方向性電磁鋼板の製造方法
【課題】インヒビターを含まない成分系を用いて高位安定な磁気特性を有する方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】インヒビターを含まない成分系からなるスラブを用いて方向性電磁鋼板を製造するに際し、該スラブ中に、微量元素としてＢ，NbおよびＶのうちから選んだ一種または二種以上を合計で10〜150ppm含有させ、また不純物として含まれるAlとＮの比を質量比でAl／Ｎ≧1.4とし、さらに再結晶焼鈍における600〜800℃間の平均昇温速度を15℃/s以上とする。
【解決手段】インヒビターを含まない成分系からなるスラブを用いて方向性電磁鋼板を製造するに際し、該スラブ中に、微量元素としてＢ，NbおよびＶのうちから選んだ一種または二種以上を合計で10〜150ppm含有させ、また不純物として含まれるAlとＮの比を質量比でAl／Ｎ≧1.4とし、さらに再結晶焼鈍における600〜800℃間の平均昇温速度を15℃/s以上とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、変圧器の鉄心材料等の用途に供して好適な方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
方向性電磁鋼板については、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（Goss）方位を有する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知られている。例えば、特許文献１には、AlＮ，MnＳをインヒビターとして使用する方法が、特許文献２には、MnＳ，MnSeをインヒビターとして使用する方法が開示されていて、それぞれ工業的に実用化されている。
さらに、これらのインヒビターの作用を強化することを目的として、特許文献３には、Pb，Sb，Nb，Teを利用する方法が、また特許文献４には、Zr，Ti，Ｂ，Nb，Ta，Ｖ，Cr，Moを利用する方法が開示されている。
【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効な方法ではあるが、インヒビターを鋼中に微細分散させるために、1300℃以上の高温でのスラブ加熱が必要であった。また、インヒビター成分は、二次再結晶後には磁気特性を劣化させる原因となることから、インヒビターを除去する純化焼鈍工程が必要となり、その工程は、1100℃以上の高温で、しかもその雰囲気を制御する必要があった。
【０００４】
一方、インヒビター成分を含有しない素材において、ゴス方位結晶粒を二次再結晶により発達させる技術が、特許文献５に提案されている。この方法は、インヒビター成分のような不純物を極力排除することで、一次再結晶時の結晶粒界が持つ粒界エネルギーの粒界方位差角依存性を顕在化させることにより、インヒビターを用いることなしにゴス方位を有する粒を二次再結晶させる技術であり、その効果はテクスチャーインヒビション効果と呼ばれている。上記特許文献５の方法では、インヒビターを純化する工程が不要であるため、最終仕上げ焼鈍を高温にする必要がなく、またインヒビターを鋼中に微細分散させる必要がなく、高温スラブ加熱も必要としないことから、製造コスト面でも設備メンテナンス面でも大きなメリットを有する方法である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特公昭40-15644号公報
【特許文献２】特公昭51-13469号公報
【特許文献３】特公昭38-8214号公報
【特許文献４】特開昭52-24116号公報
【特許文献５】特開2000-129356号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、インヒビターを含まない成分系は、粒成長を抑制する析出物が少ないため、焼鈍時の粒成長で粒径が大きくなりやすい、すなわち焼鈍温度依存性が強かった。このため、若干の工程条件の変動、具体的には焼鈍温度のばらつきで、熱延板焼鈍後や再結晶焼鈍後の粒径も変動し、製品コイルの全長全幅での磁気特性が変動し、コイル全体として良好な磁気特性が得られない、という問題が顕在化するようになった。
【０００７】
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、製品磁気特性の高位安定化を図ることができる方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
さて、発明者らは、上記の問題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、特定の元素を微量添加すると共に、不純物であるAlとＮの比を規定し、さらに再結晶焼鈍時における昇温速度を制御することにより、所期した目的が有利に達成されることの知見を得た。
【０００９】
以下、本発明を成功に至らしめた実験について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
＜実験１＞
Ｃ：0.035〜0.043％、Si：3.23〜3.30％、Mn：0.06〜0.09％、Sb：0.027〜0.045％、Cr：0.02〜0.06％、Ｐ：0.012〜0.015％、Al：28〜100ppm、Ｎ：17〜50ppm、Ｓ：15〜26ppmおよびNb：25〜47ppmを含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1250℃でスラブ加熱した後、熱間圧延により2.3mm厚の熱延板とし、ついで1050℃で15秒の熱延板焼鈍後、冷間圧延により0.23mmの最終板厚に仕上げた。その後、50%N2-50%H2の湿潤雰囲気中にて均熱条件：850℃，60秒で再結晶焼鈍を施したのち、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、1200℃に10時間保定する純化焼鈍を行った。その後、リン酸マグネシウムとほう酸を主体とする張力付与コーティング形成を兼ねた平坦化焼鈍を900℃で15秒の条件で施した。
【００１０】
平坦化焼鈍後に、インライン鉄損計でコイル全長の鉄損を予め測定し、全長測定で鉄損が悪かった箇所：３箇所とコイル両端部：２箇所の計５箇所のサンプルを採取した。
得られたサンプルの磁気特性（磁束密度Ｂ8）をJIS C 2550に記載の方法で測定し、５箇所のうち最も磁気特性が悪かった値をそのコイルの代表値とした。この方法では、磁気特性のばらつきが大きい場合は代表値が悪くなることから、コイル内のばらつきも数値化できているとみなすことができる。
【００１１】
得られた磁気特性は一見ばらついているように見えたが、鋼スラブ成分中のAlとＮの比Al/Ｎで整理するとよい相関が得られた。その結果を図１に示す。
図１より、Al/Ｎが小さくなると磁気特性が劣化し、特に1.4を下回るとばらつきが大きくなることが分かる。また、磁束密度が高い範囲においても、Al/Ｎが2.0を下回ると磁束密度が幾分低下する傾向が認められた。
【００１２】
そこで、Al/Ｎが磁束密度と相関を有する理由を追究するため、さらに実験を行った。
Al/Ｎが2.0付近でも磁束密度に変化が認められたことから、不純物として存在しているAlとＮがAlＮを形成（Al/Ｎは質量比で27/14≒1.93）しており、この化合物の挙動が関与していているのではないかと推測し、窒化物形成元素を種々加えた実験を試みた。
【００１３】
＜実験２＞
Ｃ：0.045〜0.062％、Si：3.20〜3.31％、Mn：0.04〜0.16％、Sb：0.015〜0.037％、Cr：0.03〜0.11％、Mo：0.03〜0.05％、Al：55〜97ppm、Ｎ：20〜49ppm（Al/Ｎ：1.98〜3.10）およびＳ：17〜27ppmを含有し、さらにZr，Ti，Nb，Ｂ，Ｖのうちから選んだ一種のみを約50ppm添加した鋼スラブ、およびこれらZr，Ti，Nb，Ｂ，Ｖを含まない鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1250℃でスラブ加熱した後、熱間圧延により2.8mm厚の熱延板とし、ついで1100℃で60秒の熱延板焼鈍後、冷間圧延により0.30mmの最終板厚に仕上げた。その後、50%N2-50%H2の湿潤雰囲気中にて均熱条件：840℃，80秒で再結晶焼鈍を施した後、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、1200℃に10時間保定する純化焼鈍を行った。その後、リン酸マグネシウムとほう酸を主体とする張力付与コーティング形成を兼ねた平坦化焼鈍を900℃で15秒の条件で施した。
【００１４】
平坦化焼鈍後に、インライン鉄損計でコイル全長の鉄損をあらかじめ測定し、実験１と同様の手法でコイル内から計５箇所のサンプルを採取し、得られたサンプルの磁気特性をJIS C 2550に記載の方法で測定し、５箇所のうち最も磁気特性が悪かった値をそのコイルの代表値とした。
【００１５】
得られた結果を図２に示す。
図２より、約50ppm添加した微量元素により磁束密度が大きく異なることが分かる。ここで、磁束密度が低いZrおよびTi添加材は、二次再結晶が発現していなかった。また、Ｂ，Nb，Ｖを添加した場合は、なにも添加しなかった場合と比較して磁束密度が高くなることが明らかとなった。
【００１６】
上記したように、微量元素の添加により磁気特性が変化する理由については、必ずしも明確に解明されたわけではないが、発明者らは次のように考えている。
微量添加物や不純物における窒化物の熱力学的な安定性は、詳細に調べられており、窒素に結合している元素によって、その安定性が異なることが分かっている。本実験で添加した元素では、その窒化物の安定性は、安定な方からZr，Ti，Al，Ｂ，Nb，Ｖである。
図２の結果によれば、磁気特性が悪かった元素は窒化物がAlより安定なZr，Tiであり、磁気特性が良好であった元素は窒化物がAlより不安定なＢ，Nb，Ｖであった。このことより、ZrやTiが存在すると、鋼中のＮはこれらの元素と結合し、ZrＮやTiＮを形成することが磁気特性を劣化させているものと推測される。また、たとえ、ＢやNb、Ｖが存在していても、鋼中のＮはAlと安定な窒化物を形成し、ＢやNb，Ｖとの窒化物は形成されないと考えられる。
【００１７】
さらに、実験１で、Al/Ｎが低い場合にはNbの存在下においても磁気特性が劣化した理由は、化学量論的にAlと比較してＮが過剰となり、Nbが残ったＮと結合して窒化物を形成したことが原因と考えられる。
極論すれば、ZrやTi，Ｂ，Nb，Ｖの窒化物の存在が磁気特性を劣化させていると考えられる。おそらく、窒化物のような不純物が増加することによって、鋼板の結晶粒の粒界エネルギー差を駆動力としたテクスチャーインヒビション効果が薄れてしまうことが原因と推測される。
【００１８】
また、ＢやNb，Ｖを微量添加した場合は、添加したかった場合と比較して磁気特性が良好となった理由も定かではない。しかしながら、これらを添加した場合は再結晶焼鈍後の結晶粒径が細かく、均一になっていることが判明しており、このことが粒径のサイズ効果の影響を排除し、テクスチャーインヒビション効果を最大限発揮できたため、磁気特性の向上につながったと推測している。粒径均一化効果は、同一サンプル内の磁気特性のばらつき改善にも寄与している。
【００１９】
上記の結果および考察を受け、粒径均一化効果を追究するためにさらに実験を行った。
＜実験３＞
Ｃ：0.034％、Si：3.30％、Mn：0.07％、Sb：0.030％、Sn：0.059％、Cr：0.05％、Al：56ppm、Ｎ：29ppm（Al/Ｎ：1.93）、Ｓ：15ppmおよびNb：35ppmを含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1150℃でスラブ加熱した後、熱間圧延により3.0mm厚の熱延板とし、ついで950℃で30秒の熱延板焼鈍後、１回目の冷間圧延により1.8mmの中間板厚とし、1000℃で40秒の中間焼鈍後、２回目の冷間圧延により0.23mmの最終板厚に仕上げた。その後、50%N2-50%H2湿潤雰囲気中にて均熱条件：850℃，60秒で再結晶焼鈍を施した。この際、600〜800℃間の平均昇温速度を種々に変更した。
【００２０】
得られたサンプルの再結晶粒径を測定し、粒度分布から平均粒径とその標準偏差を求めた。再結晶粒径の測定方法は、サンプルの圧延方向に垂直な断面を切り出して、ナイタール液でエッチング後に光学顕微鏡で観察し、視野内の粒を画像処理装置により楕円近似法で楕円に近似し、その長軸と短軸の平均をその粒の粒径とした。その際のサンプルは、作製した再結晶板の幅方向における両端部と中央部から採取し、観察箇所は板厚全厚とした。観察した粒の個数は、両端部と中央部の合計で少なくとも2000個以上となるようにサンプルを採取した。
【００２１】
図３に、平均粒径を1.0に規格化したときの標準偏差を、再結晶焼鈍の昇温速度との関係で示す。
同図に示したとおり、600〜800℃間の平均昇温速度が速いほど標準偏差が小さい、すなわち粒径のばらつきが小さいことが分かる。
【００２２】
以上のような実験、考察を経て、発明者らは、インヒビターを含まない成分系にＢやNb，Ｖを微量に添加した系において、不純物として存在するAlとＮの比を規定し、かつ再結晶焼鈍時の昇温速度を制御することにより、優れた磁気特性の方向性電磁鋼板が得られるとの結論に達した。
本発明は、上記知見に立脚するものである。
【００２３】
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：0.10％以下、Si：2.0〜8.0％およびMn：0.005〜1.0％を含有し、かつAlを100ppm以下、かつＮ，Ｓ，Seを各々50ppm以下に低減し、残部はFeおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、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に仕上げ、ついで再結晶焼鈍を施したのち、純化焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
該スラブ中にさらに、Ｂ，NbおよびＶのうちから選んだ一種または二種以上を合計で10〜150ppmの範囲で含有し、また不純物として含まれるAlとＮの比を質量比でAl／Ｎ≧1.4とし、さらに再結晶焼鈍における600〜800℃間の平均昇温速度を15℃/s以上とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２４】
２．前記スラブ中に、質量％でさらに、Ni：0.010〜1.50％、Cr：0.01〜0.50％、Cu：0.01〜0.50％、Ｐ：0.005〜0.50％、Sn：0.005〜0.50％、Sb：0.005〜0.50％、Bi：0.005〜0.50％およびMo：0.005〜0.100％のうちから選んだ少なくとも一種を含有することを特徴とする前記１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２５】
３．再結晶焼鈍後の鋼板の再結晶粒の粒度分布が、平均粒径を1.0に規格化した場合の標準偏差が0.3以下であることを特徴とする前記１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２６】
本発明によれば、インヒビターを含まない成分系において、コイルの長手方向および幅方向における磁気特性のばらつきを小さくすることができ、その結果製品コイル全体として良好な磁気特性を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２７】
【図１】鋼中の不純物AlとＮの比Al/Ｎと磁束密度Ｂ8との関係を示した図である。
【図２】鋼中に添加した微量元素の種類と磁束密度Ｂ8との関係を示した図である。
【図３】平均粒径を1.0に規格化したときの標準偏差を、再結晶焼鈍の昇温速度との関係で示した図である。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、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。
Ｃ：0.10％以下
Ｃ量が0.10％を超えると、脱炭処理を行っても磁気時効の起こらない50ppm以下に低減することが困難になるので、Ｃ量は0.10％以下に限定した。
【００２９】
Si：2.0〜8.0％
Siは、鋼の比抵抗を高め、鉄損を改善するために必要な元素であるが、2.0％未満ではその効果に乏しく、一方8.0％を超えると加工性が劣化し、圧延が困難となるため、Si量は2.0〜8.0％の範囲に限定した。
【００３０】
Mn：0.005〜1.0％
Mnは、熱間加工性を良好にするために必要な元素であるが、0.005％未満ではその効果に乏しく、一方1.0％を超えると製品板の磁束密度が低下するため、Mn量は0.005〜1.0％の範囲に限定した。
【００３１】
Al：100ppm以下、かつＮ，Ｓ，Se：各々50ppm以下
本発明において、Al量を100ppm以下、かつＮ、ＳおよびSeの量については、それぞれ50ppm以下にすることが、鋼板を良好に二次再結晶させる上で不可欠である。かかる成分は、極力低減することが磁気特性の観点からは望ましいが、これらの成分の低減はコスト高となるため、上記範囲内で残存させても問題はない。このうち、AlとSeは純化焼鈍時に鋼中から純化することが困難な元素であることから、Alは80ppm、Seは20ppm以下とすることがさらに望ましい。また、Ｎ，Ｓの軽元素は、鋼スラブ作製前の成分調整時に完全に除去することが困難であり、特殊な処理を行わない場合は、各々20ppmほど鋼板中に残存しているのが一般的である。
【００３２】
これら不純物の中でも、AlとＮの比（Al/Ｎ）を1.4以上とすることが、前述した理由により必須であり、特にAl/Ｎを2.0以上とすると磁気特性が向上するのでさらに望ましい。また、上述したとおり、Ｎは完全に除去することが困難であるため、Al/Ｎ≧1.4を満たすためにAlを100ppm以下の範囲で微量添加することも妨げない。
【００３３】
Ｂ，NbおよびＶのうちから選んだ一種または二種以上を合計で：10〜150ppm
さらに、本発明における磁気特性向上の効果を十分に得るためには、Ｂ、NbおよびＶの１種または２種以上を10ppm以上添加することが必要である。各々の添加量が10ppm未満ではその添加効果が少ない。好ましくは、各々20ppm以上である。しかしながら、これらの微量添加元素は、最終製品においても地鉄中に残存し、鉄損を劣化させる原因となることから、総量で150ppm以下に制限される。鉄損劣化抑制の観点からは総量で50ppm以下とすることがが望ましい。
【００３４】
以上、必須元素および抑制元素について説明したが、本発明では、その他にも磁気特性改善元素として、Ni，Cr，Cu，Ｐ，Sn，Sb，BiおよびMoのうちから選んだ少なくとも一種を以下の範囲で適宜含有させることができる。
Ni：0.010〜1.50％
Niは、熱延板組織を改善して磁気特性を向上させる上で有用な元素であるが、添加量が0.010％未満ではその添加効果に乏しく、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低下する。
【００３５】
Cr：0.01〜0.50％、Cu：0.01〜0.50％、Ｐ：0.005〜0.50％
これらの元素はいずれも、鉄損の改善に有用な元素であるが、それぞれ下限に満たないとその添加効果に乏しく、一方上限を超えると二次再結晶粒の発達が抑制され、むしろ磁気特性の劣化を招く。
【００３６】
Sn：0.005〜0.50％、Sb：0.005〜0.50％、Bi：0.005〜0.50％、Mo：0.005〜0.100％
これらの元素も、磁気特性の向上に有用な元素であるが、それぞれ下限に満たないとその添加効果に乏しく、一方上限を超えると二次再結晶粒の発達が抑制され、むしろ磁気特性の劣化を招く。
【００３７】
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、通常の造塊法や連続鋳造法でスラブとする。また、100mm以下の厚さの薄鋳片を直接鋳造法で製造してもよい。スラブの場合は、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間圧延に供してもよい。薄鋳片の場合は、熱間圧延しても良いし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進んでもよい。熱間圧延前のスラブ加熱温度は、Al，Ｎ，Ｓ，Seを低減したインヒビター成分を含まない成分系であることから、従来必須であったインヒビターを固溶させるための高温焼鈍を必要とせず、1250℃以下の低温とすることがコストの面で望ましい。
【００３８】
ついで、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。良好な磁気特性を得るための熱延板焼鈍温度は800〜1150℃程度とするのが好適である。熱延板焼鈍温度が800℃に満たないと、熱延でのバンド組織が残留し、整粒した一次再結晶組織を実現することが困難となり、二次再結晶の発達が阻害される。一方、熱延板焼鈍温度が1150℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化しすぎるため、整粒した一次再結晶組織を実現する上で極めて不利となる。
【００３９】
熱延板焼鈍後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施した後、再結晶焼鈍を行う。冷間圧延は、その温度を100〜300℃に上昇させて行うことや、冷間圧延の途中で100〜300℃の時効処理を１回または複数回行うことは、磁気特性を向上させる上で有利である。
【００４０】
再結晶焼鈍は、脱炭を必要とする場合には雰囲気を湿潤雰囲気とするが、脱炭を必要としない場合には乾燥雰囲気で行っても良い。この再結晶焼鈍における均熱温度は、再結晶温度以上であれば特に制限はないが、あまりに高温で焼鈍すると結晶粒径が粗大となり、二次再結晶発現が不安定となることが懸念されるので、焼鈍温度の上限は1050℃程度とするのが好ましい。なお、再結晶焼鈍後は、浸珪法によってSi量を増加させる技術を併用してもよい。
【００４１】
本発明では、上記した再結晶焼鈍工程において、600℃から800℃までの平均昇温速度を15℃/s以上とすることが重要である。
というのは、昇温速度の平均値を15℃/sに満たないと、図３に示したように、平均粒径を1.0に規格化したときの標準偏差が大きくなる、すなわち粒径のばらつきが大きくなり、優れた磁気特性が安定して得られないからである。
なお、この平均昇温速度の上限値については特に制限はなく、大きいほど好ましいが、温度制御の観点からは昇温速度を300℃/s以下の範囲で調整することが好ましい。
【００４２】
その後、鉄損を重視してフォルステライト被膜を形成させる場合には、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布した後に、仕上げ焼鈍を施すことにより、二次再結晶組織を発達させると共に、フォルステライト被膜を形成させることが可能である。
一方、打ち抜き加工性を重視してフォルステライト被膜を形成させない場合には、焼鈍分離剤を使用しないか、使用するにしても、フォルステライト被膜を形成を阻害するシリカやアルミナ等を主成分としたものを使用する。これらの焼鈍分離剤を塗布する際には、水分を持ち込まない静電塗布を行うことなどが有効であり、また耐熱無機材料シート（シリカ、アルミナ、マイカ）を用いても良い。
【００４３】
純化焼鈍（仕上げ焼鈍）は、二次再結晶発現のために800℃以上で行うことが望ましい。また、二次再結晶を完了させるためには800℃以上の温度に20時間以上保持させることが望ましい。打ち抜き性を重視してフォルステライト被膜を形成させない場合には、二次再結晶が完了すればよいので、保持温度は850〜950℃程度とするのが望ましく、保持の段階で仕上げ焼鈍を終了することも可能である。鉄損を重視する場合やトランスの騒音を低下させるためにフォルステライト被膜を形成させる場合には、1200℃程度まで昇温させることが望ましい。
【００４４】
純化焼鈍後は、付着した未反応の焼鈍分離剤を除去するため、水洗やブラッシング、酸洗等を行う。その後、平坦化焼鈍を行い形状を矯正することが、鉄損低減のために有効である。
【００４５】
なお、鋼板を積層して使用する場合には、鉄損を改善する目的で、平坦化焼鈍前または後に、鋼板表面に絶縁コーティングを施すことが有効である。この絶縁コーティングは、鉄損低減のために、鋼板に張力を付与できるコーティングとすることが望ましく、バインダーを介した張力コーティング塗布方法や物理蒸着法、化学蒸着法によって、無機物を鋼板表面に蒸着させるコーティング方法を採用すると、密着性に優れたコーティング膜が得られ、また鉄損低減効果も向上する。
【実施例】
【００４６】
実施例１
Ｃ：0.018〜0.023％、Si：3.20〜3.40％、Mn：0.10〜0.15％、Cr：0.03〜0.05％、Al：30〜140ppmおよびＮ：29〜50ppmを含有し、Al/Ｎ比が表１に示す値になり、さらに表１に示す量のNbを含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1200℃でスラブ加熱した後、熱間圧延により2.2mm厚の熱延板とし、ついで1060℃で40秒の熱延板焼鈍後、冷間圧延により0.23mmの最終板厚に仕上げた。その後、25%N2-75%H2の湿潤雰囲気中にて820℃，90秒の再結晶焼鈍を行った。このとき、600〜800℃間の平均昇温速度はいずれも36℃/sとした。なお、再結晶粒の粒度分布の標準偏差はいずれも0.21程度であった。ついで、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、1200℃で10時間の純化焼鈍を行った。その後、1200℃，60秒の平坦化焼鈍を施し、その際、化学蒸着法によりTiＮを鋼板表層に蒸着させてコーティングとした。
【００４７】
平坦化焼鈍後に、インライン鉄損計でコイル全長の鉄損を予め測定し、全長測定で鉄損が悪かった箇所：３箇所とコイル両端部：２箇所の計５箇所のサンプルを採取した。
得られたサンプルの磁気特性（磁束密度Ｂ8）をJIS C 2550に記載の方法で測定し、５箇所のうち最も磁気特性が悪かった値をそのコイルの代表値とした。この方法では、磁気特性のばらつきが大きい場合は代表値が悪くなることから、コイル内のばらつきも数値化できているとみなすことができる。
得られた結果を表１に併記する。
【００４８】
【表１】
【００４９】
同表から明らかなように、微量元素として適正量のNbを添加し、かつAl/Ｎ比を適正範囲に調整することによって、良好な磁気特性を得られることが分かる。
【００５０】
実施例２
表２に示す成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1200℃のスラブ加熱後、熱間圧延により2.8mm厚の熱延板とした。ついで、１回目の冷間圧延により2.0mmの中間板厚とし、1000℃，40秒の中間焼鈍後、２回目の冷間圧延により0.23mmの最終板厚に仕上げた。その後、40%N2-60%H2の湿潤雰囲気中にて830℃，60秒の再結晶焼鈍を行った。このとき、600〜800℃間の平均昇温速度はいずれも70℃/sとした。なお、再結晶粒の粒度分布の標準偏差はいずれも0.19程度であった。ついで、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、1250℃で10時間の純化焼鈍を行った。その際、10時間の保定のうち、後半５時間をAr雰囲気とし、それ以外は水素雰囲気とした。その後、リン酸マグネシウムとほう酸を主体とした張力付与コーティング形成を兼ねた平坦化焼鈍を900℃で15秒の条件で施した。
【００５１】
平坦化焼鈍後に、インライン鉄損計でコイル全長の鉄損を予め測定し、全長測定で鉄損が悪かった箇所：３箇所とコイル両端部：２箇所の計５箇所のサンプルを採取した。
得られたサンプルの磁気特性（磁束密度Ｂ8、Ｗ17/50）をJIS C 2550に記載の方法で測定し、５箇所のうち最も磁気特性が悪かった値をそのコイルの代表値とした。この方法では、磁気特性のばらつきが大きい場合は代表値が悪くなることから、コイル内のばらつきも数値化できているとみなすことができる。
得られた結果を表２に併記する。
【００５２】
【表２】
【００５３】
同表から明らかなように、成分組成が本発明の適正範囲を満足する発明例はいずれも、良好な磁気特性が得られていた。
【００５４】
実施例３
Ｃ：0.082％、Si：3.30％、Mn：0.07％、Cr：0.05％、Ｐ：0.012％、Sn：0.054％、Sb：0.035％、Al：70ppm、Ｎ：32ppm（Al/Ｎ＝2.19）およびＶ：40ppmを含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1200℃のスラブ加熱後、熱間圧延により2.7mm厚の熱延板とした。ついで、950℃で30秒の熱延板焼鈍後、150℃の温間圧延により0.30mmの最終板厚に仕上げた。その後、60%N2-40%H2の湿潤雰囲気中にて835℃，90秒の再結晶焼鈍を行った。このとき、600〜800℃間の平均昇温速度を表３に示すように種々に変化させた。ついで、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、1200℃，25時間の純化焼鈍を施した。その後、リン酸マグネシウムとほう酸を主体とした張力付与コーティング形成を兼ねた平坦化焼鈍を900℃で15秒の条件で施した。
【００５５】
平坦化焼鈍後に、インライン鉄損計でコイル全長の鉄損を予め測定し、全長測定で鉄損が悪かった箇所：３箇所とコイル両端部：２箇所の計５箇所のサンプルを採取した。
得られたサンプルの磁気特性（磁束密度Ｂ8、Ｗ17/50）をJIS C 2550に記載の方法で測定し、５箇所のうち最も磁気特性が悪かった値をそのコイルの代表値とした。この方法では、磁気特性のばらつきが大きい場合は代表値が悪くなることから、コイル内のばらつきも数値化できているとみなすことができる。
得られた結果を表３に併記する。
【００５６】
【表３】
【００５７】
同表から明らかなように、再結晶焼鈍工程における600〜800℃間の平均昇温速度を15℃/s以上とすることにより、良好な磁気特性を得られることが分かる。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、変圧器の鉄心材料等の用途に供して好適な方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
方向性電磁鋼板については、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（Goss）方位を有する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知られている。例えば、特許文献１には、AlＮ，MnＳをインヒビターとして使用する方法が、特許文献２には、MnＳ，MnSeをインヒビターとして使用する方法が開示されていて、それぞれ工業的に実用化されている。
さらに、これらのインヒビターの作用を強化することを目的として、特許文献３には、Pb，Sb，Nb，Teを利用する方法が、また特許文献４には、Zr，Ti，Ｂ，Nb，Ta，Ｖ，Cr，Moを利用する方法が開示されている。
【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効な方法ではあるが、インヒビターを鋼中に微細分散させるために、1300℃以上の高温でのスラブ加熱が必要であった。また、インヒビター成分は、二次再結晶後には磁気特性を劣化させる原因となることから、インヒビターを除去する純化焼鈍工程が必要となり、その工程は、1100℃以上の高温で、しかもその雰囲気を制御する必要があった。
【０００４】
一方、インヒビター成分を含有しない素材において、ゴス方位結晶粒を二次再結晶により発達させる技術が、特許文献５に提案されている。この方法は、インヒビター成分のような不純物を極力排除することで、一次再結晶時の結晶粒界が持つ粒界エネルギーの粒界方位差角依存性を顕在化させることにより、インヒビターを用いることなしにゴス方位を有する粒を二次再結晶させる技術であり、その効果はテクスチャーインヒビション効果と呼ばれている。上記特許文献５の方法では、インヒビターを純化する工程が不要であるため、最終仕上げ焼鈍を高温にする必要がなく、またインヒビターを鋼中に微細分散させる必要がなく、高温スラブ加熱も必要としないことから、製造コスト面でも設備メンテナンス面でも大きなメリットを有する方法である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特公昭40-15644号公報
【特許文献２】特公昭51-13469号公報
【特許文献３】特公昭38-8214号公報
【特許文献４】特開昭52-24116号公報
【特許文献５】特開2000-129356号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、インヒビターを含まない成分系は、粒成長を抑制する析出物が少ないため、焼鈍時の粒成長で粒径が大きくなりやすい、すなわち焼鈍温度依存性が強かった。このため、若干の工程条件の変動、具体的には焼鈍温度のばらつきで、熱延板焼鈍後や再結晶焼鈍後の粒径も変動し、製品コイルの全長全幅での磁気特性が変動し、コイル全体として良好な磁気特性が得られない、という問題が顕在化するようになった。
【０００７】
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、製品磁気特性の高位安定化を図ることができる方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
さて、発明者らは、上記の問題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、特定の元素を微量添加すると共に、不純物であるAlとＮの比を規定し、さらに再結晶焼鈍時における昇温速度を制御することにより、所期した目的が有利に達成されることの知見を得た。
【０００９】
以下、本発明を成功に至らしめた実験について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
＜実験１＞
Ｃ：0.035〜0.043％、Si：3.23〜3.30％、Mn：0.06〜0.09％、Sb：0.027〜0.045％、Cr：0.02〜0.06％、Ｐ：0.012〜0.015％、Al：28〜100ppm、Ｎ：17〜50ppm、Ｓ：15〜26ppmおよびNb：25〜47ppmを含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1250℃でスラブ加熱した後、熱間圧延により2.3mm厚の熱延板とし、ついで1050℃で15秒の熱延板焼鈍後、冷間圧延により0.23mmの最終板厚に仕上げた。その後、50%N2-50%H2の湿潤雰囲気中にて均熱条件：850℃，60秒で再結晶焼鈍を施したのち、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、1200℃に10時間保定する純化焼鈍を行った。その後、リン酸マグネシウムとほう酸を主体とする張力付与コーティング形成を兼ねた平坦化焼鈍を900℃で15秒の条件で施した。
【００１０】
平坦化焼鈍後に、インライン鉄損計でコイル全長の鉄損を予め測定し、全長測定で鉄損が悪かった箇所：３箇所とコイル両端部：２箇所の計５箇所のサンプルを採取した。
得られたサンプルの磁気特性（磁束密度Ｂ8）をJIS C 2550に記載の方法で測定し、５箇所のうち最も磁気特性が悪かった値をそのコイルの代表値とした。この方法では、磁気特性のばらつきが大きい場合は代表値が悪くなることから、コイル内のばらつきも数値化できているとみなすことができる。
【００１１】
得られた磁気特性は一見ばらついているように見えたが、鋼スラブ成分中のAlとＮの比Al/Ｎで整理するとよい相関が得られた。その結果を図１に示す。
図１より、Al/Ｎが小さくなると磁気特性が劣化し、特に1.4を下回るとばらつきが大きくなることが分かる。また、磁束密度が高い範囲においても、Al/Ｎが2.0を下回ると磁束密度が幾分低下する傾向が認められた。
【００１２】
そこで、Al/Ｎが磁束密度と相関を有する理由を追究するため、さらに実験を行った。
Al/Ｎが2.0付近でも磁束密度に変化が認められたことから、不純物として存在しているAlとＮがAlＮを形成（Al/Ｎは質量比で27/14≒1.93）しており、この化合物の挙動が関与していているのではないかと推測し、窒化物形成元素を種々加えた実験を試みた。
【００１３】
＜実験２＞
Ｃ：0.045〜0.062％、Si：3.20〜3.31％、Mn：0.04〜0.16％、Sb：0.015〜0.037％、Cr：0.03〜0.11％、Mo：0.03〜0.05％、Al：55〜97ppm、Ｎ：20〜49ppm（Al/Ｎ：1.98〜3.10）およびＳ：17〜27ppmを含有し、さらにZr，Ti，Nb，Ｂ，Ｖのうちから選んだ一種のみを約50ppm添加した鋼スラブ、およびこれらZr，Ti，Nb，Ｂ，Ｖを含まない鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1250℃でスラブ加熱した後、熱間圧延により2.8mm厚の熱延板とし、ついで1100℃で60秒の熱延板焼鈍後、冷間圧延により0.30mmの最終板厚に仕上げた。その後、50%N2-50%H2の湿潤雰囲気中にて均熱条件：840℃，80秒で再結晶焼鈍を施した後、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、1200℃に10時間保定する純化焼鈍を行った。その後、リン酸マグネシウムとほう酸を主体とする張力付与コーティング形成を兼ねた平坦化焼鈍を900℃で15秒の条件で施した。
【００１４】
平坦化焼鈍後に、インライン鉄損計でコイル全長の鉄損をあらかじめ測定し、実験１と同様の手法でコイル内から計５箇所のサンプルを採取し、得られたサンプルの磁気特性をJIS C 2550に記載の方法で測定し、５箇所のうち最も磁気特性が悪かった値をそのコイルの代表値とした。
【００１５】
得られた結果を図２に示す。
図２より、約50ppm添加した微量元素により磁束密度が大きく異なることが分かる。ここで、磁束密度が低いZrおよびTi添加材は、二次再結晶が発現していなかった。また、Ｂ，Nb，Ｖを添加した場合は、なにも添加しなかった場合と比較して磁束密度が高くなることが明らかとなった。
【００１６】
上記したように、微量元素の添加により磁気特性が変化する理由については、必ずしも明確に解明されたわけではないが、発明者らは次のように考えている。
微量添加物や不純物における窒化物の熱力学的な安定性は、詳細に調べられており、窒素に結合している元素によって、その安定性が異なることが分かっている。本実験で添加した元素では、その窒化物の安定性は、安定な方からZr，Ti，Al，Ｂ，Nb，Ｖである。
図２の結果によれば、磁気特性が悪かった元素は窒化物がAlより安定なZr，Tiであり、磁気特性が良好であった元素は窒化物がAlより不安定なＢ，Nb，Ｖであった。このことより、ZrやTiが存在すると、鋼中のＮはこれらの元素と結合し、ZrＮやTiＮを形成することが磁気特性を劣化させているものと推測される。また、たとえ、ＢやNb、Ｖが存在していても、鋼中のＮはAlと安定な窒化物を形成し、ＢやNb，Ｖとの窒化物は形成されないと考えられる。
【００１７】
さらに、実験１で、Al/Ｎが低い場合にはNbの存在下においても磁気特性が劣化した理由は、化学量論的にAlと比較してＮが過剰となり、Nbが残ったＮと結合して窒化物を形成したことが原因と考えられる。
極論すれば、ZrやTi，Ｂ，Nb，Ｖの窒化物の存在が磁気特性を劣化させていると考えられる。おそらく、窒化物のような不純物が増加することによって、鋼板の結晶粒の粒界エネルギー差を駆動力としたテクスチャーインヒビション効果が薄れてしまうことが原因と推測される。
【００１８】
また、ＢやNb，Ｖを微量添加した場合は、添加したかった場合と比較して磁気特性が良好となった理由も定かではない。しかしながら、これらを添加した場合は再結晶焼鈍後の結晶粒径が細かく、均一になっていることが判明しており、このことが粒径のサイズ効果の影響を排除し、テクスチャーインヒビション効果を最大限発揮できたため、磁気特性の向上につながったと推測している。粒径均一化効果は、同一サンプル内の磁気特性のばらつき改善にも寄与している。
【００１９】
上記の結果および考察を受け、粒径均一化効果を追究するためにさらに実験を行った。
＜実験３＞
Ｃ：0.034％、Si：3.30％、Mn：0.07％、Sb：0.030％、Sn：0.059％、Cr：0.05％、Al：56ppm、Ｎ：29ppm（Al/Ｎ：1.93）、Ｓ：15ppmおよびNb：35ppmを含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1150℃でスラブ加熱した後、熱間圧延により3.0mm厚の熱延板とし、ついで950℃で30秒の熱延板焼鈍後、１回目の冷間圧延により1.8mmの中間板厚とし、1000℃で40秒の中間焼鈍後、２回目の冷間圧延により0.23mmの最終板厚に仕上げた。その後、50%N2-50%H2湿潤雰囲気中にて均熱条件：850℃，60秒で再結晶焼鈍を施した。この際、600〜800℃間の平均昇温速度を種々に変更した。
【００２０】
得られたサンプルの再結晶粒径を測定し、粒度分布から平均粒径とその標準偏差を求めた。再結晶粒径の測定方法は、サンプルの圧延方向に垂直な断面を切り出して、ナイタール液でエッチング後に光学顕微鏡で観察し、視野内の粒を画像処理装置により楕円近似法で楕円に近似し、その長軸と短軸の平均をその粒の粒径とした。その際のサンプルは、作製した再結晶板の幅方向における両端部と中央部から採取し、観察箇所は板厚全厚とした。観察した粒の個数は、両端部と中央部の合計で少なくとも2000個以上となるようにサンプルを採取した。
【００２１】
図３に、平均粒径を1.0に規格化したときの標準偏差を、再結晶焼鈍の昇温速度との関係で示す。
同図に示したとおり、600〜800℃間の平均昇温速度が速いほど標準偏差が小さい、すなわち粒径のばらつきが小さいことが分かる。
【００２２】
以上のような実験、考察を経て、発明者らは、インヒビターを含まない成分系にＢやNb，Ｖを微量に添加した系において、不純物として存在するAlとＮの比を規定し、かつ再結晶焼鈍時の昇温速度を制御することにより、優れた磁気特性の方向性電磁鋼板が得られるとの結論に達した。
本発明は、上記知見に立脚するものである。
【００２３】
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：0.10％以下、Si：2.0〜8.0％およびMn：0.005〜1.0％を含有し、かつAlを100ppm以下、かつＮ，Ｓ，Seを各々50ppm以下に低減し、残部はFeおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、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に仕上げ、ついで再結晶焼鈍を施したのち、純化焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
該スラブ中にさらに、Ｂ，NbおよびＶのうちから選んだ一種または二種以上を合計で10〜150ppmの範囲で含有し、また不純物として含まれるAlとＮの比を質量比でAl／Ｎ≧1.4とし、さらに再結晶焼鈍における600〜800℃間の平均昇温速度を15℃/s以上とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２４】
２．前記スラブ中に、質量％でさらに、Ni：0.010〜1.50％、Cr：0.01〜0.50％、Cu：0.01〜0.50％、Ｐ：0.005〜0.50％、Sn：0.005〜0.50％、Sb：0.005〜0.50％、Bi：0.005〜0.50％およびMo：0.005〜0.100％のうちから選んだ少なくとも一種を含有することを特徴とする前記１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２５】
３．再結晶焼鈍後の鋼板の再結晶粒の粒度分布が、平均粒径を1.0に規格化した場合の標準偏差が0.3以下であることを特徴とする前記１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２６】
本発明によれば、インヒビターを含まない成分系において、コイルの長手方向および幅方向における磁気特性のばらつきを小さくすることができ、その結果製品コイル全体として良好な磁気特性を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２７】
【図１】鋼中の不純物AlとＮの比Al/Ｎと磁束密度Ｂ8との関係を示した図である。
【図２】鋼中に添加した微量元素の種類と磁束密度Ｂ8との関係を示した図である。
【図３】平均粒径を1.0に規格化したときの標準偏差を、再結晶焼鈍の昇温速度との関係で示した図である。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、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。
Ｃ：0.10％以下
Ｃ量が0.10％を超えると、脱炭処理を行っても磁気時効の起こらない50ppm以下に低減することが困難になるので、Ｃ量は0.10％以下に限定した。
【００２９】
Si：2.0〜8.0％
Siは、鋼の比抵抗を高め、鉄損を改善するために必要な元素であるが、2.0％未満ではその効果に乏しく、一方8.0％を超えると加工性が劣化し、圧延が困難となるため、Si量は2.0〜8.0％の範囲に限定した。
【００３０】
Mn：0.005〜1.0％
Mnは、熱間加工性を良好にするために必要な元素であるが、0.005％未満ではその効果に乏しく、一方1.0％を超えると製品板の磁束密度が低下するため、Mn量は0.005〜1.0％の範囲に限定した。
【００３１】
Al：100ppm以下、かつＮ，Ｓ，Se：各々50ppm以下
本発明において、Al量を100ppm以下、かつＮ、ＳおよびSeの量については、それぞれ50ppm以下にすることが、鋼板を良好に二次再結晶させる上で不可欠である。かかる成分は、極力低減することが磁気特性の観点からは望ましいが、これらの成分の低減はコスト高となるため、上記範囲内で残存させても問題はない。このうち、AlとSeは純化焼鈍時に鋼中から純化することが困難な元素であることから、Alは80ppm、Seは20ppm以下とすることがさらに望ましい。また、Ｎ，Ｓの軽元素は、鋼スラブ作製前の成分調整時に完全に除去することが困難であり、特殊な処理を行わない場合は、各々20ppmほど鋼板中に残存しているのが一般的である。
【００３２】
これら不純物の中でも、AlとＮの比（Al/Ｎ）を1.4以上とすることが、前述した理由により必須であり、特にAl/Ｎを2.0以上とすると磁気特性が向上するのでさらに望ましい。また、上述したとおり、Ｎは完全に除去することが困難であるため、Al/Ｎ≧1.4を満たすためにAlを100ppm以下の範囲で微量添加することも妨げない。
【００３３】
Ｂ，NbおよびＶのうちから選んだ一種または二種以上を合計で：10〜150ppm
さらに、本発明における磁気特性向上の効果を十分に得るためには、Ｂ、NbおよびＶの１種または２種以上を10ppm以上添加することが必要である。各々の添加量が10ppm未満ではその添加効果が少ない。好ましくは、各々20ppm以上である。しかしながら、これらの微量添加元素は、最終製品においても地鉄中に残存し、鉄損を劣化させる原因となることから、総量で150ppm以下に制限される。鉄損劣化抑制の観点からは総量で50ppm以下とすることがが望ましい。
【００３４】
以上、必須元素および抑制元素について説明したが、本発明では、その他にも磁気特性改善元素として、Ni，Cr，Cu，Ｐ，Sn，Sb，BiおよびMoのうちから選んだ少なくとも一種を以下の範囲で適宜含有させることができる。
Ni：0.010〜1.50％
Niは、熱延板組織を改善して磁気特性を向上させる上で有用な元素であるが、添加量が0.010％未満ではその添加効果に乏しく、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低下する。
【００３５】
Cr：0.01〜0.50％、Cu：0.01〜0.50％、Ｐ：0.005〜0.50％
これらの元素はいずれも、鉄損の改善に有用な元素であるが、それぞれ下限に満たないとその添加効果に乏しく、一方上限を超えると二次再結晶粒の発達が抑制され、むしろ磁気特性の劣化を招く。
【００３６】
Sn：0.005〜0.50％、Sb：0.005〜0.50％、Bi：0.005〜0.50％、Mo：0.005〜0.100％
これらの元素も、磁気特性の向上に有用な元素であるが、それぞれ下限に満たないとその添加効果に乏しく、一方上限を超えると二次再結晶粒の発達が抑制され、むしろ磁気特性の劣化を招く。
【００３７】
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、通常の造塊法や連続鋳造法でスラブとする。また、100mm以下の厚さの薄鋳片を直接鋳造法で製造してもよい。スラブの場合は、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間圧延に供してもよい。薄鋳片の場合は、熱間圧延しても良いし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進んでもよい。熱間圧延前のスラブ加熱温度は、Al，Ｎ，Ｓ，Seを低減したインヒビター成分を含まない成分系であることから、従来必須であったインヒビターを固溶させるための高温焼鈍を必要とせず、1250℃以下の低温とすることがコストの面で望ましい。
【００３８】
ついで、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。良好な磁気特性を得るための熱延板焼鈍温度は800〜1150℃程度とするのが好適である。熱延板焼鈍温度が800℃に満たないと、熱延でのバンド組織が残留し、整粒した一次再結晶組織を実現することが困難となり、二次再結晶の発達が阻害される。一方、熱延板焼鈍温度が1150℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化しすぎるため、整粒した一次再結晶組織を実現する上で極めて不利となる。
【００３９】
熱延板焼鈍後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施した後、再結晶焼鈍を行う。冷間圧延は、その温度を100〜300℃に上昇させて行うことや、冷間圧延の途中で100〜300℃の時効処理を１回または複数回行うことは、磁気特性を向上させる上で有利である。
【００４０】
再結晶焼鈍は、脱炭を必要とする場合には雰囲気を湿潤雰囲気とするが、脱炭を必要としない場合には乾燥雰囲気で行っても良い。この再結晶焼鈍における均熱温度は、再結晶温度以上であれば特に制限はないが、あまりに高温で焼鈍すると結晶粒径が粗大となり、二次再結晶発現が不安定となることが懸念されるので、焼鈍温度の上限は1050℃程度とするのが好ましい。なお、再結晶焼鈍後は、浸珪法によってSi量を増加させる技術を併用してもよい。
【００４１】
本発明では、上記した再結晶焼鈍工程において、600℃から800℃までの平均昇温速度を15℃/s以上とすることが重要である。
というのは、昇温速度の平均値を15℃/sに満たないと、図３に示したように、平均粒径を1.0に規格化したときの標準偏差が大きくなる、すなわち粒径のばらつきが大きくなり、優れた磁気特性が安定して得られないからである。
なお、この平均昇温速度の上限値については特に制限はなく、大きいほど好ましいが、温度制御の観点からは昇温速度を300℃/s以下の範囲で調整することが好ましい。
【００４２】
その後、鉄損を重視してフォルステライト被膜を形成させる場合には、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布した後に、仕上げ焼鈍を施すことにより、二次再結晶組織を発達させると共に、フォルステライト被膜を形成させることが可能である。
一方、打ち抜き加工性を重視してフォルステライト被膜を形成させない場合には、焼鈍分離剤を使用しないか、使用するにしても、フォルステライト被膜を形成を阻害するシリカやアルミナ等を主成分としたものを使用する。これらの焼鈍分離剤を塗布する際には、水分を持ち込まない静電塗布を行うことなどが有効であり、また耐熱無機材料シート（シリカ、アルミナ、マイカ）を用いても良い。
【００４３】
純化焼鈍（仕上げ焼鈍）は、二次再結晶発現のために800℃以上で行うことが望ましい。また、二次再結晶を完了させるためには800℃以上の温度に20時間以上保持させることが望ましい。打ち抜き性を重視してフォルステライト被膜を形成させない場合には、二次再結晶が完了すればよいので、保持温度は850〜950℃程度とするのが望ましく、保持の段階で仕上げ焼鈍を終了することも可能である。鉄損を重視する場合やトランスの騒音を低下させるためにフォルステライト被膜を形成させる場合には、1200℃程度まで昇温させることが望ましい。
【００４４】
純化焼鈍後は、付着した未反応の焼鈍分離剤を除去するため、水洗やブラッシング、酸洗等を行う。その後、平坦化焼鈍を行い形状を矯正することが、鉄損低減のために有効である。
【００４５】
なお、鋼板を積層して使用する場合には、鉄損を改善する目的で、平坦化焼鈍前または後に、鋼板表面に絶縁コーティングを施すことが有効である。この絶縁コーティングは、鉄損低減のために、鋼板に張力を付与できるコーティングとすることが望ましく、バインダーを介した張力コーティング塗布方法や物理蒸着法、化学蒸着法によって、無機物を鋼板表面に蒸着させるコーティング方法を採用すると、密着性に優れたコーティング膜が得られ、また鉄損低減効果も向上する。
【実施例】
【００４６】
実施例１
Ｃ：0.018〜0.023％、Si：3.20〜3.40％、Mn：0.10〜0.15％、Cr：0.03〜0.05％、Al：30〜140ppmおよびＮ：29〜50ppmを含有し、Al/Ｎ比が表１に示す値になり、さらに表１に示す量のNbを含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1200℃でスラブ加熱した後、熱間圧延により2.2mm厚の熱延板とし、ついで1060℃で40秒の熱延板焼鈍後、冷間圧延により0.23mmの最終板厚に仕上げた。その後、25%N2-75%H2の湿潤雰囲気中にて820℃，90秒の再結晶焼鈍を行った。このとき、600〜800℃間の平均昇温速度はいずれも36℃/sとした。なお、再結晶粒の粒度分布の標準偏差はいずれも0.21程度であった。ついで、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、1200℃で10時間の純化焼鈍を行った。その後、1200℃，60秒の平坦化焼鈍を施し、その際、化学蒸着法によりTiＮを鋼板表層に蒸着させてコーティングとした。
【００４７】
平坦化焼鈍後に、インライン鉄損計でコイル全長の鉄損を予め測定し、全長測定で鉄損が悪かった箇所：３箇所とコイル両端部：２箇所の計５箇所のサンプルを採取した。
得られたサンプルの磁気特性（磁束密度Ｂ8）をJIS C 2550に記載の方法で測定し、５箇所のうち最も磁気特性が悪かった値をそのコイルの代表値とした。この方法では、磁気特性のばらつきが大きい場合は代表値が悪くなることから、コイル内のばらつきも数値化できているとみなすことができる。
得られた結果を表１に併記する。
【００４８】
【表１】
【００４９】
同表から明らかなように、微量元素として適正量のNbを添加し、かつAl/Ｎ比を適正範囲に調整することによって、良好な磁気特性を得られることが分かる。
【００５０】
実施例２
表２に示す成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1200℃のスラブ加熱後、熱間圧延により2.8mm厚の熱延板とした。ついで、１回目の冷間圧延により2.0mmの中間板厚とし、1000℃，40秒の中間焼鈍後、２回目の冷間圧延により0.23mmの最終板厚に仕上げた。その後、40%N2-60%H2の湿潤雰囲気中にて830℃，60秒の再結晶焼鈍を行った。このとき、600〜800℃間の平均昇温速度はいずれも70℃/sとした。なお、再結晶粒の粒度分布の標準偏差はいずれも0.19程度であった。ついで、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、1250℃で10時間の純化焼鈍を行った。その際、10時間の保定のうち、後半５時間をAr雰囲気とし、それ以外は水素雰囲気とした。その後、リン酸マグネシウムとほう酸を主体とした張力付与コーティング形成を兼ねた平坦化焼鈍を900℃で15秒の条件で施した。
【００５１】
平坦化焼鈍後に、インライン鉄損計でコイル全長の鉄損を予め測定し、全長測定で鉄損が悪かった箇所：３箇所とコイル両端部：２箇所の計５箇所のサンプルを採取した。
得られたサンプルの磁気特性（磁束密度Ｂ8、Ｗ17/50）をJIS C 2550に記載の方法で測定し、５箇所のうち最も磁気特性が悪かった値をそのコイルの代表値とした。この方法では、磁気特性のばらつきが大きい場合は代表値が悪くなることから、コイル内のばらつきも数値化できているとみなすことができる。
得られた結果を表２に併記する。
【００５２】
【表２】
【００５３】
同表から明らかなように、成分組成が本発明の適正範囲を満足する発明例はいずれも、良好な磁気特性が得られていた。
【００５４】
実施例３
Ｃ：0.082％、Si：3.30％、Mn：0.07％、Cr：0.05％、Ｐ：0.012％、Sn：0.054％、Sb：0.035％、Al：70ppm、Ｎ：32ppm（Al/Ｎ＝2.19）およびＶ：40ppmを含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1200℃のスラブ加熱後、熱間圧延により2.7mm厚の熱延板とした。ついで、950℃で30秒の熱延板焼鈍後、150℃の温間圧延により0.30mmの最終板厚に仕上げた。その後、60%N2-40%H2の湿潤雰囲気中にて835℃，90秒の再結晶焼鈍を行った。このとき、600〜800℃間の平均昇温速度を表３に示すように種々に変化させた。ついで、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、1200℃，25時間の純化焼鈍を施した。その後、リン酸マグネシウムとほう酸を主体とした張力付与コーティング形成を兼ねた平坦化焼鈍を900℃で15秒の条件で施した。
【００５５】
平坦化焼鈍後に、インライン鉄損計でコイル全長の鉄損を予め測定し、全長測定で鉄損が悪かった箇所：３箇所とコイル両端部：２箇所の計５箇所のサンプルを採取した。
得られたサンプルの磁気特性（磁束密度Ｂ8、Ｗ17/50）をJIS C 2550に記載の方法で測定し、５箇所のうち最も磁気特性が悪かった値をそのコイルの代表値とした。この方法では、磁気特性のばらつきが大きい場合は代表値が悪くなることから、コイル内のばらつきも数値化できているとみなすことができる。
得られた結果を表３に併記する。
【００５６】
【表３】
【００５７】
同表から明らかなように、再結晶焼鈍工程における600〜800℃間の平均昇温速度を15℃/s以上とすることにより、良好な磁気特性を得られることが分かる。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：0.10％以下、Si：2.0〜8.0％およびMn：0.005〜1.0％を含有し、かつAlを100ppm以下、かつＮ，Ｓ，Seを各々50ppm以下に低減し、残部はFeおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、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に仕上げ、ついで再結晶焼鈍を施したのち、純化焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
該スラブ中にさらに、Ｂ，NbおよびＶのうちから選んだ一種または二種以上を合計で10〜150ppmの範囲で含有し、また不純物として含まれるAlとＮの比を質量比でAl／Ｎ≧1.4とし、さらに再結晶焼鈍における600〜800℃間の平均昇温速度を15℃/s以上とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記スラブ中に、質量％でさらに、Ni：0.010〜1.50％、Cr：0.01〜0.50％、Cu：0.01〜0.50％、Ｐ：0.005〜0.50％、Sn：0.005〜0.50％、Sb：0.005〜0.50％、Bi：0.005〜0.50％およびMo：0.005〜0.100％のうちから選んだ少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
再結晶焼鈍後の鋼板の再結晶粒の粒度分布が、平均粒径を1.0に規格化した場合の標準偏差が0.3以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項１】
質量％で、Ｃ：0.10％以下、Si：2.0〜8.0％およびMn：0.005〜1.0％を含有し、かつAlを100ppm以下、かつＮ，Ｓ，Seを各々50ppm以下に低減し、残部はFeおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、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に仕上げ、ついで再結晶焼鈍を施したのち、純化焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
該スラブ中にさらに、Ｂ，NbおよびＶのうちから選んだ一種または二種以上を合計で10〜150ppmの範囲で含有し、また不純物として含まれるAlとＮの比を質量比でAl／Ｎ≧1.4とし、さらに再結晶焼鈍における600〜800℃間の平均昇温速度を15℃/s以上とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記スラブ中に、質量％でさらに、Ni：0.010〜1.50％、Cr：0.01〜0.50％、Cu：0.01〜0.50％、Ｐ：0.005〜0.50％、Sn：0.005〜0.50％、Sb：0.005〜0.50％、Bi：0.005〜0.50％およびMo：0.005〜0.100％のうちから選んだ少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
再結晶焼鈍後の鋼板の再結晶粒の粒度分布が、平均粒径を1.0に規格化した場合の標準偏差が0.3以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図２】
【図３】
【公開番号】特開２０１０−２２９５２１（Ｐ２０１０−２２９５２１Ａ）
【公開日】平成２２年１０月１４日（２０１０．１０．１４）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００９−８００９０（Ｐ２００９−８００９０）
【出願日】平成２１年３月２７日（２００９．３．２７）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２２年１０月１４日（２０１０．１０．１４）
【国際特許分類】
【出願日】平成２１年３月２７日（２００９．３．２７）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
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