nitride precipitates, that is, AlN is set to 1 μm or less. There is a need. The finer the AlN, the less likely it is to crack, so it is desirable that the AlN be 0.3 μm or less.
In addition, it is best that the size of such AlN is 1 μm or less. However, when 95% or more of the entire AlN is less than 1 μm in diameter by number ratio, almost the same effect can be obtained.
Therefore, in the present invention, the AlN generated in the steel sheet is limited to a range in which 95% or more of the number ratio satisfies the diameter of 1 μm or less.
[0035]
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.
In addition, since this invention is a component system which does not use an inhibitor, the high temperature slab heating currently performed in order to make an inhibitor form a solid solution is not required. Therefore, it is advantageous in terms of cost merit that the slab heating temperature is 1300 ° C. or less.
[0036]
Next , hot- rolled sheet annealing is performed. The Goss tissue in order to develop highly in products plate, hot-rolled sheet annealing temperature of 800 ° C. or higher, is required to be 925 ° C. hereinafter. This is because when the annealing temperature of the hot-rolled sheet is less than 800 ° C, the band structure in the hot-rolling remains, whereas when it exceeds 925 ° C, the grain size after the hot-rolled sheet is excessively coarsened, This is because the development of the goth structure decreases and the magnetic flux density decreases.
[0037]
Thereafter, cold rolling is performed once or twice or more with intermediate annealing. At this time, it is preferable that the rolling temperature is 100 to 250 ° C. to improve the magnetic properties.
[0038]
After the final cold rolling, recrystallization annealing is performed. In this recrystallization annealing, it is preferable to use a non-oxidizing atmosphere having a dew point of 0 ° C. or less to suppress the generation of surface oxide as much as possible in order to maintain a smooth surface and obtain good workability.
[0039]
Thereafter, an annealing separator is applied as necessary, but when applied, MgO that forms forsterite is not used, but silica, alumina, or the like is used. Also, when coating is performed, it is effective to perform electrostatic coating for the purpose of suppressing generation of oxide without bringing moisture. Furthermore, a heat resistant inorganic material sheet (silica, alumina, mica) may be used.
[0040]
Thereafter, finish annealing is performed to develop secondary recrystallization. In this finish annealing, secondary recrystallization does not appear well unless the maximum temperature reaches 800 ° C. On the other hand, if it exceeds 950 ° C, the sol. Since it deteriorates greatly, the maximum temperature reached in finish annealing is limited to the range of 800 ℃ to 950 ℃.
[0041]
After finish annealing, it is effective to reduce the iron loss by flattening and correcting the shape by applying tension. In addition, when using it, laminating | stacking a steel plate, in order to improve an iron loss, it is effective to give an insulating coating to the steel plate surface after planarization annealing. In order to ensure good punchability, an organic coating containing a resin is desirable, but an inorganic coating may be applied when emphasis is placed on weldability.
[0042]
Since the electrical steel sheet of the present invention has almost no oxide film, good punchability is ensured when an organic coating is applied. Therefore, it is also suitable for a material to be punched such as a dividing motor core or an EI core.
[0043]
【Example】
Example 1
A steel slab having the composition shown in Table 1 was manufactured by continuous casting, and after slab heating at 1100 ° C. for 20 minutes, hot rolling was performed to obtain a hot rolled sheet having a thickness of 2.8 mm. Next, after hot-rolled sheet annealing at 900 ° C. for 30 seconds, the final cold-rolled sheet having a thickness of 0.35 mm was finished by cold rolling, and then recrystallized annealing was performed at 950 ° C. for 10 seconds. Thereafter, finish annealing was performed at 900 ° C. for 75 hours in a nitrogen atmosphere without applying an annealing separator.
Next, after flattening annealing at 850 ° C. for 15 seconds in a nitrogen atmosphere, an organic coating mainly composed of acrylic resin and ethyl acetate was applied to the steel sheet, and baked to obtain a product.
[0044]
The amount of sol.Al and the amount of N in the steel sheet after finish annealing were measured.
Further, in order to evaluate the workability of the obtained steel sheet, it was sheared to a size of 30 × 300 mm, and then subjected to repeated bending tests according to JIS standard (JIS C 2550). In this test, five measurements were performed for one condition, and the value with the smallest number of times was taken as the test result under that condition.
Further, W _17/50 (magnetic flux density: 1.7 T, frequency: iron loss at 50 Hz) and B ₈ (magnetizing force: magnetic flux density at 800 A / m) were measured in order to evaluate the magnetic properties of the steel sheet.
Furthermore, the diameter and composition of the precipitates were examined by SEM observation and EDX analysis of the cross section, and the ratio of nitride precipitates having a diameter of 1 μm or less was displayed.
The obtained results are shown in Table 2.
[0045]
[Table 1]

[0046]
[Table 2]

[0047]
As is apparent from Table 2, in the component system satisfying the present invention, good bending workability and magnetic properties are obtained.
On the other hand, in steels E and G, coarse nitrides mainly composed of Si ₃ N ₄ are precipitated, so that the bending workability is deteriorated.
Steel F was a precipitate mainly composed of AlN. However, since the absolute amount of the precipitate increased in proportion to the amount of sol.Al, the iron loss was significantly deteriorated.
[0048]
Example 2
C: 0.0036 mass%, Si: 3.44 mass%, Mn: 0.06 mass%, Sb: 0.015 mass%, sol. Al: 0.0049 mass% and N: 0.0030 mass%, the balance being Fe and inevitable impurities Steel L and C: 0.0032 mass%, Si: 3.30 mass%, Mn: 0.07 mass%, Sn: 0.010 mass%, sol.Al: 0.0038 mass% and N: 0.0032 mass%, the balance The steel M slab having a composition of Fe and inevitable impurities was manufactured by continuous casting, heated to 1050 ° C., and then hot rolled into a 2.6 mm hot rolled sheet. Next, after hot-rolled sheet annealing at 925 ° C. for 60 seconds, a final sheet thickness of 0.35 mm was obtained by cold rolling, and then recrystallization annealing was performed at 925 ° C. for 10 seconds. Thereafter, an annealing separator containing SiO ₂ as a main component was applied, and then finish annealing was performed in a 25 vol% H ₂ +75 vol% N ₂ atmosphere for 75 hours. At that time, the maximum temperature reached was variously changed as shown in Table 3.
Next, after flattening annealing at 870 ° C for 15 seconds in an atmosphere of 25 vol% H ₂ +75 vol% N ₂ , an organic coating mainly composed of acrylic resin and ethyl acetate is applied to the steel plate and baked to obtain a product. did.
[0049]
About the obtained product plate, in the same manner as in Example 1, the amount of sol.Al and N in the steel plate, the number of repeated bending, W _17/50 , B ₈ , the ratio of nitride precipitates having a diameter of 1 μm or less and the ratio The composition was investigated.
The results obtained are also shown in Table 3.
[0050]
[Table 3]

[0051]
As can be seen from the table, good bendability and magnetic properties could be obtained when manufactured under appropriate conditions according to the present invention.
On the other hand, in both steels L and M, when the highest final annealing temperature exceeds 950 ° C, the sol.Al content decreases significantly to less than 10 ppm, and the nitride is mainly Si ₃ N _4. Since it became large, bending workability and iron loss deteriorated.
[0052]
Example 3
C: 0.0480 mass%, Si: 3.25 mass%, Mn: 0.16 mass%, Sb: 0.110 mass%, sol.Al: 0.0040 mass% and N: 0.0027 mass%, the balance being Fe and inevitable impurities Containing steel N, C: 0.0520 mass%, Si: 3.56 mass%, Mn: 0.15 mass%, sol.Al: 0.0095 mass% and N: 0.0018 mass%, the balance being Fe and inevitable impurities A steel O slab having a composition was produced by continuous casting, heated to 1150 ° C., and then hot-rolled to a 2.8 mm hot-rolled sheet. Next, after hot-rolled sheet annealing at 925 ° C for 60 seconds, the thickness was 0.85 mm by the first cold rolling, and after the intermediate annealing at 1050 ° C for 10 seconds, the final cold rolled sheet was 0.30 mm by the second cold rolling. Finished thick. Then, after decarburization by recrystallization annealing at 910 ° C for 10 seconds in a humid atmosphere with a dew point of 45 ° C, a finish annealing is performed for 75 hours in a nitrogen atmosphere without applying an annealing separator. did. At that time, the maximum temperature reached was variously changed as shown in Table 4.
Next, after performing flattening annealing at 900 ° C. for 10 seconds in a nitrogen atmosphere, an organic-inorganic coating mainly composed of acrylic resin and dichromate was applied to the steel sheet and baked to obtain a product.
[0053]
About the obtained product plate, in the same manner as in Example 1, the amount of sol.Al and N in the steel plate, the number of repeated bending, W _17/50 , B ₈ , the ratio of nitride precipitates having a diameter of 1 μm or less and the ratio The composition was investigated.
The obtained results are also shown in Table 4.
[0054]
[Table 4]

[0055]
As shown in the table, when manufactured under appropriate conditions according to the present invention, good bending workability and magnetic properties could be obtained.
On the other hand, in both steels N and O, when the final annealing temperature exceeds 950 ° C, the sol.Al content is significantly reduced to less than 10 ppm, and the nitride is mainly composed of Si ₃ N _4. As a result, bending workability and magnetic properties deteriorated.
In particular, at a high temperature of 900 ° C. or higher, nitriding is suppressed in steel N containing Sb compared to steel K not containing Sb.
[0056]
【The invention's effect】
Thus, according to the present invention, by using a high-purity material having no inhibitor component as a raw material and containing a small amount of sol.Al in the product plate, bending workability and iron loss deterioration due to N in the steel are effective. Thus, it is possible to stably obtain the grain-oriented electrical steel sheet that has been prevented.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the N content in steel and the number of repeated bendings for materials with different sol.Al contents.
FIG. 2 is a drawing-substituting photograph showing an SEM image of coarse precipitates in steel.
FIG. 3 is a diagram showing the relationship between the maximum diameter of precipitates in steel and the number of repeated bendings.
FIG. 4 is a diagram showing the relationship between N content in steel and iron loss in materials having different sol.Al contents.

Claims (6)

Si：2.0〜8.0 mass％、
Mn：3.0 mass％以下、
sol.Al：10〜100 ppm および
Ｎ：80 ppm以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなり、しかも個数比で、鋼板中のAlＮの95％以上が直径：１μm 以下で、かつ表面にフォルステライト(Mg₂SiO₄) を主体とする下地被膜（グラス被膜）を有しないことを特徴とする、Ｂ₈が1.82Ｔ以上の方向性電磁鋼板。Si: 2.0-8.0 mass%,
Mn: 3.0 mass% or less,
sol.Al: 10 to 100 ppm and N: 80 ppm or less, the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and more than 95% of AlN in the steel sheet has a diameter of 1 μm or less. A grain-oriented electrical steel sheet having a B ₈ of 1.82 T or more, characterized in that it does not have a base coating (glass coating) mainly composed of forsterite (Mg ₂ SiO ₄ ) on the surface. 請求項１において、鋼板が、さらに
Sbおよび／またはSn：0.005〜0.50mass％
を含有する組成になることを特徴とする、方向性電磁鋼板。In Claim 1, the steel plate further
Sb and / or Sn: 0.005-0.50 mass%
A grain-oriented electrical steel sheet having a composition containing 請求項１または２において、鋼板が、さらに
Ni：0.005〜1.50mass％、
Cu：0.01〜0.50mass％、
Ｐ：0.005〜0.50mass％および
Cr：0.01〜1.50mass％
のうちから選んだ一種または二種以上を含有する組成になることを特徴とする、方向性電磁鋼板。In Claim 1 or 2, a steel plate is further
Ni: 0.005-1.50 mass%,
Cu: 0.01-0.50mass%,
P: 0.005-0.50 mass% and
Cr: 0.01 ~ 1.50mass%
A grain-oriented electrical steel sheet having a composition containing one or more selected from among the above. Ｃ：0.08mass％以下、
Si：2.0〜8.0 mass％、
Mn：3.0 mass％以下、
sol.Al：10〜100 ppm および
Ｎ：50 ppm以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを、熱間圧延したのち、熱延板焼鈍を施し、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚とし、ついで再結晶焼鈍および仕上焼鈍を施したのち、平坦化焼鈍を施し、その後絶縁コーティングを施す一連の工程によって方向性電磁鋼板を製造するに際し、
熱延板焼鈍温度を800℃以上 925℃以下とし、
MgO を含有しない焼鈍分離剤を塗布するか、または焼鈍分離剤を塗布することなしに、最高到達温度 800℃以上 950℃以下の条件で仕上焼鈍を施す
ことを特徴とする、方向性電磁鋼板の製造方法。C: 0.08 mass% or less,
Si: 2.0-8.0 mass%,
Mn: 3.0 mass% or less,
sol.Al: 10 to 100 ppm and N: 50 ppm or less, the remainder is Fe and inevitable impurities composition, hot-rolled steel slab, hot-rolled sheet annealed, once or intermediate Cold rolled two or more times across the annealing to obtain the final thickness, followed by recrystallization annealing and finish annealing, followed by flattening annealing, and then applying the insulating coating to the grain-oriented electrical steel sheet In manufacturing,
The hot-rolled sheet annealing temperature is 800 ° C or higher and 925 ° C or lower,
A grain-oriented electrical steel sheet, characterized in that finish annealing is performed at a maximum temperature of 800 ° C to 950 ° C without applying an MgO-free annealing separator or without applying an annealing separator. Production method. 請求項４において、鋼スラブが、さらに
Sbおよび／またはSn：0.005〜0.50mass％
を含有する組成になることを特徴とする、方向性電磁鋼板の製造方法。The steel slab according to claim 4, further comprising:
Sb and / or Sn: 0.005-0.50 mass%
A method for producing a grain-oriented electrical steel sheet, characterized by comprising a composition comprising: 請求項４または５において、鋼スラブが、さらに
Ni：0.005〜1.50mass％、
Cu：0.01〜0.50mass％、
Ｐ：0.005〜0.50mass％および
Cr：0.01〜1.50mass％
のうちから選んだ一種または二種以上を含有する組成になることを特徴とする、方向性電磁鋼板の製造方法。The steel slab according to claim 4 or 5, further comprising:
Ni: 0.005-1.50 mass%,
Cu: 0.01-0.50mass%,
P: 0.005-0.50 mass% and
Cr: 0.01 ~ 1.50mass%
A method for producing a grain-oriented electrical steel sheet, comprising a composition containing one or more selected from among the above.

Images