JPWO2017145907A1 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
磁気特性の向上と安定化を達成する。最終冷間圧延前の焼鈍において、1000℃以上1120℃以下の温度域で200秒以下均熱し、その後、650℃以上1000℃以下の温度域で200秒以下均熱し、前記最終冷間圧延前の焼鈍後における析出物中のAl量を、鋼スラブに含まれる全Al量の50％以上とする、方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
Description
本発明は、方向性電磁鋼板の製造方法に関し、特に、高温でのスラブ加熱を行わずに、コイル内での磁気特性変動を抑制する方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
方向性電磁鋼板は、変圧器や発電機の鉄心材料として用いられる軟磁性材料で、鉄の磁化容易軸である<001>方位が鋼板の圧延方向に高度に揃った結晶組織を有するものである。このような集合組織は、方向性電磁鋼板の製造工程中、二次再結晶焼鈍の際にいわゆるゴス（Goss）方位と称される(110)[001]方位の結晶粒を優先的に巨大成長させる、二次再結晶を通じて形成される。
従来、このような方向性電磁鋼板の製造では、MnＳ，MnSe，AlＮなどの析出物（インヒビター成分）をスラブ段階で含有させ、1300℃を超える高温でのスラブ加熱によってこれらのインヒビター成分を一旦固溶させ、後工程で微細析出させることにより二次再結晶を発現させるという工程が採用されてきた。
しかしながら、従来の方向性電磁鋼板の製造工程では、1300℃を超える高温でのスラブ加熱が必要であったため、その製造コストは極めて高いものとならざるを得ず、近年の製造コスト低減の要求に応えることができないというところに問題を残していた。
こうした問題を解決するために、例えば、特許文献１では、酸可溶性Al（sol.Al）を0.010〜0.060％含有させ、スラブ加熱を低温に抑え脱炭焼鈍工程で適正な窒化雰囲気下で窒化を行なうことにより、二次再結晶時に（Al,Si）Ｎを析出させインヒビターとして用いる方法が提案されている。
特許文献１では、（Al,Si）Ｎが鋼中に微細分散して有効なインヒビターとして機能し、窒化処理後の鋼板では、窒化珪素を主体とした析出物(Si3Ｎ4もしくは(Si,Mn)Ｎ)が表層のみに形成される。そして、引き続いて行われる二次再結晶焼鈍において、窒化珪素を主体とした析出物は、より熱力学的に安定したAl含有窒化物（（Al,Si）Ｎ、あるいはAlＮ）に変化する。この際、非特許文献１によれば、表層近傍に存在したSi3Ｎ4は、二次再結晶焼鈍の昇温中に固溶する一方、窒素は鋼中へ拡散し、900℃を超える温度になると板厚方向にほぼ均一なAl含有窒化物として析出し、全板厚で粒成長抑制力（インヒビション効果）を得ることができるとされている。なお、この手法は、高温でのスラブ加熱を用いた析出物の分散制御に比べて、比較的容易に板厚方向に同じ析出物量と析出物粒径を得ることができるという利点を有している。
一方、最初からスラブにインヒビター成分を含有させずに二次再結晶を発現させる技術について検討が進められている。例えば、特許文献２では、インヒビター成分を含有させなくとも二次再結晶出来る技術（インヒビターレス法）が示されている。
インヒビターレス法は、より高純度化した鋼を利用し、テクスチャー（集合組織の制御）によって二次再結晶を発現させる技術である。また、インヒビターレス法は、高温のスラブ加熱が不要であって、窒化などの特殊な工程を経ることなく製造が可能であるため、より低コストでの方向性電磁鋼板の製造が可能である。
Y. Ushigami et al. "Precipitation Behaviors of Injected Nitride Inhibitors during Secondary Recrystallization Annealing in Grain Oriented Silicon Steel" Materials Science Forum Vols. 204-206 (1996) pp. 593-598
ところが、インヒビターレス法では、Ｓ，Ｎなどの微量不純物量の変動や熱間圧延温度、熱延板焼鈍温度、一次再結晶焼鈍温度などの条件変動によって、鋼板の磁気特性が大きく変動するという問題点があった。このような磁気特性の変動は、主としてインヒビター成分が微量に残留することに起因する。しかしながら、微量インヒビター成分を完全に除去することは、現実的には技術的、経済的な問題があり、実質上不可能であった。また、これらの微量インヒビター成分は熱間圧延中に析出するものの、コイル圧延では幅方向、長手方向の温度変動が不可避的に生じることから、コイル内における磁気特性のばらつきも不可避的に生じていた。
本発明は、上記の課題に鑑み、高温スラブ加熱を必要とせず、低コストかつ高生産性を有し、かつ、鋼板の鉄損変動を抑制する方向性電磁鋼板の方法を提供することを目的とする。
発明者らは、上記の課題を解決すべく、鋭意研究を進めた。
その結果、鋼スラブ成分において、Ｓおよび／またはSeを合計で0.0015％超0.010％以下を含有し、最終冷間圧延前の焼鈍において、1000℃以上1120℃以下の温度域（１段目の均熱温度）で200秒以下均熱し、その後、650℃以上1000℃以下の温度域（2段目の均熱温度）で200秒以下均熱し、前記最終冷間圧延前の焼鈍後における析出物中のAl量を、鋼スラブに含まれる全Al量（全体のAl量）の50％以上とすることで、1300℃以下の低温域のスラブ加熱であっても磁気特性が安定的に向上することを新規に知見するに至った。
その結果、鋼スラブ成分において、Ｓおよび／またはSeを合計で0.0015％超0.010％以下を含有し、最終冷間圧延前の焼鈍において、1000℃以上1120℃以下の温度域（１段目の均熱温度）で200秒以下均熱し、その後、650℃以上1000℃以下の温度域（2段目の均熱温度）で200秒以下均熱し、前記最終冷間圧延前の焼鈍後における析出物中のAl量を、鋼スラブに含まれる全Al量（全体のAl量）の50％以上とすることで、1300℃以下の低温域のスラブ加熱であっても磁気特性が安定的に向上することを新規に知見するに至った。
以下、本発明を導くに至った実験結果について説明する。
（実験）
Ｃ：0.03質量％、Si：3.2質量％、Mn：0.08質量％、Ｐ：0.05質量％、Cu：0.10質量％、Sb：0.03質量％、sol.Al：60質量ppm、Ｎ：40質量ppm、Ｓ：5質量ppm、Se:1質量ppm、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼Ａのスラブ、およびＣ:0.03質量％、Si：3.2質量％、Mn：0.08質量％、Ｐ：0.05質量％、Cu：0.10質量％、Sb：0.03質量％、sol.Al：60質量ppm、Ｎ：40質量ppm、Ｓ：75質量ppm、Se:1質量ppm、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼Ｂのスラブを1220℃に加熱後、熱間圧延して、板厚：2.5mmの熱延板とした後、図１に示されるパターンにて熱延板焼鈍を施した。熱延板焼鈍後析出物を抽出し、析出物中のAl量の分析を行った。析出Al量の分析は、千野ら「鉄と鋼」、日本鉄鋼協会、1988年12月、第74巻、p.2041-2046に開示される方法にて行った。熱延板焼鈍後に、冷間圧延で0.22mmに仕上げた。
（実験）
Ｃ：0.03質量％、Si：3.2質量％、Mn：0.08質量％、Ｐ：0.05質量％、Cu：0.10質量％、Sb：0.03質量％、sol.Al：60質量ppm、Ｎ：40質量ppm、Ｓ：5質量ppm、Se:1質量ppm、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼Ａのスラブ、およびＣ:0.03質量％、Si：3.2質量％、Mn：0.08質量％、Ｐ：0.05質量％、Cu：0.10質量％、Sb：0.03質量％、sol.Al：60質量ppm、Ｎ：40質量ppm、Ｓ：75質量ppm、Se:1質量ppm、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼Ｂのスラブを1220℃に加熱後、熱間圧延して、板厚：2.5mmの熱延板とした後、図１に示されるパターンにて熱延板焼鈍を施した。熱延板焼鈍後析出物を抽出し、析出物中のAl量の分析を行った。析出Al量の分析は、千野ら「鉄と鋼」、日本鉄鋼協会、1988年12月、第74巻、p.2041-2046に開示される方法にて行った。熱延板焼鈍後に、冷間圧延で0.22mmに仕上げた。
冷間圧延後、850℃で120秒間均熱する脱炭をかねる一次再結晶焼鈍を、水素分圧55％、窒素分圧45％および露点55℃の雰囲気で行った。その後、MgＯを主剤とする焼鈍分離剤を、一次再結晶板に両面あたり15g/m2で塗布して乾燥した。その後、窒素雰囲気中で800℃までを15℃/ｈで昇温し、800〜870℃間の昇温速度を5℃/ｈとし、870℃で50時間保定した後、水素雰囲気に切り替えて、1180℃で10時間保定する条件で、二次再結晶焼鈍を施した。最終仕上焼鈍後、50％のコロイダルシリカとリン酸マグネシウムからなる薬剤を塗布乾燥し、窒素と水素の混合雰囲気にて、850℃で20秒の平坦化焼鈍を行い、形状矯正した。鋼Ａおよび鋼Ｂについて、熱延板焼鈍の２段目の均熱温度（図１のT℃）と平坦化焼鈍後における磁束密度(Ｂ8)との関係を示したグラフを図２に示す。図２によると、ＳとSeを合計で6ppm含有する鋼Ａと比較して、ＳとSeを合計で76ppm含有する鋼Ｂでは、２段目の均熱温度650〜1000℃の範囲、特に700〜900℃の範囲で高い磁束密度が得られている。
図３に上記鋼Ｂについて、熱延板焼鈍の２段目の均熱温度と析出物中のAl量の全体のAl量に対する割合を示す。全体のAl量とは、鋼スラブに含まれる全Al量を指す。図３によると、２段目の均熱温度650〜1000℃の範囲で析出Al量が増加し、特に700〜900℃の範囲でほぼ全量が析出していることが分かる。図４に析出物中のAl量の全体のAl量に対する割合と平坦化焼鈍後の磁束密度の関係を示す。析出物中のAl量が高いほど磁束密度は向上し、析出Al量の範囲が全体のAl量の50％以上、特に90％以上である場合に、良好な磁束密度の値が得られている。
ここで、上記鋼ＢのようにＳとSeの合計量を76ppmに高めた素材を用いて、最終冷延前焼鈍を２段均熱するパターンで行い、２段目の均熱温度が650〜1000℃の範囲で析出Al量が増加して、磁束密度が向上した理由については必ずしも明らかでないが、本発明者らは次のように考えている。まず、２段目の均熱処理により不純物としてのAlを析出させることで、粒成長の抑制力が一定に保たれて、二次再結晶の発現が安定化する。さらに、添加したＳは、MnＳあるいはCu2Ｓといった析出物を形成することに加えて、固溶Ｓ分による粒界偏析効果が発揮される。そして、２段目の均熱処理中に、固溶Ｓによる粒界偏析効果が高まることで、磁束密度が向上したものと推定される。Ｓ量が低い場合には、２段目の均熱中に、析出Al量の増加により二次再結晶の発現は安定化するものの、固溶Ｓ分による粒界偏析効果が発揮されないため、磁束密度向上が不十分となったものと考えられる。すなわちＳを微量添加した素材に、最終冷延前焼鈍を２段均熱するパターンで実施することで、粒成長抑制力を一定に保ち、Ｓの粒界偏析効果を最大限に発揮することで磁束密度が向上するものと考えている。SeもＳと同様に、MnSeあるいはCu2Seといった析出物を形成すると同時に、固溶Seとして粒界偏析効果を発揮し、磁束密度を向上させる。
本技術は、繊細(Subtle)抑制力(Inhibition)制御（Control）（SIC法）と呼ぶべき方法である。このSIC法は、低温スラブ加熱とコイル内での鉄損変動の抑制を同時に達成することのできる、従来のインヒビターを使用する技術やインヒビターレス技術よりも優れた方法である。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。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：0.002％以上0.08％以下、
Si：2.0％以上8.0％以下、
Mn：0.02％以上1.00％以下、
Ｓおよび／またはSeを合計で0.0015％超0.010％以下
を含有し、Ｎを60質量ppm未満、酸可溶性Alを100質量ppm未満に抑制し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを1300℃以下で加熱し、
該鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とし、
該熱延鋼板に、熱延板焼鈍を施しまたは施すことなく、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冷延鋼板とし、
該冷延鋼板に一次再結晶焼鈍を施し、
該一次再結晶焼鈍後の冷延鋼板の表面に焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法であって、
前記中間焼鈍を施さない場合には、前記熱延板焼鈍において、1000℃以上1120℃以下の温度域で200秒以下均熱し、その後、650℃以上1000℃以下の温度域で200秒以下均熱し、前記中間焼鈍を施す場合には、最後の中間焼鈍において、1000℃以上1120℃以下の温度域で200秒以下均熱し、その後、650℃以上1000℃以下の温度域で200秒以下均熱し、
前記中間焼鈍を施さない場合には、熱延板焼鈍後における析出物中のAl量を、前記鋼スラブに含まれる全Al量の50％以上とし、前記中間焼鈍を施す場合には、最後の中間焼鈍後における析出物中のAl量を、前記鋼スラブに含まれる全Al量の50％以上とする、方向性電磁鋼板の製造方法。
Ｃ：0.002％以上0.08％以下、
Si：2.0％以上8.0％以下、
Mn：0.02％以上1.00％以下、
Ｓおよび／またはSeを合計で0.0015％超0.010％以下
を含有し、Ｎを60質量ppm未満、酸可溶性Alを100質量ppm未満に抑制し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを1300℃以下で加熱し、
該鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とし、
該熱延鋼板に、熱延板焼鈍を施しまたは施すことなく、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冷延鋼板とし、
該冷延鋼板に一次再結晶焼鈍を施し、
該一次再結晶焼鈍後の冷延鋼板の表面に焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法であって、
前記中間焼鈍を施さない場合には、前記熱延板焼鈍において、1000℃以上1120℃以下の温度域で200秒以下均熱し、その後、650℃以上1000℃以下の温度域で200秒以下均熱し、前記中間焼鈍を施す場合には、最後の中間焼鈍において、1000℃以上1120℃以下の温度域で200秒以下均熱し、その後、650℃以上1000℃以下の温度域で200秒以下均熱し、
前記中間焼鈍を施さない場合には、熱延板焼鈍後における析出物中のAl量を、前記鋼スラブに含まれる全Al量の50％以上とし、前記中間焼鈍を施す場合には、最後の中間焼鈍後における析出物中のAl量を、前記鋼スラブに含まれる全Al量の50％以上とする、方向性電磁鋼板の製造方法。
２．前記成分組成は、さらに、
質量％で、
Sn:0.001％以上0.20％以下、
Sb:0.001％以上0.20％以下、
Ni：0.001％以上1.50％以下、
Cu：0.001％以上1.50％以下、
Cr：0.001％以上0.50％以下、
Ｐ：0.001％以上0.50％以下、
Mo：0.001％以上0.50％以下、
Ti：0.001％以上0.10％以下、
Nb：0.001％以上0.10％以下、
Ｖ：0.001％以上0.10％以下、
Ｂ：0.0002％以上0.0025％以下、
Bi：0.001％以上0.10％以下、
Te：0.001％以上0.10％以下および
Ta：0.001％以上0.10％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、上記１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
質量％で、
Sn:0.001％以上0.20％以下、
Sb:0.001％以上0.20％以下、
Ni：0.001％以上1.50％以下、
Cu：0.001％以上1.50％以下、
Cr：0.001％以上0.50％以下、
Ｐ：0.001％以上0.50％以下、
Mo：0.001％以上0.50％以下、
Ti：0.001％以上0.10％以下、
Nb：0.001％以上0.10％以下、
Ｖ：0.001％以上0.10％以下、
Ｂ：0.0002％以上0.0025％以下、
Bi：0.001％以上0.10％以下、
Te：0.001％以上0.10％以下および
Ta：0.001％以上0.10％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、上記１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
３．前記冷延鋼板に窒化処理を施す、上記１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
４．前記焼鈍分離剤に、硫化物、硫酸塩、セレン化物およびセレン酸塩の１種または２種以上を添加する、上記１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
本発明によれば、微量析出物と粒界偏析元素を併用した、繊細(Subtle)抑制力(Inhibition)制御（Control）（SIC法）法により、高温スラブ加熱を必要とせず、低コストかつ高生産性を有し、かつ、鋼板の鉄損変動を抑制することができる。
以下、本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。まず、鋼の成分組成の限定理由について述べる。なお、本明細書において、各成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味し、「ppm」は、特に断らない限り「質量ppm」を意味する。
Ｃ：0.002％以上0.08％以下
Ｃは、一次再結晶集合組織を改善する上で有用な元素であるが、含有量が0.08％を超えるとかえって一次再結晶集合組織の劣化を招くため、本発明では0.08％以下に限定した。磁気特性の観点から、望ましい添加量は、0.002％以上0.06％以下の範囲である。
Ｃは、一次再結晶集合組織を改善する上で有用な元素であるが、含有量が0.08％を超えるとかえって一次再結晶集合組織の劣化を招くため、本発明では0.08％以下に限定した。磁気特性の観点から、望ましい添加量は、0.002％以上0.06％以下の範囲である。
Si：2.0％以上8.0％以下
Siは、電気抵抗を高めることによって鉄損を改善する有用元素であるが、含有量が8.0％を超えると二次加工性が著しく劣化するので、Siは8.0％以下に限定した。鉄損の観点から、添加量は2.0％以上8.0％以下の範囲とする。
Siは、電気抵抗を高めることによって鉄損を改善する有用元素であるが、含有量が8.0％を超えると二次加工性が著しく劣化するので、Siは8.0％以下に限定した。鉄損の観点から、添加量は2.0％以上8.0％以下の範囲とする。
Mn：0.02％以上1.00％以下
Mnは、製造時における熱間加工性を向上させる効果があるが、含有量が1.00％を超えた場合には、一次再結晶集合組織が悪化して磁気特性の劣化を招くため、Mnは1.00％以下に限定した。磁気特性の観点から、添加量は0.02％以上1.00％以下の範囲とする。
Mnは、製造時における熱間加工性を向上させる効果があるが、含有量が1.00％を超えた場合には、一次再結晶集合組織が悪化して磁気特性の劣化を招くため、Mnは1.00％以下に限定した。磁気特性の観点から、添加量は0.02％以上1.00％以下の範囲とする。
Ｎ：60ppm未満
Ｎは、過剰に存在すると、二次再結晶を困難にする。特に、Ｎ量が60ppm以上になると、二次再結晶が生じ難くなり、磁気特性が劣化する。そのため、Ｎは60ppm未満に抑制するものとした。
Ｎは、過剰に存在すると、二次再結晶を困難にする。特に、Ｎ量が60ppm以上になると、二次再結晶が生じ難くなり、磁気特性が劣化する。そのため、Ｎは60ppm未満に抑制するものとした。
酸可溶性Al（sol.Al）：100ppm未満
Alもまた、過剰に存在すると二次再結晶を困難とする。特に、sol.Al量が100ppm以上になると、低温スラブ加熱の条件では二次再結晶し難くなり、磁気特性が劣化する。そのため、Alはsol.Al量で100ppm未満に抑制するものとした。
Alもまた、過剰に存在すると二次再結晶を困難とする。特に、sol.Al量が100ppm以上になると、低温スラブ加熱の条件では二次再結晶し難くなり、磁気特性が劣化する。そのため、Alはsol.Al量で100ppm未満に抑制するものとした。
Ｓおよび／またはSe：合計で0.0015％超0.010％以下
本発明においては、Ｓおよび／またはSeが合計で0.0015％超0.010％以下含有することが最も肝要である。SeおよびＳは、Mn化合物やCu化合物のような析出物を形成すると同時に、固溶Seおよび固溶Ｓとして粒成長を抑制し、磁気特性安定化効果を発揮する。
Ｓおよび／またはSeが合計で0.0015％以下であると、固溶Ｓおよび／またはSe量が不足して磁気特性が不安定になり、0.010％を超えると熱間圧延前のスラブ加熱における析出物の固溶が不十分になり、磁気特性が不安定となる。したがって、Ｓおよび／またはSeは、合計で0.0015％超0.010％以下の範囲とする。
本発明においては、Ｓおよび／またはSeが合計で0.0015％超0.010％以下含有することが最も肝要である。SeおよびＳは、Mn化合物やCu化合物のような析出物を形成すると同時に、固溶Seおよび固溶Ｓとして粒成長を抑制し、磁気特性安定化効果を発揮する。
Ｓおよび／またはSeが合計で0.0015％以下であると、固溶Ｓおよび／またはSe量が不足して磁気特性が不安定になり、0.010％を超えると熱間圧延前のスラブ加熱における析出物の固溶が不十分になり、磁気特性が不安定となる。したがって、Ｓおよび／またはSeは、合計で0.0015％超0.010％以下の範囲とする。
以上、本発明の基本成分について説明した。上記成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、その他にも必要に応じて、工業的により安定して磁気特性を改善する成分として、以下の元素を適宜含有させることができる。
Sn：0.001％以上0.20％以下
Snは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性、特に鉄損を効果的に向上させる働きがあり、そのためには0.001％以上含有させることが好ましい。しかし、0.20％を超えると冷間圧延性の劣化を招く。このため、Snは0.001％以上0.20％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Snは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性、特に鉄損を効果的に向上させる働きがあり、そのためには0.001％以上含有させることが好ましい。しかし、0.20％を超えると冷間圧延性の劣化を招く。このため、Snは0.001％以上0.20％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Sb：0.001％以上0.20％以下
Sbは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を効果的に向上させる有用な元素であり、その目的のためには0.001％以上含有させることが好ましい。しかし、0.20％を超えると冷間圧延性の低下を招く。このため、Sbは0.001％以上0.20％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Sbは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を効果的に向上させる有用な元素であり、その目的のためには0.001％以上含有させることが好ましい。しかし、0.20％を超えると冷間圧延性の低下を招く。このため、Sbは0.001％以上0.20％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Ni：0.001％以上1.50％以下
Niは、熱延板組織の均一性を高めることにより、磁気特性を改善する働きがあり、そのためには0.001％以上含有させることが好ましい。しかし、含有量が 1.50％を超えると二次再結晶が困難となり、磁気特性の低下を招く。このため、Niは0.001％以上1.50％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Niは、熱延板組織の均一性を高めることにより、磁気特性を改善する働きがあり、そのためには0.001％以上含有させることが好ましい。しかし、含有量が 1.50％を超えると二次再結晶が困難となり、磁気特性の低下を招く。このため、Niは0.001％以上1.50％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Cu：0.001％以上1.50％以下
Cuは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を効果的に向上させる働きがあり、そのためには0.001％以上含有させることが好ましい。しかし、含有量がCuが1.50％を超えると、熱間圧延性の低下を招く。このため、Cuは0.001％以上1.50％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Cuは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を効果的に向上させる働きがあり、そのためには0.001％以上含有させることが好ましい。しかし、含有量がCuが1.50％を超えると、熱間圧延性の低下を招く。このため、Cuは0.001％以上1.50％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Cr：0.001％以上0.50％以下
Crは、フォルステライト下地被膜の形成を安定化させる働きがあり、そのためには0.001％以上含有させることが好ましい。しかし、含有量が0.50％を超えると二次再結晶が困難となり、磁気特性が劣化する。このため、Crは0.001％以上0.50％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Crは、フォルステライト下地被膜の形成を安定化させる働きがあり、そのためには0.001％以上含有させることが好ましい。しかし、含有量が0.50％を超えると二次再結晶が困難となり、磁気特性が劣化する。このため、Crは0.001％以上0.50％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Ｐ：0.001％以上0.50％以下
Ｐは、一次再結晶集合組織を改善し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を効果的に向上させる有用元素であり、その目的のためには0.001％以上含有させることが好ましい。しかし、含有量が0.50％を超えると冷間圧延性の低下を招く。このため、Ｐは0.001％以上0.50％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Ｐは、一次再結晶集合組織を改善し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を効果的に向上させる有用元素であり、その目的のためには0.001％以上含有させることが好ましい。しかし、含有量が0.50％を超えると冷間圧延性の低下を招く。このため、Ｐは0.001％以上0.50％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Mo：0.001％以上0.50％以下
Moは、高温酸化を抑制し、へゲと呼ばれる表面欠陥の発生を減少させる働きがあり、そのためには0.001％以上含有させることが好ましい。しかし、含有量が0.50％を超えると冷間圧延性の低下を招く。このため、Moは0.001％以上0.50％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Moは、高温酸化を抑制し、へゲと呼ばれる表面欠陥の発生を減少させる働きがあり、そのためには0.001％以上含有させることが好ましい。しかし、含有量が0.50％を超えると冷間圧延性の低下を招く。このため、Moは0.001％以上0.50％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Ti：0.001％以上0.10％以下
Tiは一次再結晶粒の成長を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を向上させる有用元素であり、そのためには0.001％以上含有することが望ましい。しかし、含有量が0.10％を超えると地鉄中に残留して鉄損の増加を招く。このため、Tiは0.001％以上0.10％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Tiは一次再結晶粒の成長を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を向上させる有用元素であり、そのためには0.001％以上含有することが望ましい。しかし、含有量が0.10％を超えると地鉄中に残留して鉄損の増加を招く。このため、Tiは0.001％以上0.10％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Nb：0.001％以上0.10％以下
Nbは一次再結晶粒の成長を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を向上させる有用元素であり、そのためには0.001％以上含有することが望ましい。しかし、含有量が0.10％を超えると地鉄中に残留して鉄損の増加を招く。このため、Nbは0.001％以上0.10％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Nbは一次再結晶粒の成長を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を向上させる有用元素であり、そのためには0.001％以上含有することが望ましい。しかし、含有量が0.10％を超えると地鉄中に残留して鉄損の増加を招く。このため、Nbは0.001％以上0.10％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Ｖ：0.001％以上0.10％以下
Ｖは一次再結晶粒の成長を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を向上させる有用元素であり、そのためには0.001％以上含有することが望ましい。しかし、含有量が0.10％を超えると地鉄中に残留して鉄損の増加を招く。このため、Ｖは0.001％以上0.10％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Ｖは一次再結晶粒の成長を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を向上させる有用元素であり、そのためには0.001％以上含有することが望ましい。しかし、含有量が0.10％を超えると地鉄中に残留して鉄損の増加を招く。このため、Ｖは0.001％以上0.10％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Ｂ：0.0002％以上0.0025％以下
Ｂは一次再結晶粒の成長を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を向上させる有用元素であり、そのためには0.0002％以上含有することが望ましい。しかし、含有量が0.0025％を超えると地鉄中に残留して鉄損の増加を招く。このため、Ｂは0.0002％以上0.0025％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Ｂは一次再結晶粒の成長を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を向上させる有用元素であり、そのためには0.0002％以上含有することが望ましい。しかし、含有量が0.0025％を超えると地鉄中に残留して鉄損の増加を招く。このため、Ｂは0.0002％以上0.0025％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Bi：0.001％以上0.10％以下
Biは粒界に偏析して、一次再結晶粒の成長を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を向上させる有用元素であり、そのためには0.001％以上含有することが望ましい。しかし、含有量が0.10％を超えると地鉄中に残留して鉄損の増加を招く。このため、Biは0.001％以上0.10％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Biは粒界に偏析して、一次再結晶粒の成長を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を向上させる有用元素であり、そのためには0.001％以上含有することが望ましい。しかし、含有量が0.10％を超えると地鉄中に残留して鉄損の増加を招く。このため、Biは0.001％以上0.10％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Te：0.001％以上0.10％以下
Teは粒界に偏析して、一次再結晶粒の成長を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を向上させる有用元素であり、そのためには0.001％以上含有することが望ましい。しかし、含有量が0.10％を超えると地鉄中に残留して鉄損の増加を招く。このため、Teは0.001％以上0.10％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Teは粒界に偏析して、一次再結晶粒の成長を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を向上させる有用元素であり、そのためには0.001％以上含有することが望ましい。しかし、含有量が0.10％を超えると地鉄中に残留して鉄損の増加を招く。このため、Teは0.001％以上0.10％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Ta：0.001％以上0.10％以下
Taは一次再結晶粒の成長を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を向上させる有用元素であり、そのためには0.001％以上含有することが望ましい。しかし、含有量が0.10％を超えると地鉄中に残留して鉄損の増加を招く。このため、Taは0.001％以上0.10％以下の範囲で含有させることが望ましい。
Taは一次再結晶粒の成長を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を向上させる有用元素であり、そのためには0.001％以上含有することが望ましい。しかし、含有量が0.10％を超えると地鉄中に残留して鉄損の増加を招く。このため、Taは0.001％以上0.10％以下の範囲で含有させることが望ましい。
次に、本発明に係る方向性電磁鋼板の製造条件について説明する。
［加熱］
上記の成分組成に調整した鋼スラブを、1300℃以下で加熱する。加熱温度を1300℃以下に抑えることが、熱間圧延時に生成するスケール量を低減する上で特に有効なためある。また、加熱温度を1300℃以下に抑えることにより、結晶組織の微細化および均一な整粒一次再結晶組織を実現することができる。
［加熱］
上記の成分組成に調整した鋼スラブを、1300℃以下で加熱する。加熱温度を1300℃以下に抑えることが、熱間圧延時に生成するスケール量を低減する上で特に有効なためある。また、加熱温度を1300℃以下に抑えることにより、結晶組織の微細化および均一な整粒一次再結晶組織を実現することができる。
［熱間圧延］
上記加熱後に、熱間圧延を行う。熱間圧延温度は、開始温度を1100℃以上、終了温度を800℃以上とすることが、結晶組織の微細化のため望ましい。ただし、終了温度は、結晶組織の均一化のため、1000℃以下とすることが望ましい。
上記加熱後に、熱間圧延を行う。熱間圧延温度は、開始温度を1100℃以上、終了温度を800℃以上とすることが、結晶組織の微細化のため望ましい。ただし、終了温度は、結晶組織の均一化のため、1000℃以下とすることが望ましい。
［最終冷間圧延前の焼鈍］
次に、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。その後に中間焼鈍を行わない場合には、当該熱延板焼鈍が最終冷間圧延前の焼鈍となる。
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して冷延板とする。熱延板焼鈍を行わない場合には必ず中間焼鈍を行うこととし、この中間焼鈍を最終冷間圧延前の焼鈍とする。
次に、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。その後に中間焼鈍を行わない場合には、当該熱延板焼鈍が最終冷間圧延前の焼鈍となる。
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して冷延板とする。熱延板焼鈍を行わない場合には必ず中間焼鈍を行うこととし、この中間焼鈍を最終冷間圧延前の焼鈍とする。
ゴス組織を製品板において高度に発達させるために、最終冷間圧延前の焼鈍は、1000℃以上1120℃以下の温度域での１段目の均熱処理と、１段目よりも低い650℃以上1000℃以下の温度域での２段目の均熱処理とからなる、２段のヒートパターンにより行われる。ここでの１段目および２段目の均熱処理は温度が一定である必要はなく、上記の各温度区間に所定時間滞留していればよい。
１段目の均熱温度は1000℃未満であると再結晶が不十分で磁気特性が劣化し、1120℃を超えると冷延前粒径が粗大化しすぎて磁気特性が劣化する。そのため、１段目の均熱温度は1000℃以上1120℃以下とする。均熱時間は200秒を超えると硫化物の粗大化が進行し、抑制力が低下して磁気特性が劣化する。そのため、１段目の均熱時間は200秒以下とする。
２段目の均熱温度が650℃未満であると、最終冷間圧延前の焼鈍後の析出Al量が低下し、固溶Ｓおよび／またはSeの粒界偏析量が低下するため、磁気特性が低下する。２段目の均熱温度が1000℃を超えると、上記焼鈍後の析出Al量が低下して二次再結晶が不安定となり、磁気特性が低下する。そのため、２段目の均熱温度は、650℃以上1000℃以下の範囲とする。２段目の均熱時間が200秒を超えると、炭化物の粒界析出が進行し、固溶Ｃが減少して磁気特性が低下する。そのため、２段目の均熱時間は200秒以下とする。
上記冷間圧延では、圧延温度を100℃以上250℃以下に上昇させて圧延を行うことや、冷間圧延の途中で100℃以上250℃以下の範囲での時効処理を１回または複数回行うことは、ゴス組織を発達させる上で有効である。
［一次再結晶焼鈍］
得られた冷延板に一次再結晶焼鈍を施す。この一次再結晶焼鈍の目的は、圧延組織を有する冷間圧延板を一次再結晶させて、二次再結晶に最適な一次再結晶粒径に調整することである。そのためには、一次再結晶焼鈍の焼鈍温度は800℃以上950℃未満程度とすることが望ましい。この時の焼鈍雰囲気は、湿水素窒素あるいは湿水素アルゴン雰囲気とすることで、脱炭焼鈍を兼ねてもよい。
得られた冷延板に一次再結晶焼鈍を施す。この一次再結晶焼鈍の目的は、圧延組織を有する冷間圧延板を一次再結晶させて、二次再結晶に最適な一次再結晶粒径に調整することである。そのためには、一次再結晶焼鈍の焼鈍温度は800℃以上950℃未満程度とすることが望ましい。この時の焼鈍雰囲気は、湿水素窒素あるいは湿水素アルゴン雰囲気とすることで、脱炭焼鈍を兼ねてもよい。
また、一次再結晶焼鈍では、500℃以上700℃以下の温度域の平均昇温速度を50℃/s以上とすることが好ましい。上記の温度域が冷間圧延後の組織の回復に相当する温度域にあたるため、上記平均昇温速度で急速に昇温し、回復現象を抑制して再結晶させることで、Goss方位結晶粒の存在量が高められ、二次再結晶後の結晶粒径を低減し、これにより、鉄損特性が改善される。
［窒化処理］
一次再結晶焼鈍中、または焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布する前に、窒化処理をさらに行なうこととしてもよい。窒化処理を行なうことで、二次再結晶を安定化させることができる。
一次再結晶焼鈍中、または焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布する前に、窒化処理をさらに行なうこととしてもよい。窒化処理を行なうことで、二次再結晶を安定化させることができる。
窒化処理方法については、特に限定されず、例えば、コイル形態のままＮＨ３雰囲気やガスを用いてガス窒化を行ってもよいし、走行するストリップに対して連続的なガス窒化を行ってもよい。また、ガス窒化に比べて窒化能の高い塩浴窒化を利用することも可能である。ここで、塩浴窒化を利用する場合の塩浴としては、シアン酸塩を主成分とする塩浴が好適である。なお、窒化温度および窒化時間については、ガス窒化の場合には500℃以上1000℃以下で20〜600秒程度、塩浴窒化の場合には300℃以上600℃以下で20〜600秒程度とすることが好適である。
［焼鈍分離剤の塗布］
一次再結晶焼鈍後であって二次再結晶焼鈍前の鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布する。
焼鈍分離剤中に硫化物、硫酸塩、セレン化物およびセレン酸塩のうちから選択される１種または２種以上を添加した場合、700℃程度で分解し、粒成長抑制力を高めることが可能となるため、磁気特性を向上させることができる。比較的少量でもこの効果は得られるが、MgＯ：100質量部に対して、1質量部未満では効果が小さい。一方、30質量部を超えて添加した場合には、酸化性が高くなりすぎ、フォルステライト被膜が過剰に厚くなるため、形成されたフォルステライト被膜の曲げ剥離特性が低下する。このため、焼鈍分離剤中に添加される硫化物、硫酸塩、セレン化物およびセレン酸塩のうちから選択される１種または２種以上のものは、MgＯ：100質量部に対して、1質量部以上30質量部以下であることが好ましい。
一次再結晶焼鈍後であって二次再結晶焼鈍前の鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布する。
焼鈍分離剤中に硫化物、硫酸塩、セレン化物およびセレン酸塩のうちから選択される１種または２種以上を添加した場合、700℃程度で分解し、粒成長抑制力を高めることが可能となるため、磁気特性を向上させることができる。比較的少量でもこの効果は得られるが、MgＯ：100質量部に対して、1質量部未満では効果が小さい。一方、30質量部を超えて添加した場合には、酸化性が高くなりすぎ、フォルステライト被膜が過剰に厚くなるため、形成されたフォルステライト被膜の曲げ剥離特性が低下する。このため、焼鈍分離剤中に添加される硫化物、硫酸塩、セレン化物およびセレン酸塩のうちから選択される１種または２種以上のものは、MgＯ：100質量部に対して、1質量部以上30質量部以下であることが好ましい。
［二次再結晶焼鈍］
その後、純化焼鈍を兼ねた二次再結晶焼鈍を行う。
二次再結晶焼鈍における純化温度は1180℃を超える温度とし、純化の際のガス雰囲気をＨ2ガス雰囲気、具体的には、Ｈ2を10体積％以上とすることで、極微量でも磁気特性に有害に働くＣやＮ、さらにはAl、ＳおよびSeといった成分の徹底した純化が可能となる。なお、純化時間は特に制限されるものではないが、通常、2〜20時間程度である。
その後、純化焼鈍を兼ねた二次再結晶焼鈍を行う。
二次再結晶焼鈍における純化温度は1180℃を超える温度とし、純化の際のガス雰囲気をＨ2ガス雰囲気、具体的には、Ｈ2を10体積％以上とすることで、極微量でも磁気特性に有害に働くＣやＮ、さらにはAl、ＳおよびSeといった成分の徹底した純化が可能となる。なお、純化時間は特に制限されるものではないが、通常、2〜20時間程度である。
［絶縁コーティング］
上記の二次再結晶焼鈍後、鋼板表面に、さらに絶縁コーティングを塗布し、焼き付けて絶縁被膜を形成させることとしてもよい。かかる絶縁被膜の種類については、特に限定されず、従来公知のあらゆる絶縁被膜が適合する。例えば、リン酸塩−クロム酸塩−コロイダルシリカを含有する塗布液を鋼板に塗布し、800℃程度で焼き付ける方法が好適である。
上記の二次再結晶焼鈍後、鋼板表面に、さらに絶縁コーティングを塗布し、焼き付けて絶縁被膜を形成させることとしてもよい。かかる絶縁被膜の種類については、特に限定されず、従来公知のあらゆる絶縁被膜が適合する。例えば、リン酸塩−クロム酸塩−コロイダルシリカを含有する塗布液を鋼板に塗布し、800℃程度で焼き付ける方法が好適である。
［平坦化焼鈍］
その後、平坦化焼鈍により、鋼板の形状を整えることとしてもよく、さらにこの平坦化焼鈍を絶縁被膜の焼き付け処理と兼用させることもできる。平坦化焼鈍の焼鈍温度は800〜900℃が好ましく、焼鈍時間は10秒以上120秒以下が好ましい。
その他の製造条件は、方向性電磁鋼板の一般的な製造方法に従えばよい。
その後、平坦化焼鈍により、鋼板の形状を整えることとしてもよく、さらにこの平坦化焼鈍を絶縁被膜の焼き付け処理と兼用させることもできる。平坦化焼鈍の焼鈍温度は800〜900℃が好ましく、焼鈍時間は10秒以上120秒以下が好ましい。
その他の製造条件は、方向性電磁鋼板の一般的な製造方法に従えばよい。
（実施例１）
Ｃ:0.03％、Si：3.4％、Mn：0.10％、Cu:0.06％、Sb:0.06％、Ｐ:0.06％、Mo:0.06％、sol.Al：60ppm、Ｎ：45ppm、Ｓ:50ppm、Se:1ppm、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1250℃に加熱した後、熱間圧延して、板厚：2.4mmの熱延板とした後、表1に示される条件で熱延板焼鈍を施した。熱延板焼鈍後に析出物中のAl量を測定した。
Ｃ:0.03％、Si：3.4％、Mn：0.10％、Cu:0.06％、Sb:0.06％、Ｐ:0.06％、Mo:0.06％、sol.Al：60ppm、Ｎ：45ppm、Ｓ:50ppm、Se:1ppm、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1250℃に加熱した後、熱間圧延して、板厚：2.4mmの熱延板とした後、表1に示される条件で熱延板焼鈍を施した。熱延板焼鈍後に析出物中のAl量を測定した。
その後、200℃での冷間圧延により、板厚：0.23mmとした後、500〜700℃間の昇温速度を150℃/sとして、850℃で120秒間、雰囲気Ｈ2：55％，Ｎ２：45％、露点55℃での脱炭をかねる一次再結晶焼鈍を施した。
一次再結晶焼鈍後、MgＯを主剤とする焼鈍分離剤を、一次再結晶板に両面あたり12.5g/m2塗布して乾燥した後、昇温速度：15℃/hで800℃まで、800℃から850℃までを2.0℃/ｈで昇温した後、850℃で50時間保定し、1160℃まで5.0℃/ｈで昇温し、5時間均熱する条件で、二次再結晶焼鈍を施した。雰囲気ガスは、850℃まではＮ2ガスを使用し、850℃以上ではＨ2ガスを使用した。
上記の条件で得られた二次再結晶焼鈍板の表面に、リン酸塩−クロム酸塩−コロイダルシリカを、質量比で３：１：３の割合で含有する処理液を塗布し、平坦化焼鈍を実施した。同時に、平坦化焼鈍後における磁束密度を測定した。
表１から明らかなように、鋼スラブにＳおよび／またはSeを合計で0.0015％超0.010％以下含有させ、最終冷間圧延前の焼鈍を所定のヒートパターンで行うことにより、析出Al量を高め、固溶Ｓおよび／またはSeの粒界偏析を促進させて良好な磁気特性を得ることができる。
（実施例２）
表２に示される成分で、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1250℃に加熱した後、熱間圧延して、板厚：2.6mmの熱延板とした後、熱延板焼鈍を２段のヒートパターンで施した。１段目の均熱は1075℃で30s、２段目の均熱は850℃で60sとした。
熱延板焼鈍後に析出物中のAl量を測定した。
表２に示される成分で、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1250℃に加熱した後、熱間圧延して、板厚：2.6mmの熱延板とした後、熱延板焼鈍を２段のヒートパターンで施した。１段目の均熱は1075℃で30s、２段目の均熱は850℃で60sとした。
熱延板焼鈍後に析出物中のAl量を測定した。
次に、180℃での冷間圧延により、板厚：0.27mmとした後、500〜700℃間の昇温速度を100℃/sとして、840℃で150秒間、雰囲気Ｈ2：55％，Ｎ２：45％、露点58℃での脱炭をかねる一次再結晶焼鈍を施した。
一次再結晶焼鈍後、MgＯを主剤とする焼鈍分離剤を、一次再結晶板に両面あたり12.5g/m2塗布して乾燥した後、昇温速度：5℃/ｈで800℃まで昇温し、800℃から840℃までを2.0℃/ｈで昇温した後に、840℃で50時間保定し、1160℃まで5.0℃/ｈで昇温し、5時間均熱する条件で、二次再結晶焼鈍を施した。雰囲気ガスは、840℃までＮ2ガスを使用し、840℃以上はＨ2ガスを使用した。
上記の条件で得られた二次再結晶焼鈍板の表面に、リン酸塩−クロム酸塩−コロイダルシリカを、質量比で３：１：３の割合で含有する処理液を塗布し、平坦化焼鈍を実施した。平坦化焼鈍後の磁束密度(Ｂ８)と鉄損(Ｗ17/50)を測定した結果を表２に示す。
表２から明らかなように、鋼スラブにＳおよび／またはSeを合計で0.0015％超0.010％以下含有させ、最終冷間圧延前の焼鈍を所定のヒートパターンで行うことにより、析出Al量を高め、固溶Ｓおよび／またはSeの粒界偏析を促進させて良好な磁気特性を得ることができる。
（実施例３）
表３に示される成分で、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを1260℃に加熱し、熱間圧延して板厚：2.8mmの熱延板とした後、1025℃で30秒の熱延板焼鈍を施した。次に、120℃での冷間圧延により1.8mmとした。その後、中間焼鈍を２段のヒートパターンにて実施した。１段目の均熱は1050℃で30s、２段目の均熱は800℃で90sとした。中間焼鈍後に析出物中のAl量を測定した。
表３に示される成分で、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを1260℃に加熱し、熱間圧延して板厚：2.8mmの熱延板とした後、1025℃で30秒の熱延板焼鈍を施した。次に、120℃での冷間圧延により1.8mmとした。その後、中間焼鈍を２段のヒートパターンにて実施した。１段目の均熱は1050℃で30s、２段目の均熱は800℃で90sとした。中間焼鈍後に析出物中のAl量を測定した。
その後、180℃での冷間圧延により、板厚を0.20mmとした後、500〜700℃間の昇温速度を50℃/sとして、840℃で100秒間、雰囲気Ｈ2：55％，Ｎ２：45％、露点53℃での脱炭をかねる一次再結晶焼鈍を施した。
一次再結晶焼鈍後、MgＯに対して、MgＳＯ4を重量比で10％添加した焼鈍分離剤を、一次再結晶板に両面あたり12.5g/m2塗布して乾燥した後、昇温速度：5℃/ｈで800℃まで昇温し、800℃から880℃まで2.0℃/ｈで昇温した後、880℃で50時間保定し、1160℃まで5.0℃/ｈで昇温し、5時間均熱する条件で、二次再結晶焼鈍を施した。雰囲気ガスは、840℃まではＮ2ガスを使用し、840℃以上ではＨ2ガスを使用した。
上記の条件で得られた二次再結晶焼鈍板の表面に、リン酸塩−クロム酸塩−コロイダルシリカを、質量比で３：１：３の割合で含有する処理液を塗布し、平坦化焼鈍を実施した。平坦化焼鈍後の磁束密度(Ｂ8)と鉄損(Ｗ17/50)を測定した結果を表３に示す。
表３から明らかなように、鋼スラブにＳおよび／またはSeを合計で0.0015％超0.010％以下含有させ、最終冷間圧延前の焼鈍を所定のヒートパターンで行うことにより、析出Al量を高め、固溶Ｓおよび／またはSeの粒界偏析を促進させて良好な磁気特性を得ることができる。
（実施例４）
Ｃ:0.02％、Si：3.1％、Mn：0.10％、Cu：0.06％、Sb：0.06％、Ｐ：0.06％、Mo：0.06％、Cr：0.06％、sol.Al：50ppm、Ｎ：45ppm、Ｓ:70ppm、Se:10ppmを含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1240℃に加熱し、熱間圧延し、板厚：2.4mmの熱延板とした後、熱延板焼鈍を施した。熱延板焼鈍は２段のヒートパターンで施した。１段目の均熱は1100℃で20s、２段目の均熱は800℃で60sとした。熱延板焼鈍後に析出物中のAl量を測定した。
Ｃ:0.02％、Si：3.1％、Mn：0.10％、Cu：0.06％、Sb：0.06％、Ｐ：0.06％、Mo：0.06％、Cr：0.06％、sol.Al：50ppm、Ｎ：45ppm、Ｓ:70ppm、Se:10ppmを含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1240℃に加熱し、熱間圧延し、板厚：2.4mmの熱延板とした後、熱延板焼鈍を施した。熱延板焼鈍は２段のヒートパターンで施した。１段目の均熱は1100℃で20s、２段目の均熱は800℃で60sとした。熱延板焼鈍後に析出物中のAl量を測定した。
次に、180℃での冷間圧延により、板厚：0.22mmとした後、500〜700℃間の昇温速度を100℃/sとして、840℃で150秒間、雰囲気Ｈ2：55％，Ｎ２：45％、露点55℃での脱炭をかねる一次再結晶焼鈍を施した。その後、表４に示される条件で窒化処理を行った。
一次再結晶焼鈍後、表４に示される薬剤を添加したMgＯを主剤とする焼鈍分離剤を、一次再結晶板に両面あたり12.5g/m2塗布して乾燥した後、昇温速度：5℃/ｈで800℃まで、800℃から880℃までを2.0℃/ｈで昇温した後、880℃で50時間保定し、1160℃まで5.0℃/ｈで昇温し、5時間均熱する条件で、二次再結晶焼鈍を施した。雰囲気ガスは：880℃まではＮ2ガスを使用し、880℃以上ではＨ2ガスを使用した。
表４から明らかなように、鋼スラブにＳおよび／またはSeを合計で0.0015％超0.010％以下含有させ、最終冷間圧延前の焼鈍を所定のヒートパターンで行うことに加えて、窒化処理を施しおよび／または二次再結晶焼鈍前に鋼板に塗布する焼鈍分離剤中に硫化物、硫酸塩、セレン化物およびセレン酸塩のうちから選ばれる１種または２種以上を添加することで、さらに安定して磁気特性を向上させることができる。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：0.002％以上0.08％以下、
Si：2.0％以上8.0％以下、
Mn：0.02％以上1.00％以下、
Ｓおよび／またはSeを合計で0.0015％超0.010％以下
を含有し、Ｎを60質量ppm未満、酸可溶性Alを100質量ppm未満に抑制し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを1300℃以下で加熱し、
該鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とし、
該熱延鋼板に、熱延板焼鈍を施しまたは施すことなく、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冷延鋼板とし、
該冷延鋼板に一次再結晶焼鈍を施し、
該一次再結晶焼鈍後の冷延鋼板の表面に焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法であって、
前記中間焼鈍を施さない場合には、前記熱延板焼鈍において、1000℃以上1120℃以下の温度域で200秒以下均熱し、その後、650℃以上1000℃以下の温度域で200秒以下均熱し、前記中間焼鈍を施す場合には、最後の中間焼鈍において、1000℃以上1120℃以下の温度域で200秒以下均熱し、その後、650℃以上1000℃以下の温度域で200秒以下均熱し、
前記中間焼鈍を施さない場合には、熱延板焼鈍後における析出物中のAl量を、前記鋼スラブに含まれる全Al量の50％以上とし、前記中間焼鈍を施す場合には、最後の中間焼鈍後における析出物中のAl量を、前記鋼スラブに含まれる全Al量の50％以上とする、方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記成分組成は、さらに、
質量％で、
Sn:0.001％以上0.20％以下、
Sb:0.001％以上0.20％以下、
Ni：0.001％以上1.50％以下、
Cu：0.001％以上1.50％以下、
Cr：0.001％以上0.50％以下、
Ｐ：0.001％以上0.50％以下、
Mo：0.001％以上0.50％以下、
Ti：0.001％以上0.10％以下、
Nb：0.001％以上0.10％以下、
Ｖ：0.001％以上0.10％以下、
Ｂ：0.0002％以上0.0025％以下、
Bi：0.001％以上0.10％以下、
Te：0.001％以上0.10％以下および
Ta：0.001％以上0.10％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記冷延鋼板に窒化処理を施す、請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍分離剤に、硫化物、硫酸塩、セレン化物およびセレン酸塩の１種または２種以上を添加する、請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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