鉄損が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
【課題】 一方向性電磁鋼板の成分に関して、Ｃｕ，Ｓ＋Ｓｅ，Ｓｂ＋Ｓｎを規定することによって二次再結晶を安定化し、粒径を小さくすることによって鉄損特性を向上せしめる。
【解決手段】 Ｃ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｐ：０．０２〜０．１０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００４０〜０．０１３０％、Ｓ，Ｓｅの少なくとも１種を０．００７〜０．０２０％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｓｎ＋Ｓｂ：０．０６〜０．２０％、Ｃｕ：０．０３〜０．５０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなるスラブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行ない、熱延板焼鈍を行なうか、中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行ない、脱炭焼鈍後スクラップを走行せしめる状態下で窒化処理を行ない、次いでＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材を塗布して最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする。
【効果】 本発明を用いると、磁束密度が高くて、二次再結晶粒サイズが１０mm程度となり、鉄損が著しく改善される。
【解決手段】 Ｃ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｐ：０．０２〜０．１０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００４０〜０．０１３０％、Ｓ，Ｓｅの少なくとも１種を０．００７〜０．０２０％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｓｎ＋Ｓｂ：０．０６〜０．２０％、Ｃｕ：０．０３〜０．５０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなるスラブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行ない、熱延板焼鈍を行なうか、中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行ない、脱炭焼鈍後スクラップを走行せしめる状態下で窒化処理を行ない、次いでＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材を塗布して最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする。
【効果】 本発明を用いると、磁束密度が高くて、二次再結晶粒サイズが１０mm程度となり、鉄損が著しく改善される。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、トランス等の鉄心として使用される磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一方向性電磁鋼板は、主にトランスその他の電気機器の鉄心材料として使用されており、励磁特性、鉄損特性等の磁気特性に優れていることが、機器の小型化、エネルギー損失の減少のために要求される。励磁特性を表す特性値として、磁場の強さ８００A/m における磁束密度Ｂ8 がＪＩＳで規格化されて通常使用される。また、エネルギー損失を示す特性値としては、周波数５０Hzで１．７テスラー（Ｔ）まで磁化した時の鋼板１kg当たりのエネルギー損失（鉄損）Ｗ17/50 もＪＩＳで規格化されている。
【０００３】磁束密度は鉄損の最大支配因子であり、一般的に磁束密度が高い（大きい）ほど鉄損特性が良好になる。また、一般的に磁束密度が高くなると二次再結晶粒が大きくなり、鉄損が悪化する場合がある。この場合は、既に広く知られているように、磁区を制御することにより、二次再結晶の粒径に拘らず鉄損を改善することができる。
【０００４】この一方向性電磁鋼板は、最終仕上焼鈍工程で二次再結晶を起させ、鋼板表面に｛１１０｝、圧延方向に〈００１〉軸をもったいわゆるゴス組織を有している。良好な磁気特性を得るためには、磁化容易軸である〈００１〉を圧延方向に高度に揃えることが必要である。
【０００５】このような高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造技術は、古くから開発され、わが国ではいわゆるインヒビターとしてＭｎＳ，ＡｌＮを用いる方法（特開昭４０−１５６４４号公報）、ＭｎＳ，ＭｎＳｅ，Ｓｂ等を用いる方法（特開昭５１−１３４６９号公報）等がある。これらの場合は、熱延板段階でのインヒビターの完全固溶が求められ、実際の熱間圧延時は鋼塊（スラブ）の加熱温度を１３５０℃以上にすることが必要である。
【０００６】この高温度の加熱には数々の不利、不便な点がある。このため、この熱延時の鋼塊（スラブ）の加熱温度を下げる試みが行なわれている。その一つを開示したものとして特開昭５９−５６５２２号公報がある。この技術の発展として多くの発明がなされ、インヒビター形成のために脱炭焼鈍から最終仕上焼鈍の昇温過程で窒化を行なう方法（特開昭６２−４５２８５号公報、特開昭６０−１７９８５５号公報）、更にはストリップを走行せしめる状態下での水素、窒素、アンモニアの混合ガスを用いた窒化処理を行なう方法（特開平２−７７５２５号公報、特開平１−８２４００号公報、特開平３−１８０４６０号公報、特開平１−３１７５９２号公報）が開示された。
【０００７】また、脱炭焼鈍時の一次再結晶完了後から最終仕上焼鈍時の二次再結晶完了前までの途中段階での一次再結晶粒径を制御する方法（特開平３−２９４４２５号公報、特開平２−９６２７５号公報、特開平２−５９０２０号公報、特開平１−８２３９３号公報）も開示された。更に、一方向性電磁鋼においてＳｎ等の粒界偏析型元素を添加させることに関しては特開平３−２１１２３２号公報等がある。
【０００８】ところで、直近、鉄製品のための省エネルギーのためにスクラップの再利用が進んでいる。特に、空缶類のスクラップについては、Ｓｎ，Ｐ，Ｃｕの含有量が多くなり、従来の高炉を用いた製造方法とは異なった成分の鋼の製造が求められてきている。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】特開昭５８−２３４１４号公報の技術は、は鋼塊（スラブ）の加熱温度を１３５０℃以上としてインヒビター成分の完全固溶を行なわせしめて製造される一方向性電磁鋼板の製造に関するものである。上述したように、このような高温でのスラブ加熱は、数々の不利な点があった。
【００１０】また、特開平３−２１１２３２号公報の技術においては、スラブ加熱温度は低いもののＳｎを０．０４％程度添加する場合、鉄損のＷ17/50 が０．２９mm材で０．９６Ｗ／kgが限界であった。またＳｎの添加量を０．１５％とすると二次再結晶不良が生じていた。上記のような問題について、本発明は、スラブ加熱温度が比較的低い場合に、ＳｎまたはＳｂの添加とＣｕの複合添加により鉄損を改善させるものである。また本発明を用いると、Ｓｎ，Ｃｕを従来より多く含有して、磁気特性が優れた一方向性電磁鋼板が製造できるようになるため極めて有用である。
【００１１】
【課題を解決するための手段】一方向性電磁鋼板の鉄損を改善するための方策は数々あるが、原理的には■渦電流損、■履歴損の低減である。本発明では、渦電流損の影響因子の一つである結晶粒の大きさを適正化することに注目した。
【００１２】特開平３−２１１２３２号公報に開示された技術においては、Ｓｎを０．１０％を超えて添加すると、二次再結晶が不安定になると述べているが、発明者らが鋭意検討したところ、このような普通鋼並のスラブ加熱温度で、一方向性電磁鋼板を製造するプロセスにおいては、Ｓｎを単独添加すると、窒化が抑制されて二次再結晶が不安定傾向となるが、Ｃｕを複合添加すると、仕上焼鈍過程での窒化が抑えられても良好な二次再結晶が可能であることを知見した。
【００１３】この理由は定かではないが、窒化が抑制されたことによるインヒビターＡｌＮの弱体化をＣｕＳが補ったためと考えられる。ＳｎをＳｂに置き換えても同様な現象が起ることが知見された。
【００１４】更に特開昭５８−２３４１４号公報に開示された技術と同様に粒界偏析元素であるＳｎ，Ｓｂの効果が表れ二次再結晶サイズが小さくなっている。このことにより鉄損が著しく改善されることを見い出した。
【００１５】本発明の要旨は次の通りである。
（１）重量比でＣ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｐ：０．０２〜０．１０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００４０〜０．０１３０％、Ｓ，Ｓｅの少なくとも１種を０．００７〜０．０２０％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｓｎ＋Ｓｂ：０．０６〜０．２０％、Ｃｕ：０．０３〜０．５０％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行ない、熱延板焼鈍を行ない、中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行ない、脱炭焼鈍後ストリップを走行せしめる状態下で水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で窒化処理を行ない、次いでＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材を塗布して最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする鉄損特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１６】（２）重量比でＣ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｐ：０．０２〜０．１０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００４０〜０．０１３０％、Ｓ，Ｓｅの少なくとも１種を０．００７〜０．０２０％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｓｎ＋Ｓｂ：０．０６〜０．２０％、Ｃｕ：０．０３〜０．５０％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行ない、熱延板焼鈍を行なわず、中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行ない、脱炭焼鈍後ストリップを走行せしめる状態下で水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で窒化処理を行ない、次いでＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材を塗布して最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする鉄損特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１７】（３）溶鋼成分として更にＣｒ：０．０５〜０．３０％を含有させることを特徴とする（１）または（２）記載の方法。
【００１８】（４）溶鋼成分として更にＮｉ：０．０１〜０．１０％を含有させることを特徴とする（１），（２）または（３）記載の方法。
【００１９】次に本発明の限定理由について述べる。Ｃは、その含有量が０．０２５％未満になると二次再結晶が不安定となりかつ、二次再結晶した場合でも製品の磁束密度（Ｂ8 値）が１．８０Ｔに満たない低いものとなる。一方、Ｃの含有量が０．０７５％を超えて多くなり過ぎると、脱炭焼鈍時間が長大なものとなり、生産性を著しく損なう。
【００２０】Ｓｉは、その含有量が２．５％未満になると低鉄損の製品を得難く、一方、Ｓｉの含有量が４．５％を超えて多くなり過ぎると材料の冷間圧延時に、割れ、破断が多発して安定した冷間圧延作業を不可能にする。
【００２１】本発明の出発材料の成分系における特徴の一つは、Ｓを０．０２０％以下、好ましくは０．０１５％以下とする点にある。従来、公知の技術、例えば特公昭４０−１５６４４号公報或いは特公昭４７−２５２５０号公報に開示されている技術においては、Ｓは二次再結晶を生起させるに必要な析出物の一つであるＭｎＳの形成元素として必須であった。
【００２２】前記公知技術において、Ｓが最も効果を発揮する含有量範囲があり、それは熱間圧延に先立って行なわれるスラブの加熱段階でＭｎＳを固溶できる量として規定されていた。しかしながら、インヒビターとして（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを用いる特開平３−２１１２３２号公報では、ＭｎＳは特に必要としないため最大０．０１５％、好ましくは０．０１０％以下としていた。
【００２３】しかし、本発明ではＣｕを添加してＣｕとＳの化合物をインヒビターの析出核として用いるため、ある程度のＳは必要である。Ｓが０．０２０％を超えるとＭｎＳが多く析出するため、本発明のスラブ加熱温度が１２８０℃未満と低い場合は、二次再結晶が不安定となる。このため上限は０．０２０％とした。
【００２４】ただし、好ましくは０．０１５％以下である。また０．００７％未満では、Ｃｕ−Ｓが適切に析出せず、磁束密度（Ｂ8 ）が劣るので下限は０．００７％とする。ＳｅもＳと同様である。
【００２５】Ｐは、一次再結晶集合組織を改善する効果が報告されている。低Ｐでは、この効果が少なく、また製鋼コスト的にコストアップになるので下限は０．０２％とする。上限については、０．１０％を超えるとＰは粒界偏析して脆性破壊を起しやすくなり、工業的な生産が困難になる。このため上限を０．１０％とする。
【００２６】ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成するが、本発明においては、後工程即ち一次再結晶完了後に鋼を窒化することにより（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成せしめることを必須としているから、フリーのＡｌが一定量以上必要である。そのため、 sol．Ａｌとして０．０１０〜０．０５０％添加する。
【００２７】Ｍｎは、その含有量が少な過ぎると二次再結晶が不安定となり、一方、多過ぎると高い磁束密度をもつ製品を得難くなる。適正な含有量は０．０５０〜０．５％である。好ましくは、０．０７０〜０．０３０％である。
【００２８】Ｎは０．００１０％未満では二次再結晶粒の発達が悪くなる。一方０．０１２０％を超えるとブリスターと呼ばれる鋼板のふくれが発生する。
【００２９】Ｓｎ，Ｓｂは従来からいわれている如く、一次再結晶集合組織において｛１１０｝〈００１〉方位粒を増加させる効果があるとともに、硫化物を均一に析出する効果がある。従って、本発明では、Ｃｕ−Ｓ，Ｍｎ−Ｓの如き硫化物の析出を制御する効果が増長される。
【００３０】更に、Ｓｎ，Ｓｂを本発明の如くかなり多く添加すると、脱炭焼鈍時の酸化がされ難く、また一次再結晶粒成長し難くなる傾向がある。このため、脱炭焼鈍温度を従来の８２０〜８４０℃より２０℃程度上げざるを得ない。このことは、一方向性電磁鋼板の一次被膜形成を容易ならしめる方向である。
【００３１】また、Ｓｂ，Ｓｎ添加により二次再結晶粒径が小さくなるため、添加なしと比べて鉄損（特に低磁場鉄損）が良好となる。ＳｂとＳｎは原子番号が隣接しているためＳｂ＋Ｓｎで規定する。
【００３２】Ｓｂ＋Ｓｎが０．０６％未満であると、二次再結晶粒があまり小さくならない。また、Ｓｂ＋Ｓｎが０．２０％を超えると、脱炭焼鈍後の窒化処理が困難となり、工業生産に適していない。また後に述べるように磁束密度が低下するので上限を０．２０％とする。
【００３３】Ｃｕは、Ｓと結合して熱間圧延中に析出して、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎの析出核となる。このため二次再結晶のインヒビターが理想的に分散するようになると考えられる。Ｓｎを添加すると、二次再結晶が不安定化するが、粒径は小さくなり鉄損が低くなる。しかしＣｕを添加するとＳｎとの相互作用でＳｎが高くても二次再結晶は安定化する。Ｃｕが０．０３％未満であると効果が少ない。また０．５％を超えると、Ｃｕ−Ｓの析出物が粗大化して、効果が減じる。更に、熱間圧延時に、いわゆる“Ｃｕヘゲ”という疵の発生頻度が急激に増大する。好ましくは、０．０５〜０．１０％である。
【００３４】Ｃｒは、フォルステライト皮膜形成に必要な脱炭焼鈍後の酸素量を確保するために添加される。０．０５％より少ないと本発明のように（Ｓｎ＋Ｓｂ）を添加した場合酸素量が極端に少なくなる。また０．３０％を超えると酸素量が極端に増加し、良好なフォルステライトが形成されなくなる。また磁束密度も低下する。
【００３５】Ｎｉは０．０１％未満だと二次再結晶が不安定となる。０．１０％を超えても特開平５−３０６４１０号公報に示されているように効果はあるが、高価となる。このため０．１０％を上限とする。ＣｒとＮｉの添加は、本発明の効果を更に向上させるものであり、コスト的に見合う量だけの添加で良い。
【００３６】次に試験結果を述べる。Ｃｕ：０．０７％、Ｓ：０．０１２％、Ｃ：０．０５０〜０．０５５％、Ｓｉ：３．２０〜３．３０％、Ａｌ：０．０２６〜０．０３０％、Ｃｒ：０．０９〜０．２０％、Ｎｉ：０．０３〜０．０８％、Ｐ：０．０４〜０．０７％、Ｍｎ：０．０９〜０．１１％、Ｎ：０．００７５〜０．００８５％をベースとして、Ｓｎ＋Ｓｂ＝０．０４，０．１０，０．１５，０．２０，０．２５％と変化させた溶鋼を、通常の方法でスラブとし１１００〜１１５０℃で加熱して通常の方法で熱間圧延して５００〜６００℃の間で巻き取った。この時の熱間圧延板の仕上厚みは２．６mmであった。
【００３７】その後１１２０℃で２分間の熱延板焼鈍を行ない酸洗後、１８０〜２２０℃での最低２パスの温間圧延を施して０．２８５mmに冷間圧延した。その後８２０℃，８３０℃，８４０℃の各温度でＮ2 ：２５％，Ｈ2 ：７５％の雰囲気ガス中、露点６５℃で１５０秒焼鈍し脱炭一次再結晶及び酸化膜形成を行なった。
【００３８】その後ストリップ状態で窒化させその後の窒素含有量を２００〜２１０ppm とした。続いてＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材を塗布した。続く仕上焼鈍で１５℃／時間の昇温速度で１２００℃まで加熱した。
【００３９】この時の雰囲気ガスは、Ｈ2 ：７５％，Ｎ2 ：２５％であった。その後１２００℃で２０時間、Ｈ2 ：１００％で純化焼鈍をした。
【００４０】冷却後連続ラインで形状矯正及び燐酸塩−コロイダルシリカ系の張力コーティングを施した。この後いわゆるエプシュタイン用の試料を切り出し、８５０℃×２時間の歪取り焼鈍を行なって磁気特性を測定した。
【００４１】磁気特性は、Ｂ8 ，Ｗ13/50 ，Ｗ17/50 である。図１はＢ8 とＷ17/50 、図２はＢ8 とＷ13/50 の関係を示している。このようにＳｎ＋Ｓｂ＝０．０４％であると、Ｂ8 は高くても二次再結晶がかなり大きいため（例えば目視直径が２０〜５０mm）鉄損はあまり良くない。
【００４２】ところがＳｎ＋Ｓｂの添加量を増加すると二次再結晶粒は小さくなり鉄損が向上する。しかし、Ｓｎ＋Ｓｂの量が増え過ぎると（０．２５％の場合）磁束密度が低下する。この場合低磁場鉄損（Ｗ13/50 ）はあまり劣化しないが、高磁場鉄損（Ｗ17/50 ）が劣化している。
【００４３】
【実施例】
実施例１次に示す成分の鋼塊を通常の方法で製造し１１００〜１１５０℃でスラブを加熱後、通常の熱延を示さない熱延板厚２．３mmに仕上げた。その後１１２０℃×２分の熱延板焼鈍を行ない、酸洗後１８０〜２２０℃で最低２パスの温間圧延を行なって０．２２０mmに冷間圧延した。その後８３０℃で、Ｎ2 ：２５％，Ｈ2：７５％の雰囲気ガス中で、露点６２℃で１００秒の脱炭一次再結晶焼鈍を行なった。
【００４４】その後、全窒素含有量を１９５〜２１０ppm とするストリップ窒化処理を行ないＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材を塗布し、仕上焼鈍を行なった。この仕上焼鈍は１０〜２０℃／時間で昇温し、雰囲気は、Ｎ2 ：２５％，Ｈ2 ：７５％であった。
【００４５】その後１２００℃で２０時間、Ｈ2 ：１００％の純化焼鈍を行なった。その後、通常用いられる張力コーティングの塗布と平滑化処理を行なった。その結果を表１に示す。
【００４６】
【表１】
【００４７】実施例２次に示す成分の鋼塊を通常の方法で製造し、１０７０〜１１３０℃でスラブ加熱後通常の熱延を行ない、熱延板厚２．６mmに仕上げた。その後、熱延板焼鈍を行なうことなく酸洗を施し、０．３３５mmに冷間圧延を行なった。
【００４８】その後、アルカリ洗浄で脱脂して、８３５，８４０，８４５℃のいずれかの温度でＮ2 ：２５％，Ｈ2 ：７５％の雰囲気ガス中で露点６５℃で１５０秒の脱炭一次再結晶焼鈍を行なった。その後、全窒素含有量が２２５〜２３５ppm となるようにストリップ窒化処理を行ない、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材を塗布し仕上焼鈍を行なった。
【００４９】この仕上焼鈍は、１０〜２０℃／時間で昇温し、雰囲気はＮ2 ：３０％，Ｈ2：７０％であった。その後１２００℃で３５時間の純化処理を行なった。冷却後、通常用いられる燐酸系の張力コーティングの塗布と平滑化処理を行なった。この結果を表２に示す。
【００５０】
【表２】
【００５１】
【発明の効果】本発明により、普通鋼並のスラブ加熱温度によって製造された磁気特性の良好なＳｎの高い方向性電磁鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明材のＢ8 とＷ17/50 の関係を示す図表である。
【図２】本発明材のＢ8 とＷ13/50 の関係を示す図表である。
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、トランス等の鉄心として使用される磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一方向性電磁鋼板は、主にトランスその他の電気機器の鉄心材料として使用されており、励磁特性、鉄損特性等の磁気特性に優れていることが、機器の小型化、エネルギー損失の減少のために要求される。励磁特性を表す特性値として、磁場の強さ８００A/m における磁束密度Ｂ8 がＪＩＳで規格化されて通常使用される。また、エネルギー損失を示す特性値としては、周波数５０Hzで１．７テスラー（Ｔ）まで磁化した時の鋼板１kg当たりのエネルギー損失（鉄損）Ｗ17/50 もＪＩＳで規格化されている。
【０００３】磁束密度は鉄損の最大支配因子であり、一般的に磁束密度が高い（大きい）ほど鉄損特性が良好になる。また、一般的に磁束密度が高くなると二次再結晶粒が大きくなり、鉄損が悪化する場合がある。この場合は、既に広く知られているように、磁区を制御することにより、二次再結晶の粒径に拘らず鉄損を改善することができる。
【０００４】この一方向性電磁鋼板は、最終仕上焼鈍工程で二次再結晶を起させ、鋼板表面に｛１１０｝、圧延方向に〈００１〉軸をもったいわゆるゴス組織を有している。良好な磁気特性を得るためには、磁化容易軸である〈００１〉を圧延方向に高度に揃えることが必要である。
【０００５】このような高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造技術は、古くから開発され、わが国ではいわゆるインヒビターとしてＭｎＳ，ＡｌＮを用いる方法（特開昭４０−１５６４４号公報）、ＭｎＳ，ＭｎＳｅ，Ｓｂ等を用いる方法（特開昭５１−１３４６９号公報）等がある。これらの場合は、熱延板段階でのインヒビターの完全固溶が求められ、実際の熱間圧延時は鋼塊（スラブ）の加熱温度を１３５０℃以上にすることが必要である。
【０００６】この高温度の加熱には数々の不利、不便な点がある。このため、この熱延時の鋼塊（スラブ）の加熱温度を下げる試みが行なわれている。その一つを開示したものとして特開昭５９−５６５２２号公報がある。この技術の発展として多くの発明がなされ、インヒビター形成のために脱炭焼鈍から最終仕上焼鈍の昇温過程で窒化を行なう方法（特開昭６２−４５２８５号公報、特開昭６０−１７９８５５号公報）、更にはストリップを走行せしめる状態下での水素、窒素、アンモニアの混合ガスを用いた窒化処理を行なう方法（特開平２−７７５２５号公報、特開平１−８２４００号公報、特開平３−１８０４６０号公報、特開平１−３１７５９２号公報）が開示された。
【０００７】また、脱炭焼鈍時の一次再結晶完了後から最終仕上焼鈍時の二次再結晶完了前までの途中段階での一次再結晶粒径を制御する方法（特開平３−２９４４２５号公報、特開平２−９６２７５号公報、特開平２−５９０２０号公報、特開平１−８２３９３号公報）も開示された。更に、一方向性電磁鋼においてＳｎ等の粒界偏析型元素を添加させることに関しては特開平３−２１１２３２号公報等がある。
【０００８】ところで、直近、鉄製品のための省エネルギーのためにスクラップの再利用が進んでいる。特に、空缶類のスクラップについては、Ｓｎ，Ｐ，Ｃｕの含有量が多くなり、従来の高炉を用いた製造方法とは異なった成分の鋼の製造が求められてきている。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】特開昭５８−２３４１４号公報の技術は、は鋼塊（スラブ）の加熱温度を１３５０℃以上としてインヒビター成分の完全固溶を行なわせしめて製造される一方向性電磁鋼板の製造に関するものである。上述したように、このような高温でのスラブ加熱は、数々の不利な点があった。
【００１０】また、特開平３−２１１２３２号公報の技術においては、スラブ加熱温度は低いもののＳｎを０．０４％程度添加する場合、鉄損のＷ17/50 が０．２９mm材で０．９６Ｗ／kgが限界であった。またＳｎの添加量を０．１５％とすると二次再結晶不良が生じていた。上記のような問題について、本発明は、スラブ加熱温度が比較的低い場合に、ＳｎまたはＳｂの添加とＣｕの複合添加により鉄損を改善させるものである。また本発明を用いると、Ｓｎ，Ｃｕを従来より多く含有して、磁気特性が優れた一方向性電磁鋼板が製造できるようになるため極めて有用である。
【００１１】
【課題を解決するための手段】一方向性電磁鋼板の鉄損を改善するための方策は数々あるが、原理的には
【００１２】特開平３−２１１２３２号公報に開示された技術においては、Ｓｎを０．１０％を超えて添加すると、二次再結晶が不安定になると述べているが、発明者らが鋭意検討したところ、このような普通鋼並のスラブ加熱温度で、一方向性電磁鋼板を製造するプロセスにおいては、Ｓｎを単独添加すると、窒化が抑制されて二次再結晶が不安定傾向となるが、Ｃｕを複合添加すると、仕上焼鈍過程での窒化が抑えられても良好な二次再結晶が可能であることを知見した。
【００１３】この理由は定かではないが、窒化が抑制されたことによるインヒビターＡｌＮの弱体化をＣｕＳが補ったためと考えられる。ＳｎをＳｂに置き換えても同様な現象が起ることが知見された。
【００１４】更に特開昭５８−２３４１４号公報に開示された技術と同様に粒界偏析元素であるＳｎ，Ｓｂの効果が表れ二次再結晶サイズが小さくなっている。このことにより鉄損が著しく改善されることを見い出した。
【００１５】本発明の要旨は次の通りである。
（１）重量比でＣ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｐ：０．０２〜０．１０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００４０〜０．０１３０％、Ｓ，Ｓｅの少なくとも１種を０．００７〜０．０２０％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｓｎ＋Ｓｂ：０．０６〜０．２０％、Ｃｕ：０．０３〜０．５０％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行ない、熱延板焼鈍を行ない、中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行ない、脱炭焼鈍後ストリップを走行せしめる状態下で水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で窒化処理を行ない、次いでＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材を塗布して最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする鉄損特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１６】（２）重量比でＣ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｐ：０．０２〜０．１０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００４０〜０．０１３０％、Ｓ，Ｓｅの少なくとも１種を０．００７〜０．０２０％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｓｎ＋Ｓｂ：０．０６〜０．２０％、Ｃｕ：０．０３〜０．５０％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行ない、熱延板焼鈍を行なわず、中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行ない、脱炭焼鈍後ストリップを走行せしめる状態下で水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で窒化処理を行ない、次いでＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材を塗布して最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする鉄損特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１７】（３）溶鋼成分として更にＣｒ：０．０５〜０．３０％を含有させることを特徴とする（１）または（２）記載の方法。
【００１８】（４）溶鋼成分として更にＮｉ：０．０１〜０．１０％を含有させることを特徴とする（１），（２）または（３）記載の方法。
【００１９】次に本発明の限定理由について述べる。Ｃは、その含有量が０．０２５％未満になると二次再結晶が不安定となりかつ、二次再結晶した場合でも製品の磁束密度（Ｂ8 値）が１．８０Ｔに満たない低いものとなる。一方、Ｃの含有量が０．０７５％を超えて多くなり過ぎると、脱炭焼鈍時間が長大なものとなり、生産性を著しく損なう。
【００２０】Ｓｉは、その含有量が２．５％未満になると低鉄損の製品を得難く、一方、Ｓｉの含有量が４．５％を超えて多くなり過ぎると材料の冷間圧延時に、割れ、破断が多発して安定した冷間圧延作業を不可能にする。
【００２１】本発明の出発材料の成分系における特徴の一つは、Ｓを０．０２０％以下、好ましくは０．０１５％以下とする点にある。従来、公知の技術、例えば特公昭４０−１５６４４号公報或いは特公昭４７−２５２５０号公報に開示されている技術においては、Ｓは二次再結晶を生起させるに必要な析出物の一つであるＭｎＳの形成元素として必須であった。
【００２２】前記公知技術において、Ｓが最も効果を発揮する含有量範囲があり、それは熱間圧延に先立って行なわれるスラブの加熱段階でＭｎＳを固溶できる量として規定されていた。しかしながら、インヒビターとして（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを用いる特開平３−２１１２３２号公報では、ＭｎＳは特に必要としないため最大０．０１５％、好ましくは０．０１０％以下としていた。
【００２３】しかし、本発明ではＣｕを添加してＣｕとＳの化合物をインヒビターの析出核として用いるため、ある程度のＳは必要である。Ｓが０．０２０％を超えるとＭｎＳが多く析出するため、本発明のスラブ加熱温度が１２８０℃未満と低い場合は、二次再結晶が不安定となる。このため上限は０．０２０％とした。
【００２４】ただし、好ましくは０．０１５％以下である。また０．００７％未満では、Ｃｕ−Ｓが適切に析出せず、磁束密度（Ｂ8 ）が劣るので下限は０．００７％とする。ＳｅもＳと同様である。
【００２５】Ｐは、一次再結晶集合組織を改善する効果が報告されている。低Ｐでは、この効果が少なく、また製鋼コスト的にコストアップになるので下限は０．０２％とする。上限については、０．１０％を超えるとＰは粒界偏析して脆性破壊を起しやすくなり、工業的な生産が困難になる。このため上限を０．１０％とする。
【００２６】ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成するが、本発明においては、後工程即ち一次再結晶完了後に鋼を窒化することにより（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成せしめることを必須としているから、フリーのＡｌが一定量以上必要である。そのため、 sol．Ａｌとして０．０１０〜０．０５０％添加する。
【００２７】Ｍｎは、その含有量が少な過ぎると二次再結晶が不安定となり、一方、多過ぎると高い磁束密度をもつ製品を得難くなる。適正な含有量は０．０５０〜０．５％である。好ましくは、０．０７０〜０．０３０％である。
【００２８】Ｎは０．００１０％未満では二次再結晶粒の発達が悪くなる。一方０．０１２０％を超えるとブリスターと呼ばれる鋼板のふくれが発生する。
【００２９】Ｓｎ，Ｓｂは従来からいわれている如く、一次再結晶集合組織において｛１１０｝〈００１〉方位粒を増加させる効果があるとともに、硫化物を均一に析出する効果がある。従って、本発明では、Ｃｕ−Ｓ，Ｍｎ−Ｓの如き硫化物の析出を制御する効果が増長される。
【００３０】更に、Ｓｎ，Ｓｂを本発明の如くかなり多く添加すると、脱炭焼鈍時の酸化がされ難く、また一次再結晶粒成長し難くなる傾向がある。このため、脱炭焼鈍温度を従来の８２０〜８４０℃より２０℃程度上げざるを得ない。このことは、一方向性電磁鋼板の一次被膜形成を容易ならしめる方向である。
【００３１】また、Ｓｂ，Ｓｎ添加により二次再結晶粒径が小さくなるため、添加なしと比べて鉄損（特に低磁場鉄損）が良好となる。ＳｂとＳｎは原子番号が隣接しているためＳｂ＋Ｓｎで規定する。
【００３２】Ｓｂ＋Ｓｎが０．０６％未満であると、二次再結晶粒があまり小さくならない。また、Ｓｂ＋Ｓｎが０．２０％を超えると、脱炭焼鈍後の窒化処理が困難となり、工業生産に適していない。また後に述べるように磁束密度が低下するので上限を０．２０％とする。
【００３３】Ｃｕは、Ｓと結合して熱間圧延中に析出して、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎの析出核となる。このため二次再結晶のインヒビターが理想的に分散するようになると考えられる。Ｓｎを添加すると、二次再結晶が不安定化するが、粒径は小さくなり鉄損が低くなる。しかしＣｕを添加するとＳｎとの相互作用でＳｎが高くても二次再結晶は安定化する。Ｃｕが０．０３％未満であると効果が少ない。また０．５％を超えると、Ｃｕ−Ｓの析出物が粗大化して、効果が減じる。更に、熱間圧延時に、いわゆる“Ｃｕヘゲ”という疵の発生頻度が急激に増大する。好ましくは、０．０５〜０．１０％である。
【００３４】Ｃｒは、フォルステライト皮膜形成に必要な脱炭焼鈍後の酸素量を確保するために添加される。０．０５％より少ないと本発明のように（Ｓｎ＋Ｓｂ）を添加した場合酸素量が極端に少なくなる。また０．３０％を超えると酸素量が極端に増加し、良好なフォルステライトが形成されなくなる。また磁束密度も低下する。
【００３５】Ｎｉは０．０１％未満だと二次再結晶が不安定となる。０．１０％を超えても特開平５−３０６４１０号公報に示されているように効果はあるが、高価となる。このため０．１０％を上限とする。ＣｒとＮｉの添加は、本発明の効果を更に向上させるものであり、コスト的に見合う量だけの添加で良い。
【００３６】次に試験結果を述べる。Ｃｕ：０．０７％、Ｓ：０．０１２％、Ｃ：０．０５０〜０．０５５％、Ｓｉ：３．２０〜３．３０％、Ａｌ：０．０２６〜０．０３０％、Ｃｒ：０．０９〜０．２０％、Ｎｉ：０．０３〜０．０８％、Ｐ：０．０４〜０．０７％、Ｍｎ：０．０９〜０．１１％、Ｎ：０．００７５〜０．００８５％をベースとして、Ｓｎ＋Ｓｂ＝０．０４，０．１０，０．１５，０．２０，０．２５％と変化させた溶鋼を、通常の方法でスラブとし１１００〜１１５０℃で加熱して通常の方法で熱間圧延して５００〜６００℃の間で巻き取った。この時の熱間圧延板の仕上厚みは２．６mmであった。
【００３７】その後１１２０℃で２分間の熱延板焼鈍を行ない酸洗後、１８０〜２２０℃での最低２パスの温間圧延を施して０．２８５mmに冷間圧延した。その後８２０℃，８３０℃，８４０℃の各温度でＮ2 ：２５％，Ｈ2 ：７５％の雰囲気ガス中、露点６５℃で１５０秒焼鈍し脱炭一次再結晶及び酸化膜形成を行なった。
【００３８】その後ストリップ状態で窒化させその後の窒素含有量を２００〜２１０ppm とした。続いてＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材を塗布した。続く仕上焼鈍で１５℃／時間の昇温速度で１２００℃まで加熱した。
【００３９】この時の雰囲気ガスは、Ｈ2 ：７５％，Ｎ2 ：２５％であった。その後１２００℃で２０時間、Ｈ2 ：１００％で純化焼鈍をした。
【００４０】冷却後連続ラインで形状矯正及び燐酸塩−コロイダルシリカ系の張力コーティングを施した。この後いわゆるエプシュタイン用の試料を切り出し、８５０℃×２時間の歪取り焼鈍を行なって磁気特性を測定した。
【００４１】磁気特性は、Ｂ8 ，Ｗ13/50 ，Ｗ17/50 である。図１はＢ8 とＷ17/50 、図２はＢ8 とＷ13/50 の関係を示している。このようにＳｎ＋Ｓｂ＝０．０４％であると、Ｂ8 は高くても二次再結晶がかなり大きいため（例えば目視直径が２０〜５０mm）鉄損はあまり良くない。
【００４２】ところがＳｎ＋Ｓｂの添加量を増加すると二次再結晶粒は小さくなり鉄損が向上する。しかし、Ｓｎ＋Ｓｂの量が増え過ぎると（０．２５％の場合）磁束密度が低下する。この場合低磁場鉄損（Ｗ13/50 ）はあまり劣化しないが、高磁場鉄損（Ｗ17/50 ）が劣化している。
【００４３】
【実施例】
実施例１次に示す成分の鋼塊を通常の方法で製造し１１００〜１１５０℃でスラブを加熱後、通常の熱延を示さない熱延板厚２．３mmに仕上げた。その後１１２０℃×２分の熱延板焼鈍を行ない、酸洗後１８０〜２２０℃で最低２パスの温間圧延を行なって０．２２０mmに冷間圧延した。その後８３０℃で、Ｎ2 ：２５％，Ｈ2：７５％の雰囲気ガス中で、露点６２℃で１００秒の脱炭一次再結晶焼鈍を行なった。
【００４４】その後、全窒素含有量を１９５〜２１０ppm とするストリップ窒化処理を行ないＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材を塗布し、仕上焼鈍を行なった。この仕上焼鈍は１０〜２０℃／時間で昇温し、雰囲気は、Ｎ2 ：２５％，Ｈ2 ：７５％であった。
【００４５】その後１２００℃で２０時間、Ｈ2 ：１００％の純化焼鈍を行なった。その後、通常用いられる張力コーティングの塗布と平滑化処理を行なった。その結果を表１に示す。
【００４６】
【表１】
【００４７】実施例２次に示す成分の鋼塊を通常の方法で製造し、１０７０〜１１３０℃でスラブ加熱後通常の熱延を行ない、熱延板厚２．６mmに仕上げた。その後、熱延板焼鈍を行なうことなく酸洗を施し、０．３３５mmに冷間圧延を行なった。
【００４８】その後、アルカリ洗浄で脱脂して、８３５，８４０，８４５℃のいずれかの温度でＮ2 ：２５％，Ｈ2 ：７５％の雰囲気ガス中で露点６５℃で１５０秒の脱炭一次再結晶焼鈍を行なった。その後、全窒素含有量が２２５〜２３５ppm となるようにストリップ窒化処理を行ない、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材を塗布し仕上焼鈍を行なった。
【００４９】この仕上焼鈍は、１０〜２０℃／時間で昇温し、雰囲気はＮ2 ：３０％，Ｈ2：７０％であった。その後１２００℃で３５時間の純化処理を行なった。冷却後、通常用いられる燐酸系の張力コーティングの塗布と平滑化処理を行なった。この結果を表２に示す。
【００５０】
【表２】
【００５１】
【発明の効果】本発明により、普通鋼並のスラブ加熱温度によって製造された磁気特性の良好なＳｎの高い方向性電磁鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明材のＢ8 とＷ17/50 の関係を示す図表である。
【図２】本発明材のＢ8 とＷ13/50 の関係を示す図表である。
【特許請求の範囲】
【請求項１】 重量比でＣ ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｐ ：０．０２〜０．１０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ ：０．００４０〜０．０１３０％、Ｓ，Ｓｅの少なくとも１種を０．００７〜０．０２０％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｓｎ＋Ｓｂ：０．０６〜０．２０％、Ｃｕ：０．０３〜０．５０％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行ない、熱延板焼鈍を行ない、中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行ない、脱炭焼鈍後ストリップを走行せしめる状態下で水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で窒化処理を行ない、次いでＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材を塗布して最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする鉄損特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】 重量比でＣ ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｐ ：０．０２〜０．１０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ ：０．００４０〜０．０１３０％、Ｓ，Ｓｅの少なくとも１種を０．００７〜０．０２０％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｓｎ＋Ｓｂ：０．０６〜０．２０％、Ｃｕ：０．０３〜０．５０％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行ない、熱延板焼鈍を行なわず、中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行ない、脱炭焼鈍後ストリップを走行せしめる状態下で水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で窒化処理を行ない、次いでＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材を塗布して最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする鉄損特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】 溶鋼成分として更にＣｒ：０．０５〜０．３０％を含有させることを特徴とする請求項１または２記載の方法。
【請求項４】 溶鋼成分として更にＮｉ：０．０１〜０．１０％を含有させることを特徴とする請求項１，２または３記載の方法。
【請求項１】 重量比でＣ ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｐ ：０．０２〜０．１０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ ：０．００４０〜０．０１３０％、Ｓ，Ｓｅの少なくとも１種を０．００７〜０．０２０％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｓｎ＋Ｓｂ：０．０６〜０．２０％、Ｃｕ：０．０３〜０．５０％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行ない、熱延板焼鈍を行ない、中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行ない、脱炭焼鈍後ストリップを走行せしめる状態下で水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で窒化処理を行ない、次いでＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材を塗布して最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする鉄損特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】 重量比でＣ ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｐ ：０．０２〜０．１０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ ：０．００４０〜０．０１３０％、Ｓ，Ｓｅの少なくとも１種を０．００７〜０．０２０％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｓｎ＋Ｓｂ：０．０６〜０．２０％、Ｃｕ：０．０３〜０．５０％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行ない、熱延板焼鈍を行なわず、中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行ない、脱炭焼鈍後ストリップを走行せしめる状態下で水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で窒化処理を行ない、次いでＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材を塗布して最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする鉄損特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】 溶鋼成分として更にＣｒ：０．０５〜０．３０％を含有させることを特徴とする請求項１または２記載の方法。
【請求項４】 溶鋼成分として更にＮｉ：０．０１〜０．１０％を含有させることを特徴とする請求項１，２または３記載の方法。
【図１】
【図２】
【図２】
【公開番号】特開平９−４９０２３
【公開日】平成９年（１９９７）２月１８日
【国際特許分類】
【出願番号】特願平７−２０４７８１
【出願日】平成７年（１９９５）８月１０日
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【出願人】（３９００２２８７３）日鐵プラント設計株式会社 (275)
【公開日】平成９年（１９９７）２月１８日
【国際特許分類】
【出願日】平成７年（１９９５）８月１０日
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【出願人】（３９００２２８７３）日鐵プラント設計株式会社 (275)
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