JP3873489B2 - 被膜特性および磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents
被膜特性および磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、変圧器その他の電気機器の鉄心等の用途に用いて好適な方向性けい素鋼板の製造方法に関し、良好な被膜特性と特に優れた磁気特性とを得ようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
方向性けい素鋼板は、主として変圧器あるいは回転機器等の鉄心材料として使用され、磁気特性として磁束密度が高く、鉄損及び磁気歪の小さいことが要求される。とくに近年、省エネルギー、省資源の観点から磁気特性に優れた方向性けい素鋼板のニーズはますます高まっている。そして、磁気特性に優れる方向性けい素鋼板を得るには、｛１１０｝＜００１＞方位、いわゆるゴス方位に高度に集積した２次再結晶組織を得ることが肝要である。
【０００３】
かかる方向性けい素鋼板は、二次再結晶に必要なインヒビター、例えばMnS, MnSe, AlN, BN等を含む方向性けい素鋼スラブを加熱して熱間圧延を行ったのち、必要に応じて焼鈍を行い、１回あるいは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、次いで脱炭焼鈍を行ったのち、鋼板にMgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから最終仕上げ焼鈍を行うことによって製造される。そして、この方向性けい素鋼板の表面には、特殊な場合を除いて、フォルステライト（Mg2SiO4)を主体とする絶縁被膜（以下、単にフォルステライト質被膜という）が形成されているのが普通である。このフォルステライト質被膜は表面の電気的絶縁だけでなく、その低熱膨張性に起因する引張応力を鋼板に付与することにより、鉄損さらには磁気歪をも効果的に改善する。
【０００４】
さらに、フォルステライト質被膜は、仕上焼鈍において形成されるが、その被膜形成挙動は鋼中のMnS, MnSe, AlN等のインヒビターの分解挙動に影響するため、優れた磁気特性を得るために必須の過程である、二次再結晶そのものにも影響を及ぼす。さらにまた、形成されたフォルステライト質被膜は、二次再結晶が完了したあとには不要となるインヒビター成分を被膜中に吸い上げて鋼を鈍化することによっても鋼板の磁気特性の向上に貢献する。従って、このフォルステライト質被膜の形成過程を制御して被膜を均一に生成させることは、優れた磁気特性を有する方向性けい素鋼板を得るために非常に重要である。
【０００５】
かように製品品質に多大な影響を及ぼすフォルステライト質被膜は、一般に以下のような工程で形成される。
まず、所望の最終板厚に冷間圧延された方向性けい素鋼板用の最終冷延板を、湿水素中で700 〜900 ℃の温度で連続焼鈍を行う。この焼鈍（脱炭焼鈍）により、
▲１▼冷間圧延後の組織を、最終仕上げ焼鈍において適正な二次再結晶が起こるように一次再結晶させ、
▲２▼最終仕上げ焼鈍における二次再結晶を完全に行わせるとともに、製品の磁気特性の時効劣化を防止するため、鋼中に0.01〜0.10％程度含まれる炭素を0.003 wt％程度以下までに脱炭し、
▲３▼鋼中Siの酸化によって、SiO2を含むサブスケールを鋼板表層に生成させる。
【０００６】
その後、MgO を主体とする焼鈍分離剤を鋼板上に塗布し、コイル状に巻取って還元あるいは非酸化性雰囲気にて二次再結晶焼鈍と鈍化焼鈍を兼ねた最終仕上げ焼鈍を最高1200℃程度の温度で行って、主として以下の反応式で示される固相反応によってフォルステライト質被膜を形成させるのである。
２MgO ＋SiO2→Mg2SiO4
【０００７】
このフォルステライト質被膜は、１μm 前後の微細結晶が緻密に集積したセラミックス皮膜であり、上述の如く、脱炭焼鈍により鋼板表層に生成したSiO2を含有するサブスケールを一方の原料として、その鋼板上に生成させるものであるから、このサブスケールの種類、量、分布等はフォルステライトの核生成や粒成長挙動に関与するとともに、被膜結晶粒の粒界や粒そのものの強度にも影響を及ぼし、従って仕上げ焼鈍後の被膜品質にも多大な影響を及ぼす。
【０００８】
また、他方の原料物質であるMgO を主体とする焼鈍分離剤は、水に懸濁したスラリーとして鋼板に塗布されるため、乾燥させたのちも物理的に吸着したH2O を保有するほか、一部が水和してMg(OH)2 に変化している。そのため、仕上げ焼鈍中は800 ℃付近まで少量ながらH2O を放出し続ける。このH2O により仕上げ焼鈍中に鋼板表面は酸化される。この酸化もフォルステライトの生成挙動に影響を及ぼすとともにインヒビターの挙動にも影響を与え、この追加酸化が多いと磁気特性が劣化する要因となる。このマグネシアが放出するH2O による酸化し易さも、脱炭焼鈍で形成されたサブスケールの物性に大きく影響される。また当然ながら、焼鈍分離剤中に配合されるMgO 以外の添加物も、たとえ添加量が少量であっても、被膜形成に大きく影響する。
【０００９】
以上述べたように、脱炭焼鈍において鋼板表層に形成されるサブスケールの物性を制御することは、優れたフォルステライト質絶縁被膜を適切な温度で均一に形成させるために欠かせない技術であり、方向性けい素鋼板の製造技術の重要な項目の一つである。
【００１０】
特に、インヒビター成分としてAlN 等の窒化物を利用する方向性けい素鋼板においては、脱炭焼鈍時に形成されるサブスケールの物性が仕上げ焼鈍中の脱窒挙動あるいは焼鈍雰囲気からの浸窒挙動に大きく影響を及ぼし、従って磁気特性にも大きな影響を与える。
【００１１】
この脱炭焼鈍に関しては、例えば、特開昭59−185725号公報に開示された、脱炭焼鈍後鋼板の酸素含有量を制御する方法、特公昭57−1575号公報に開示された、雰囲気の酸化度を脱炭焼鈍の前部領域では0.15以上とし、引き続く後部領域の酸化度を0.75以下でかつ前部領域よりも低くする方法、特開平２−240215号公報や特公昭54−14686 号公報に開示された、脱炭焼鈍後に非酸化性雰囲気中で850 〜1050℃の熱処理を行う方法、特公平３−57167 号公報に開示された、脱炭焼鈍後の冷却を750 ℃以下の温度域では酸化度を0.008 以下として冷却する方法、特開平６−336616号公報に開示された、均熱過程における水素分圧に対する水蒸気分圧の比を0.70未満に、かつ昇温過程における水素分圧に対する水蒸気分圧の比を均熱過程よりも低い値にする方法、そして特開平７−278668号公報に開示された、昇温速度と焼鈍雰囲気を規定する方法等、が知られている。
【００１２】
また、フォルステライト質被膜の外観に大きな影響を与えるものとして、部分的に地鉄が露出する点状欠陥がある。この点状欠陥の発生を抑制する方法としては、例えば特開昭59−226115号公報に、素材中にMoを0.003 〜0.1 wt％の範囲で含有させると共に、脱炭焼鈍を、焼鈍温度：820 〜860 ℃でかつ、P(H2O)／P(H2) で表される雰囲気酸化性：0.30〜0.50の条件下に行って、鋼板表面に形成されるサブスケール中のシリカ（SiO2）とファイヤライト（Fe2SiO4)の比 Fe2SiO4／SiO2を0.05〜0.45の範囲に調整する技術が開示されている。さらに、特公平７−42503 号公報には、熱延板焼鈍時の雰囲気と脱炭焼鈍時の雰囲気とを規定することが、開示されている。
【００１３】
しかしながら、上述した方法は、いずれも一定の効果が得られるものの、必ずしも充分な成果を得ることはできず、けい素鋼ストリップの幅方向あるいは長手方向で磁気特性、そしてフォルステライト質絶縁皮膜の密着性、厚みあるいは均一性などが劣化する場合があり、優れた品質を有する製品を安定にかつ高い歩留りで生産することはできなかった。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、上記の問題を有利に解決するものであり、鋼板の幅方向および長手方向にわたって欠陥のない均一で密着性に優れたフォルステライト質被膜を有し、かつ磁気特性にも優れる方向性けい素鋼板を得るための製造方法について、提案することを目的とする。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、特にAlN を主インヒビターとして利用する場合について鋭意検討した結果、脱炭焼鈍時の昇温速度が被膜特性に大きな影響を及ぼしていることおよび、脱炭焼鈍時の雰囲気制御が磁気特性の向上に有効であること、を見出し、この発明を完成するに到った。
【００１６】
すなわち、この発明の要旨構成は、次のとおりである。
(1) Ｃ：0.03〜0.12wt％，Si：2.0 〜4.5 wt％，酸可溶性Al：0.01〜0.05wt％およびＮ：0.004 〜0.012 wt％を含有する、鋼スラブに熱間圧延を施し、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行い、次いで780 ℃以上880 ℃以下の均熱温度で脱炭焼鈍を施した後、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍および純化焼鈍を施す一連の工程からなる方向性けい素鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍は、常温から750 ℃までの温度域における平均昇温速度を、750 ℃から均熱温度までの温度域における平均昇温速度より速くし、かつ均熱帯の雰囲気の水素分圧に対する水蒸気分圧の比を0.30〜0.50に調整して行うことを特徴とする方向性けい素鋼板の製造方法。
【００１７】
(2) 上記(1) において、脱炭焼鈍は、常温から750 ℃までの温度域を平均昇温速度：12〜40℃／s および750 ℃から均熱温度までの温度域を平均昇温速度：0.5 〜10℃／s にて行うことを特徴とする方向性けい素鋼板の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
次に、AlN を主インヒビターとして利用する場合の基本成分系の素材を用いて、仕上げ焼鈍中のインヒビターの挙動に及ぼす、脱炭焼鈍均熱時の雰囲気酸化性の影響を詳しく調査した、実験結果について、詳しく述べる。
Ｃ：0.068 wt％、Si：3.43wt％、Mn：0.07wt％、Se：0.018 wt％、酸可溶性Al：0.024 wt％、Ｎ：0.0083wt％およびSb：0.041 wt％を含む、けい素鋼スラブを、1430℃の温度で30分間加熱後、熱間圧延を施して2.0mm 厚の熱延板とした。次いで、1000℃・２分間の熱延板焼鈍を施した後、40℃／ｓの冷却速度で急冷処理を行ってから、冷間圧延にて最終板厚0.23mmとした。その後、これらの冷延板を脱脂して表面を清浄化したのち、H2−H2O −N2雰囲気にて830 ℃の温度で、片面当たりの酸素目付量が0.3 〜1.0(g/m2) になるように脱炭焼鈍を施した。この脱炭焼鈍の際、均熱時の水蒸気分圧P(H2O)に対する水素分圧P(H2) の比P(H2O)／P(H2) で表される、雰囲気酸化性を、露点およびH2ガス濃度の調整によって、0.2 〜0.7 の範囲で変化させて、種々の脱炭焼鈍を行った。次いで、マグネシアにTiO2を６wt％配合した焼鈍分離剤をスラリー状にして、それぞれの脱炭焼鈍板コイルに塗布して乾燥させたのち、窒素雰囲気中での850 ℃・20時間の保定に続いて、窒素：25％および水素：75％の雰囲気中で15℃／ｈの速度で昇温する、仕上げ焼鈍を行った。
【００１９】
この仕上げ焼鈍中のインヒビター強度として、酸可溶性Alの濃度を調査した結果を、図１に示す。脱炭焼鈍均熱時の雰囲気酸化性P(H2O)／P(H2) が低いほど、インヒビター強度が早期に低下することが判明した。なお、AlN を主インヒビターとして利用する場合は、AlがAlN を形成してインヒビターとなるから、酸可溶性Al量をインヒビター強度の指標と考えてよい。
【００２０】
次に、脱炭焼鈍均熱時の雰囲気酸化性P(H2O)／P(H2) が低いほど、インヒビター強度が早期に低下する理由を調査したところ、該P(H2O)／P(H2) の違いによってサブスケール中のSiO2層の構造が変化していることを、新たに見出した。
【００２１】
ここで、脱炭焼鈍均熱時の雰囲気酸化性の変化に伴う、サブスケール中のSiO2層の構造変化は、例えば特開平７−103938号公報、特開平８−218124号公報、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ８（1995），1591およびＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ９（1996），448 に開示されている、電気化学的なサブスケールの評価法で把握することができる。この方法で得られる、図２に示す電圧−時間曲線のIII 領域（定電圧電解ゾーン）の幅は、サブスケール中のSiO2におけるＯ量と比例するが、脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性が異なると、その関係も異なってくることが新たに判明した。
【００２２】
すなわち、図３に示すように、図２のIII 領域の幅とサブスケール中のSiO2におけるＯ量との比例関係は、脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性が異なっても成立するが、同一直線上にはない。これは、サブスケール中のSiO2層の構造が、脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性により異なることを反映していると考えられる。実際、サブスケールの断面を観察すると、ほぼ同じ酸素目付量であっても脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性が高くなると、ラメラ（あるいはフィルム）状のSiO2が多く観察された。
【００２３】
なお、通常、脱炭焼鈍温度として採用される 780〜880 ℃の温度範囲において、脱炭焼鈍時の均熱温度がサブスケール構造に及ぼす影響も調べたが、均熱温度が影響を与えるのは脱炭量や鋼板表層の酸化量に対してであり、サブスケール構造にはほとんど影響を与えなかった。つまり、サブスケール構造の支配因子は均熱時の雰囲気酸化性であることは明らかである。
【００２４】
以上で述べたように、脱炭焼鈍均熱時の雰囲気酸化性の違いにより、仕上げ焼鈍時のインヒビター（AlN ）の分解過程が変化することがわかった。従って、脱炭焼鈍均熱時の雰囲気酸化性を所定の範囲に制御することによって、良好な磁気特性を安定して得られるのである。
【００２５】
さらに、発明者らは、鋭意検討した結果、脱炭焼鈍時の昇温速度が被膜特性に大きな影響を及ぼしていることも見出した。
ここに、脱炭焼鈍時の昇温速度に関しては過去に多くの検討がなされている。例えば、特開昭60−121222号公報には、脱炭焼鈍の際に400 ℃から750 ℃までの温度範囲を平均昇温速度10℃／s 以上で急熱して、780 〜820 ℃の温度範囲においてH2O 分圧P(H2O)およびH2分圧P(H2) の比P(H2O)／P(H2) が0.4 〜0.7 の範囲内の酸化雰囲気中で50秒〜10分間焼鈍した後、830 〜870 ℃の温度範囲内においてP(H2O)／P(H2) が0.08〜0.4 の範囲内の酸化雰囲気中で10秒〜５分間焼鈍する方法が、特開平４−160114号公報には、700 ℃までを30℃／s 以上の平均昇温速度で加熱し、700 ℃から800 〜1000℃の温度域までをα単層の状態で加熱する方法が、特開平６−128646号公報には、室温から650 〜850 ℃に到る昇温速度を50℃／s 以上とする方法が、特開平７−316656号公報には、500 〜800 ℃間の昇温速度を10〜20℃／ｓとし、かつ該脱炭焼鈍をP(H2O)／P(H2) が0.3 〜0.5 の雰囲気中で 800〜850 ℃で行う方法が、それぞれ開示されている。
しかし、これらの技術はいずれも、磁気特性向上の観点から検討されたものであって、被膜特性に着目したものではなかった。
【００２６】
なお、被膜特性に着目した技術として、特開平７−316656号公報には、脱炭焼鈍時の昇温速度および雰囲気を制御することが示されているが、脱炭焼鈍時の昇温速度を、主に１次再結晶集合組織を支配する領域とサブスケール性状に大きく影響する初期酸化膜の生成を支配する領域とに分けて制御してはいない。この発明は、両者の支配的な温度域と最適昇温速度とが異なる場合、各々にとって支配的となる温度域での昇温速度を個別に制御すれば、従来より飛躍的な特性の向上が見込めるとの発送に基づいたものであり、その点で従来技術とは大いに異なる。
【００２７】
そこで、発明者らは、脱炭焼鈍時の昇温過程に関して詳細な検討を行ったところ、昇温速度については、常温から750 ℃までの温度域と、750 ℃から均熱温度到達までの温度域とに分別して制御することが非常に重要であり、特に後者の昇温速度が被膜特性に大きく影響することを見出した。次に、この知見を導くに到った実験結果について、詳述する。
【００２８】
Ｃ：0.073 wt％、Si：3.25wt％、Mn：0.067 wt％、Se：0.019 wt％、Al：0.025 wt％、Ｎ：0.0086wt％、Cu：0.10wt％およびSb：0.041 wt％を含む、けい素鋼スラブを、1430℃の温度で20分間加熱後、熱間圧延を施して2.2mm 厚の熱延板とした。次いで、1000℃・１分間の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延にて板厚1.6mm とし、1100℃・１分間の中間焼鈍ののち、２回目の冷間圧延により最終板厚0.23mmとした。その後、これらの冷延板を脱脂して表面を清浄化したのち、H2−H2O −N2雰囲気にて850 ℃の温度で、片面当たりの酸素目付量が0.3 〜1.0(g/m2) になるように脱炭焼鈍を施した。この脱炭焼鈍の際、室温からＴ℃（Ｔ＝600, 650, 700, 750, 800, 850) までの昇温速度と、Ｔ℃から850 ℃までの昇温速度とを、それぞれ独立に両者とも0.2 〜50℃／s の範囲で変化させた。また、均熱時の雰囲気酸化性は0.2 〜0.7 とした。次いで、MgO を主成分とし、マグネシア：100 重量部に対してTiO2を10重量部配合した、焼鈍分離剤をスラリー状にして、それぞれの脱炭焼鈍板コイルに塗布して乾燥させたのち、窒素雰囲気中での850 ℃・10時間の保定に続いて、窒素：25％および水素：75％の雰囲気中で10℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する、二次再結晶焼鈍を施した後、水素雰囲気中で1200℃，５時間の仕上げ焼鈍を行った。
【００２９】
かくして得られたコイルについて、フォルステライト質被膜の外観と曲げ密着性及び磁気特性とを評価したが、室温から一定の速さで昇温する、Ｔ＝850 ℃の場合は充分に良好な被膜特性を得ることができず、Ｔ＝800 ℃の場合は、優れた磁気特性と良好な被膜特性との両立が、広範囲で充分に得ることができなかった。同様に、室温からＴ℃までの昇温速度が、Ｔ℃から850 ℃までの昇温速度よりも遅い場合も、優れた被膜特性を得ることができなかった。
【００３０】
一方、室温からＴ℃までの昇温速度が、Ｔ℃から850 ℃までの昇温速度よりも速い場合には、良好な被膜特性が得られた。但し、Ｔ≦700 ℃の場合は良好な磁気特性を得ることができなかった。これは、形成される１次再結晶集合組織への影響が大きいためと思われる。なお、以上の被膜特性に及ぼす結果は脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性の違い（Ｐ（H2O ）／Ｐ（H2）＝0.2 〜0.7 ）によらなかった。
【００３１】
そして、比較的広い範囲で被膜特性および磁気特性の両立が図れたのは、Ｔ＝750 ℃の場合であった。ここで、Ｔ＝750 ℃の時の被膜特性と磁気特性との評価結果を図１に示す。なお、被膜密着性は、被膜の曲げ密着性として、５mm間隔の種々の径を有する丸棒に試験片を巻き付け、被膜が剥離しない最少径を測定することによって評価した。
【００３２】
図１から、室温から750 ℃までの昇温速度が、750 ℃から850 ℃までの昇温速度よりも速い場合には、良好な結果が得られることがわかる。とりわけ、室温から750 ℃までの昇温速度を12〜40℃／s にすると共に、750 〜850 ℃間の昇温速度を0.5 〜10℃／s にすることにより、非常に優れたフォルステライト質被膜の外観や密着性が得られることがわかる。
【００３３】
なお、脱炭焼鈍時に、室温から750 ℃までの昇温速度を750 ℃から850 ℃までの昇温速度よりも速くすることによって被膜特性が向上する理由について、発明者らは次のように考えている。
【００３４】
すなわち、発明者らは予備実験を行って、脱炭焼鈍板の５％HCl ・60℃・60秒間の酸洗条件での酸洗減量を調べたところ、酸洗減量値とフォルステライト質被膜特性との間には相関関係があり、酸洗減量値が少ないほど被膜特性が向上する傾向にあることを見出した。この酸洗減量値は、サブスケール最表面の性質を反映すると考えられるから、何らかの形で被膜形成初期の反応を反映していると思われる。
【００３５】
そこで、脱炭焼鈍時の昇温速度と酸洗減量との関係を調べたところ、昇温速度を上述の通りに制御した場合は、そうでない場合に比べて酸洗減量値を低く、具体的には、酸洗減量値を0.4 g/m2以下の低い値に抑えられることがわかった。酸洗減量値が低いほど被膜特性が向上する理由は明確になっていないが、おそらく酸洗減量値は鋼板表面での雰囲気との反応性、すなわち活性度を表していると考えられる。従って、酸洗減量値が低くて活性度が低いほど、雰囲気の影響を受けにくいからと考えられる。そして、昇温速度を上述のように規定することで酸性減量値が低下するのは、酸化初期の昇温速度を遅くすることで、酸化初期に緻密なサブスケールが形成されるためと考えられる。
【００３６】
とりわけ、室温から750 ℃までの昇温速度を12〜40℃／s にすると共に、750 〜850 ℃間の昇温速度を0.5 〜10℃／s にすると、酸性減量値はさらに低下して0.3 g/m2以下の低い値に抑えられ、被膜特性もさらに向上することができる。
【００３７】
なお、この発明に従う脱炭焼鈍時の昇温速度の場合に、均熱時のP(H2O)／P(H2) で表される雰囲気酸化性が磁性に及ぼす影響を図５に示すが、この雰囲気酸化性を0.3 〜0.5 の範囲にすることによって、さらに優れた磁性が得られていることがわかる。
【００３８】
ここで、脱炭焼鈍の均熱時の雰囲気酸化性P(H2O)／P(H2) を0.30〜0.50とすることによって磁気特性が向上する理由について、発明者らは次のように考えている。すなわち、脱炭焼鈍の均熱時の雰囲気酸化性の違いによって、サブスケール中SiO2層の構造が変化するが、この発明に従って脱炭焼鈍時の昇温速度を規制し、かつ上記の雰囲気酸化性の範囲でサブスケールを生成させると、二次再結晶焼鈍中のインヒビター分解が磁性向上に有利に進行するからである。
【００３９】
以下に、この発明の成分組成の限定理由および好適範囲について述べる。
この発明の対象とするけい素鋼板用スラブの成分組成については、Ｃ：0.03〜0.12wt％，Si：2.0 〜4.5 wt％，酸可溶性Al：0.01〜0.05wt％，Ｎ：0.004 〜0.012 wt％を含有することが必要である。その他、必要に応じて、Mn：0.02〜0.20wt％，Ｓ及びSeのうちから選んだ少なくとも一種：0.010 〜0.040 wt％, Sb：0.01〜0.20wt％，Cu：0.01〜0.20wt％，Mo：0.005 〜0.10wt％，Sn：0.02〜0.30wt％，Ge：0.02〜0.30wt％，Ni：0.01〜0.50wt％，Ｐ：0.002 〜0.30wt％，Cr：0.02〜0.50wt％，Nb：0.003 〜0.10wt％, Ｖ：0.003 〜0.10wt％，Ｂ：0.0005〜0.03wt％およびBi：0.005 〜0.20wt％の各成分を含有させることもできる。
各成分の含有量の限定理由は、次のとおりである。
【００４０】
まず、酸可溶AlおよびＮは、AlN インヒビターを形成させるために必要である。良好な二次再結晶を実現するには、酸可溶性Alを0.01〜0.05wt％およびＮを0.004 〜0.012 wt％の範囲で含有することが要求される。すなわち、これらの上限をこえる量では、AlN の粗大化を招いて抑制力を失い、一方下限未満ではAlN の量が不足する。
【００４１】
Ｃは、熱間圧延時のα−γ変態を利用して結晶組織の改善を行うために重要な成分である。しかし、含有量が0.03wt％に満たないと良好な一次再結晶組織が得られず、一方0.12wt％をこえると、脱炭が難しくなって脱炭不良となり磁気特性が劣化するため、0.03〜0.12wt％に限定した。
【００４２】
Siは、製品の電気抵抗を高め、渦電流損を低減させる上で重要な成分である。含有量が2.0 wt％に満たないと最終仕上げ焼鈍中にα−γ変態によって結晶方位が損なわれ、4.5 wt％を超えると冷延性に問題があるため、2.0 〜4.5 wt％に限定した。
【００４３】
MnとSeおよびＳとも、インヒビターとして機能する成分であり、Mn量が0.02wt％未満、またはＳおよびSeのいずれか単独もしくは合計量が0.010 wt％未満であると、インヒビター機能が不充分となり、一方Mn量が0.20wt％をこえるか、またはＳおよびSeのいずれか単独もしくは合計量が0.040 wt％をこえると、スラブ加熱の際に必要とする温度が高すぎて実用的ではないため、Mnは0.02〜0.20wt％、ＳおよびSeは単独あるいは合計量として0.010 〜0.040 wt％の範囲であることが好ましい。
【００４４】
さらに、磁束密度を向上させるためにSb，Cu，Sn，Ge，Ni，Ｐ，Cr，Nb，Ｖ，ＢおよびBiなどを単独または複合して添加することが可能である。すなわち、Sbは含有量が、0.20wt％をこえると脱炭性が著しく劣化し、一方0.01wt％に満たないと効果がないため、その添加量は0.01〜0.20wt％とすることが好ましい。Cuは、0.20wt％をこえると酸洗性が悪化し、0.01wt％に満たないと効果がないため、0.01〜0.20wt％の範囲とすることが好ましい。Sn、Geは、0.30wt％をこえると良好な一次再結晶組織が得られず、一方0.02wt％未満では効果がないため、それぞれ0.02〜0.30wt％の範囲とすることが好ましい。Crは0.50wt％を越えると良好な１次再結晶組織が得られず、一方0.02wt％未満では効果がないため、0.02〜0.50wt％の範囲とすることが好ましい。Niは、0.50wt％をこえると熱間強度が低下し、一方0.01wt％未満では効果がないため、0.01〜0.50wt％の範囲とすることが好ましい。Ｐは、0.30wt％をこえると良好な一次再結晶組織が得られず、一方0.002 wt％未満では効果がないため、0.002 〜0.30wt％とすることが好ましい。NbおよびＶは、0.10wt％をこえると脱炭性が著しく劣化し、一方0.003 wt％に満たないと効果がないため、0.003 〜0.10wt％とすることが好ましい。Ｂは、0.03wt％をこえると良好な一次再結晶組織が得られず、一方0.0005wt％未満では効果がないため、0.0005〜0.03wt％とすることが好ましい。Biは、0.20wt％をこえると良好な一次再結晶組織が得られず、一方0.005 wt％未満では効果がないため、0.005 〜0.20wt％とすることが好ましい。また、Biを鋼中に添加した場合は、特に良好なフォルステライト質被膜が得られにくいが、それを防ぎ安定的に良好なフォルステライト質被膜を得るには、この発明に従うとともに、同時にCrを0.06〜0.50wt％添加すればよい。
【００４５】
さらに、表面性状を改善するために、Moを添加することができる。しかし、含有量が0.10wt％をこえると脱炭性が劣化し、0.005wt ％に満たないと効果がないため、0.005 〜0.10wt％とすることが好ましい。
【００４６】
次に、この発明で対象とする方向性けい素鋼板の製造条件について述べる。
すなわち、従来用いられている製鋼法で、上記成分組成に調整した溶鋼を連続鋳造法あるいは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んでスラブとし、その後1100〜1450℃の温度範囲でスラブ加熱を行って熱間圧延を行う。次いで、必要に応じて熱延板焼鈍を行ったのち、１回ないしは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により、最終板厚の冷延板とする。
【００４７】
その後、この発明に従う昇温速度および雰囲気酸化性の下で脱炭焼鈍を行う。その際、均熱温度は780 〜880 ℃の範囲に限定する。この範囲に対して均熱温度が低くても高くても、脱炭に要する時間が、実操業を考えた場合に実際的でないほど長くなるからである。
【００４８】
この脱炭焼鈍を施した鋼板表面に、マグネシアを主成分にした焼鈍分離剤をスラリー状にして塗布した後乾燥する。ここで、焼鈍分離剤に用いるマグネシアは、水和量（20℃，６分間にて水和後、1000℃，１時間の強加熱による減量）が１〜５％の範囲のものを用いるのがよい。これは、マグネシアの水和量が１％未満ではフォルステライト質被膜の生成が不充分となり、一方５％をこえるとコイル層間への持ち込み水分量が多くなりすぎて鋼板の追加酸化量が多くなるため、良好なフォルステライト質被膜が得られなくなるおそれがあるからである。また、30℃でのクエン酸活性度 (CAA40)は40秒から160 秒のものを用いることが好ましい。なぜなら、40秒未満では反応性が強すぎてフォルステライトが急激に生成して剥落しやすく、一方160 秒をこえると反応性が弱すぎてフォルステライト生成が進行しないからである。
【００４９】
さらに、焼鈍分離剤は、鋼板片面当たり４〜10g/m2の範囲で塗布するのが好ましい。これは、塗布量が４g/m2より少ないとフォルステライトの生成が不充分となり、一方10g/m2をこえるとフォルステライト質被膜が過剰に生成し厚くなるため、占積率の低下をきたすからである。
【００５０】
なお、被膜特性の一層の均一性向上を目的として、焼鈍分離剤中に、さらにTiO2，SnO2，CaO のような酸化物、MgSO4 やSnSO4 のような硫化物、Na2B4O7 のようなＢ系化合物、Sb2O3 やSb2(SO4)3 のようなSb系化合物あるいはSrSO4, Sr(OH)2のようなSr化合物の１種または２種以上を、それぞれ単独または複合して添加してもよい。
【００５１】
その後、二次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を行った後、りん酸塩系の絶縁コーティング、好ましくは張力を有する絶縁コーティングを施して製品とする。二次再結晶焼鈍は、昇温速度：５〜35℃／ｈおよび窒素分圧：５〜50％の範囲で行えばよい。
【００５２】
ちなみに、最終冷延後、最終仕上げ焼鈍後あるいは絶縁コーティングの被成後に、既知の磁区細分化処理を行うことも可能であり、さらなる鉄損の低減に有効である。
【００５３】
【実施例】
［実施例１］
Ｃ：0.070 wt％，Si：3.43wt％，Mn：0.068 wt％，酸可溶性Al：0.025 wt％，Ｎ：0.0087wt％，Se：0.019 wt％，Cu：0.12wt％、Sb：0.044 wt％およびNi：0.2wt ％を含む鋼スラブを、1430℃で30分間加熱後、熱間圧延を施して、2.5mm 厚の熱延板とした。次いで、1000℃，１分間の熱延板焼鈍後、冷間圧延にて板厚1.7mm とし、1100℃，１分間の中間焼鈍ののち、２回目の冷間圧延により最終板厚0.23mmに仕上げた。
【００５４】
これらの冷延板に、H2−H2O −N2雰囲気にて、840 ℃の脱炭焼鈍を施した。この際、750 ℃までの昇温速度を５〜50℃／s の範囲に、750 ℃から840 ℃までの昇温速度を0.2 〜50℃／s の範囲に変化させると共に、均熱帯の雰囲気酸化性(P(H2O) ／P(H2))を0.20〜0.60の範囲で変化させた。
【００５５】
次いで、マグネシアを主成分とする焼鈍分離剤をスラリーとして脱炭焼鈍板コイルにそれぞれ塗布して乾燥させたのち、窒素雰囲気中での850 ℃，20時間の保定に続いて、窒素35％、水素65％の雰囲気中で15℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する、二次再結晶焼鈍を施したのち、1200℃の水素雰囲気中で５時間の純化焼鈍を行った。しかるのち、りん酸マグネシウムとコロイダルシリカを主成分とするコーティングを施した。
【００５６】
かくして得られた各製品コイルの磁気特性 (磁束密度Ｂ8 ，鉄鎖Ｗ17/50)と被膜の曲げ密着性および被膜外観を調査した。これらの調査結果を表１に示すように、この発明に従う条件で製造した発明例は、いずれも良好な被膜特性および磁気特性を示した。
【００５７】
【表１】
【００５８】
［実施例２］
Ｃ：0.067 wt％，Si：3.25wt％，Mn：0.070 wt％，酸可溶性Al：0.023 wt％，Ｎ：0.0080wt％，Se：0.017 wt％，Cu：0.10wt％，Sb：0.024 wt％およびMo：0.012 wt％を含む、けい素鋼スラブを、1430℃で30分間加熱後、熱間圧延を施して、2.7mm 厚の熱延板とした。次いで、1000℃，１分間の熱延板焼鈍後、冷間圧延にて板厚1.9mm とし、1080℃，１分間の中間焼鈍ののち、２回目の冷間圧延により最終板厚0.30mmに仕上げた。
【００５９】
これらの冷延板に、H2−H2O −N2雰囲気にて820 ℃の脱炭焼鈍を施した。この際、 750℃までの昇温速度を５〜50℃／s の範囲に、750 ℃から820 ℃までの昇温速度を0.2 〜50℃／s の範囲に変化させると共に、均熱帯の雰囲気酸化性(P(H2O) ／P(H2))を0.20〜0.60の範囲で変化させた。
【００６０】
次いで、MgO を主成分とし、マグネシア：100 重量部に対して、TiO2：６重量部, SnO2：３重量部およびSr化合物：２重量部（Sr換算）を添加した組成の焼鈍分離剤を、スラリーとして脱炭焼鈍板コイルにそれぞれ塗布して乾燥させたのち、窒素雰囲気中での870 ℃，10時間の保定に続いて、窒素10％、水素90％の雰囲気中で25℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する二次再結晶焼鈍を施したのち、1200℃の水素雰囲気中で５時間の純化焼鈍を行った。しかるのち、りん酸マグネシウムとコロイダルシリカを主成分とするコーティングを施した。
【００６１】
かくして得られた各製品コイルの磁気特性 (磁束密度Ｂ8 ・鉄損Ｗ17/50)と被膜の曲げ密着性・被膜外観を調査した。これらの調査結果を表２に示すように、この発明に従う条件で製造した発明例は、いずれも良好な被膜特性および磁気特性を示している。
【００６２】
【表２】
【００６３】
［実施例３］
Ｃ：0.073 wt％，Si：3.4 wt％，Mn：0.067 wt％，酸可溶性Al：0.026 wt％，Ｎ：0.0083wt％，Se：0.018 wt％，Cu：0.10wt％およびSb：0.041 wt％を含むけい素鋼スラブを、1430℃で30分間加熱後、熱間圧延を施して、2.0mm 厚の熱延板とした。次いで、1100℃・１分間の熱延板焼鈍後、冷間圧延にて最終板厚0.27mmに仕上げた。
【００６４】
これらの冷延板に、H2−H2O −N2雰囲気にて830 ℃の脱炭焼鈍を施した。この際、750 ℃までの昇温速度を５〜50℃／s の範囲に、750 ℃から830 ℃までの昇温速度を0.2 〜50℃／s の範囲に変化させると共に、均熱帯の雰用気酸化性(P(H2O) ／P(H2))を0.20〜0.60の範囲で変化させた。
【００６５】
次いで、MgO を主成分とし、マグネシア：100 重量部に対して、TiO2：９重量部を添加した組成の焼鈍分離剤を、スラリーとして脱炭焼鈍板コイルにそれぞれ塗布して乾燥させたのち、窒素雰囲気中での850 ℃，20時間の保定に続いて、窒素25％、水素75％の雰囲気中で９℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する、二次再結晶焼鈍を施したのち、1200℃の水素雰囲気中で５時間の鈍化焼鈍を行った。しかるのち、りん酸マグネシウムとコロイダルシリカを主成分とするコーティングを施した。
【００６６】
かくして得られた各製品コイルの磁気特性 (磁束密度Ｂ8 ・鉄損Ｗ17/50)と被膜の曲げ密着性および被膜外観を調査した。これらの調査結果を表３に示すように、この発明に従う条件で製造した発明例は、いずれも良好な被膜特性および磁気特性を示している。
【００６７】
【表３】
【００６８】
［実施例４］
表４に示す種々の成分組成からなるけい素鋼スラブを用意した。これらのけい素鋼スラブを1430℃で20分間加熱後、熱間圧延を施して、2.3mm 厚の熱延板とした。次いで、1000℃，１分間の熱延板焼鈍後、冷間圧延にて板厚1.6mm とし、1100℃，１分間の中間焼鈍ののち、２回目の冷間圧延により最終板厚0.23mmに仕上げた。
【００６９】
これらの冷延板に、H2−H2O −N2雰囲気にて850 ℃の脱炭焼鈍を施した。この際、750 ℃までの昇温速度を５〜50℃／s の範囲に、750 ℃から850 ℃までの昇温速度を0.2 〜50℃／s の範囲に変化させると共に、均熱帯の雰囲気酸化性(P(H2O) ／P(H2))を0.20〜0.60の範囲で変化させた。また、均熱時間・最終冷延後（脱炭焼鈍前）の電解脱脂条件（有無を含めて）等を適宜変更して、酸素目付量（片面当たり）が0.4g/m2 以上0.90g/m2以下になるようにした。
【００７０】
次いで、マグネシアを主成分とする焼鈍分離剤をスラリーとして脱炭焼鈍板コイルにそれぞれ塗布し乾燥させたのち、窒素雰囲気中で850 ℃まで昇温し、窒素25％、水素75％の雰囲気中で15℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する二次再結晶焼鈍を施したのち、1200℃の水素雰囲気中で５時間の純化焼鈍を行った。しかるのち、リん酸マグネシウムとコロイタルシリカを主成分とするコーティングを施した。
【００７１】
かくして得られた各製品コイルの磁気特性 (磁束密度Ｂ8 ・鉄損Ｗ17/50)と被膜の曲げ密着性・被膜外観を調査した。これらの調査結果を表５に示すように、この発明に従う条件で製造した発明例は、いずれも良好な被膜特性および磁気特性を示している。
【００７２】
【表４】
【００７３】
【表５】
【００７４】
【発明の効果】
この発明は、主にAlN 系インヒビターを用いる方向性けい素鋼板の製造において、脱炭焼鈍条件を制御することによって、良好な被膜特性と優れた磁気特性の両立をはかることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】脱炭焼鈍均熱時のP(H2O)／P(H2) で表される雰囲気酸化性の変化が二次再結晶焼鈍中のインヒビター強度に及ぼす影響を示す図である。
【図２】サブスケールの評価法によって得られる電圧−時間曲線の模式図である。
【図３】サブスケールのSiO2量中のＯ量と脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性が図２の電圧−時間曲線の領域III 幅に及ぼす影響を示す図である。
【図４】脱炭焼鈍時の昇温速度が被膜特性に及ばす影響を示す図である。
【図５】脱炭焼鈍均熱時のP(H2O)／P(H2) で表される雰囲気酸化性の変化が磁気特性に及ぼす影響を示す図である。
【発明の属する技術分野】
この発明は、変圧器その他の電気機器の鉄心等の用途に用いて好適な方向性けい素鋼板の製造方法に関し、良好な被膜特性と特に優れた磁気特性とを得ようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
方向性けい素鋼板は、主として変圧器あるいは回転機器等の鉄心材料として使用され、磁気特性として磁束密度が高く、鉄損及び磁気歪の小さいことが要求される。とくに近年、省エネルギー、省資源の観点から磁気特性に優れた方向性けい素鋼板のニーズはますます高まっている。そして、磁気特性に優れる方向性けい素鋼板を得るには、｛１１０｝＜００１＞方位、いわゆるゴス方位に高度に集積した２次再結晶組織を得ることが肝要である。
【０００３】
かかる方向性けい素鋼板は、二次再結晶に必要なインヒビター、例えばMnS, MnSe, AlN, BN等を含む方向性けい素鋼スラブを加熱して熱間圧延を行ったのち、必要に応じて焼鈍を行い、１回あるいは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、次いで脱炭焼鈍を行ったのち、鋼板にMgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから最終仕上げ焼鈍を行うことによって製造される。そして、この方向性けい素鋼板の表面には、特殊な場合を除いて、フォルステライト（Mg2SiO4)を主体とする絶縁被膜（以下、単にフォルステライト質被膜という）が形成されているのが普通である。このフォルステライト質被膜は表面の電気的絶縁だけでなく、その低熱膨張性に起因する引張応力を鋼板に付与することにより、鉄損さらには磁気歪をも効果的に改善する。
【０００４】
さらに、フォルステライト質被膜は、仕上焼鈍において形成されるが、その被膜形成挙動は鋼中のMnS, MnSe, AlN等のインヒビターの分解挙動に影響するため、優れた磁気特性を得るために必須の過程である、二次再結晶そのものにも影響を及ぼす。さらにまた、形成されたフォルステライト質被膜は、二次再結晶が完了したあとには不要となるインヒビター成分を被膜中に吸い上げて鋼を鈍化することによっても鋼板の磁気特性の向上に貢献する。従って、このフォルステライト質被膜の形成過程を制御して被膜を均一に生成させることは、優れた磁気特性を有する方向性けい素鋼板を得るために非常に重要である。
【０００５】
かように製品品質に多大な影響を及ぼすフォルステライト質被膜は、一般に以下のような工程で形成される。
まず、所望の最終板厚に冷間圧延された方向性けい素鋼板用の最終冷延板を、湿水素中で700 〜900 ℃の温度で連続焼鈍を行う。この焼鈍（脱炭焼鈍）により、
▲１▼冷間圧延後の組織を、最終仕上げ焼鈍において適正な二次再結晶が起こるように一次再結晶させ、
▲２▼最終仕上げ焼鈍における二次再結晶を完全に行わせるとともに、製品の磁気特性の時効劣化を防止するため、鋼中に0.01〜0.10％程度含まれる炭素を0.003 wt％程度以下までに脱炭し、
▲３▼鋼中Siの酸化によって、SiO2を含むサブスケールを鋼板表層に生成させる。
【０００６】
その後、MgO を主体とする焼鈍分離剤を鋼板上に塗布し、コイル状に巻取って還元あるいは非酸化性雰囲気にて二次再結晶焼鈍と鈍化焼鈍を兼ねた最終仕上げ焼鈍を最高1200℃程度の温度で行って、主として以下の反応式で示される固相反応によってフォルステライト質被膜を形成させるのである。
２MgO ＋SiO2→Mg2SiO4
【０００７】
このフォルステライト質被膜は、１μm 前後の微細結晶が緻密に集積したセラミックス皮膜であり、上述の如く、脱炭焼鈍により鋼板表層に生成したSiO2を含有するサブスケールを一方の原料として、その鋼板上に生成させるものであるから、このサブスケールの種類、量、分布等はフォルステライトの核生成や粒成長挙動に関与するとともに、被膜結晶粒の粒界や粒そのものの強度にも影響を及ぼし、従って仕上げ焼鈍後の被膜品質にも多大な影響を及ぼす。
【０００８】
また、他方の原料物質であるMgO を主体とする焼鈍分離剤は、水に懸濁したスラリーとして鋼板に塗布されるため、乾燥させたのちも物理的に吸着したH2O を保有するほか、一部が水和してMg(OH)2 に変化している。そのため、仕上げ焼鈍中は800 ℃付近まで少量ながらH2O を放出し続ける。このH2O により仕上げ焼鈍中に鋼板表面は酸化される。この酸化もフォルステライトの生成挙動に影響を及ぼすとともにインヒビターの挙動にも影響を与え、この追加酸化が多いと磁気特性が劣化する要因となる。このマグネシアが放出するH2O による酸化し易さも、脱炭焼鈍で形成されたサブスケールの物性に大きく影響される。また当然ながら、焼鈍分離剤中に配合されるMgO 以外の添加物も、たとえ添加量が少量であっても、被膜形成に大きく影響する。
【０００９】
以上述べたように、脱炭焼鈍において鋼板表層に形成されるサブスケールの物性を制御することは、優れたフォルステライト質絶縁被膜を適切な温度で均一に形成させるために欠かせない技術であり、方向性けい素鋼板の製造技術の重要な項目の一つである。
【００１０】
特に、インヒビター成分としてAlN 等の窒化物を利用する方向性けい素鋼板においては、脱炭焼鈍時に形成されるサブスケールの物性が仕上げ焼鈍中の脱窒挙動あるいは焼鈍雰囲気からの浸窒挙動に大きく影響を及ぼし、従って磁気特性にも大きな影響を与える。
【００１１】
この脱炭焼鈍に関しては、例えば、特開昭59−185725号公報に開示された、脱炭焼鈍後鋼板の酸素含有量を制御する方法、特公昭57−1575号公報に開示された、雰囲気の酸化度を脱炭焼鈍の前部領域では0.15以上とし、引き続く後部領域の酸化度を0.75以下でかつ前部領域よりも低くする方法、特開平２−240215号公報や特公昭54−14686 号公報に開示された、脱炭焼鈍後に非酸化性雰囲気中で850 〜1050℃の熱処理を行う方法、特公平３−57167 号公報に開示された、脱炭焼鈍後の冷却を750 ℃以下の温度域では酸化度を0.008 以下として冷却する方法、特開平６−336616号公報に開示された、均熱過程における水素分圧に対する水蒸気分圧の比を0.70未満に、かつ昇温過程における水素分圧に対する水蒸気分圧の比を均熱過程よりも低い値にする方法、そして特開平７−278668号公報に開示された、昇温速度と焼鈍雰囲気を規定する方法等、が知られている。
【００１２】
また、フォルステライト質被膜の外観に大きな影響を与えるものとして、部分的に地鉄が露出する点状欠陥がある。この点状欠陥の発生を抑制する方法としては、例えば特開昭59−226115号公報に、素材中にMoを0.003 〜0.1 wt％の範囲で含有させると共に、脱炭焼鈍を、焼鈍温度：820 〜860 ℃でかつ、P(H2O)／P(H2) で表される雰囲気酸化性：0.30〜0.50の条件下に行って、鋼板表面に形成されるサブスケール中のシリカ（SiO2）とファイヤライト（Fe2SiO4)の比 Fe2SiO4／SiO2を0.05〜0.45の範囲に調整する技術が開示されている。さらに、特公平７−42503 号公報には、熱延板焼鈍時の雰囲気と脱炭焼鈍時の雰囲気とを規定することが、開示されている。
【００１３】
しかしながら、上述した方法は、いずれも一定の効果が得られるものの、必ずしも充分な成果を得ることはできず、けい素鋼ストリップの幅方向あるいは長手方向で磁気特性、そしてフォルステライト質絶縁皮膜の密着性、厚みあるいは均一性などが劣化する場合があり、優れた品質を有する製品を安定にかつ高い歩留りで生産することはできなかった。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、上記の問題を有利に解決するものであり、鋼板の幅方向および長手方向にわたって欠陥のない均一で密着性に優れたフォルステライト質被膜を有し、かつ磁気特性にも優れる方向性けい素鋼板を得るための製造方法について、提案することを目的とする。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、特にAlN を主インヒビターとして利用する場合について鋭意検討した結果、脱炭焼鈍時の昇温速度が被膜特性に大きな影響を及ぼしていることおよび、脱炭焼鈍時の雰囲気制御が磁気特性の向上に有効であること、を見出し、この発明を完成するに到った。
【００１６】
すなわち、この発明の要旨構成は、次のとおりである。
(1) Ｃ：0.03〜0.12wt％，Si：2.0 〜4.5 wt％，酸可溶性Al：0.01〜0.05wt％およびＮ：0.004 〜0.012 wt％を含有する、鋼スラブに熱間圧延を施し、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行い、次いで780 ℃以上880 ℃以下の均熱温度で脱炭焼鈍を施した後、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍および純化焼鈍を施す一連の工程からなる方向性けい素鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍は、常温から750 ℃までの温度域における平均昇温速度を、750 ℃から均熱温度までの温度域における平均昇温速度より速くし、かつ均熱帯の雰囲気の水素分圧に対する水蒸気分圧の比を0.30〜0.50に調整して行うことを特徴とする方向性けい素鋼板の製造方法。
【００１７】
(2) 上記(1) において、脱炭焼鈍は、常温から750 ℃までの温度域を平均昇温速度：12〜40℃／s および750 ℃から均熱温度までの温度域を平均昇温速度：0.5 〜10℃／s にて行うことを特徴とする方向性けい素鋼板の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
次に、AlN を主インヒビターとして利用する場合の基本成分系の素材を用いて、仕上げ焼鈍中のインヒビターの挙動に及ぼす、脱炭焼鈍均熱時の雰囲気酸化性の影響を詳しく調査した、実験結果について、詳しく述べる。
Ｃ：0.068 wt％、Si：3.43wt％、Mn：0.07wt％、Se：0.018 wt％、酸可溶性Al：0.024 wt％、Ｎ：0.0083wt％およびSb：0.041 wt％を含む、けい素鋼スラブを、1430℃の温度で30分間加熱後、熱間圧延を施して2.0mm 厚の熱延板とした。次いで、1000℃・２分間の熱延板焼鈍を施した後、40℃／ｓの冷却速度で急冷処理を行ってから、冷間圧延にて最終板厚0.23mmとした。その後、これらの冷延板を脱脂して表面を清浄化したのち、H2−H2O −N2雰囲気にて830 ℃の温度で、片面当たりの酸素目付量が0.3 〜1.0(g/m2) になるように脱炭焼鈍を施した。この脱炭焼鈍の際、均熱時の水蒸気分圧P(H2O)に対する水素分圧P(H2) の比P(H2O)／P(H2) で表される、雰囲気酸化性を、露点およびH2ガス濃度の調整によって、0.2 〜0.7 の範囲で変化させて、種々の脱炭焼鈍を行った。次いで、マグネシアにTiO2を６wt％配合した焼鈍分離剤をスラリー状にして、それぞれの脱炭焼鈍板コイルに塗布して乾燥させたのち、窒素雰囲気中での850 ℃・20時間の保定に続いて、窒素：25％および水素：75％の雰囲気中で15℃／ｈの速度で昇温する、仕上げ焼鈍を行った。
【００１９】
この仕上げ焼鈍中のインヒビター強度として、酸可溶性Alの濃度を調査した結果を、図１に示す。脱炭焼鈍均熱時の雰囲気酸化性P(H2O)／P(H2) が低いほど、インヒビター強度が早期に低下することが判明した。なお、AlN を主インヒビターとして利用する場合は、AlがAlN を形成してインヒビターとなるから、酸可溶性Al量をインヒビター強度の指標と考えてよい。
【００２０】
次に、脱炭焼鈍均熱時の雰囲気酸化性P(H2O)／P(H2) が低いほど、インヒビター強度が早期に低下する理由を調査したところ、該P(H2O)／P(H2) の違いによってサブスケール中のSiO2層の構造が変化していることを、新たに見出した。
【００２１】
ここで、脱炭焼鈍均熱時の雰囲気酸化性の変化に伴う、サブスケール中のSiO2層の構造変化は、例えば特開平７−103938号公報、特開平８−218124号公報、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ８（1995），1591およびＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ９（1996），448 に開示されている、電気化学的なサブスケールの評価法で把握することができる。この方法で得られる、図２に示す電圧−時間曲線のIII 領域（定電圧電解ゾーン）の幅は、サブスケール中のSiO2におけるＯ量と比例するが、脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性が異なると、その関係も異なってくることが新たに判明した。
【００２２】
すなわち、図３に示すように、図２のIII 領域の幅とサブスケール中のSiO2におけるＯ量との比例関係は、脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性が異なっても成立するが、同一直線上にはない。これは、サブスケール中のSiO2層の構造が、脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性により異なることを反映していると考えられる。実際、サブスケールの断面を観察すると、ほぼ同じ酸素目付量であっても脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性が高くなると、ラメラ（あるいはフィルム）状のSiO2が多く観察された。
【００２３】
なお、通常、脱炭焼鈍温度として採用される 780〜880 ℃の温度範囲において、脱炭焼鈍時の均熱温度がサブスケール構造に及ぼす影響も調べたが、均熱温度が影響を与えるのは脱炭量や鋼板表層の酸化量に対してであり、サブスケール構造にはほとんど影響を与えなかった。つまり、サブスケール構造の支配因子は均熱時の雰囲気酸化性であることは明らかである。
【００２４】
以上で述べたように、脱炭焼鈍均熱時の雰囲気酸化性の違いにより、仕上げ焼鈍時のインヒビター（AlN ）の分解過程が変化することがわかった。従って、脱炭焼鈍均熱時の雰囲気酸化性を所定の範囲に制御することによって、良好な磁気特性を安定して得られるのである。
【００２５】
さらに、発明者らは、鋭意検討した結果、脱炭焼鈍時の昇温速度が被膜特性に大きな影響を及ぼしていることも見出した。
ここに、脱炭焼鈍時の昇温速度に関しては過去に多くの検討がなされている。例えば、特開昭60−121222号公報には、脱炭焼鈍の際に400 ℃から750 ℃までの温度範囲を平均昇温速度10℃／s 以上で急熱して、780 〜820 ℃の温度範囲においてH2O 分圧P(H2O)およびH2分圧P(H2) の比P(H2O)／P(H2) が0.4 〜0.7 の範囲内の酸化雰囲気中で50秒〜10分間焼鈍した後、830 〜870 ℃の温度範囲内においてP(H2O)／P(H2) が0.08〜0.4 の範囲内の酸化雰囲気中で10秒〜５分間焼鈍する方法が、特開平４−160114号公報には、700 ℃までを30℃／s 以上の平均昇温速度で加熱し、700 ℃から800 〜1000℃の温度域までをα単層の状態で加熱する方法が、特開平６−128646号公報には、室温から650 〜850 ℃に到る昇温速度を50℃／s 以上とする方法が、特開平７−316656号公報には、500 〜800 ℃間の昇温速度を10〜20℃／ｓとし、かつ該脱炭焼鈍をP(H2O)／P(H2) が0.3 〜0.5 の雰囲気中で 800〜850 ℃で行う方法が、それぞれ開示されている。
しかし、これらの技術はいずれも、磁気特性向上の観点から検討されたものであって、被膜特性に着目したものではなかった。
【００２６】
なお、被膜特性に着目した技術として、特開平７−316656号公報には、脱炭焼鈍時の昇温速度および雰囲気を制御することが示されているが、脱炭焼鈍時の昇温速度を、主に１次再結晶集合組織を支配する領域とサブスケール性状に大きく影響する初期酸化膜の生成を支配する領域とに分けて制御してはいない。この発明は、両者の支配的な温度域と最適昇温速度とが異なる場合、各々にとって支配的となる温度域での昇温速度を個別に制御すれば、従来より飛躍的な特性の向上が見込めるとの発送に基づいたものであり、その点で従来技術とは大いに異なる。
【００２７】
そこで、発明者らは、脱炭焼鈍時の昇温過程に関して詳細な検討を行ったところ、昇温速度については、常温から750 ℃までの温度域と、750 ℃から均熱温度到達までの温度域とに分別して制御することが非常に重要であり、特に後者の昇温速度が被膜特性に大きく影響することを見出した。次に、この知見を導くに到った実験結果について、詳述する。
【００２８】
Ｃ：0.073 wt％、Si：3.25wt％、Mn：0.067 wt％、Se：0.019 wt％、Al：0.025 wt％、Ｎ：0.0086wt％、Cu：0.10wt％およびSb：0.041 wt％を含む、けい素鋼スラブを、1430℃の温度で20分間加熱後、熱間圧延を施して2.2mm 厚の熱延板とした。次いで、1000℃・１分間の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延にて板厚1.6mm とし、1100℃・１分間の中間焼鈍ののち、２回目の冷間圧延により最終板厚0.23mmとした。その後、これらの冷延板を脱脂して表面を清浄化したのち、H2−H2O −N2雰囲気にて850 ℃の温度で、片面当たりの酸素目付量が0.3 〜1.0(g/m2) になるように脱炭焼鈍を施した。この脱炭焼鈍の際、室温からＴ℃（Ｔ＝600, 650, 700, 750, 800, 850) までの昇温速度と、Ｔ℃から850 ℃までの昇温速度とを、それぞれ独立に両者とも0.2 〜50℃／s の範囲で変化させた。また、均熱時の雰囲気酸化性は0.2 〜0.7 とした。次いで、MgO を主成分とし、マグネシア：100 重量部に対してTiO2を10重量部配合した、焼鈍分離剤をスラリー状にして、それぞれの脱炭焼鈍板コイルに塗布して乾燥させたのち、窒素雰囲気中での850 ℃・10時間の保定に続いて、窒素：25％および水素：75％の雰囲気中で10℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する、二次再結晶焼鈍を施した後、水素雰囲気中で1200℃，５時間の仕上げ焼鈍を行った。
【００２９】
かくして得られたコイルについて、フォルステライト質被膜の外観と曲げ密着性及び磁気特性とを評価したが、室温から一定の速さで昇温する、Ｔ＝850 ℃の場合は充分に良好な被膜特性を得ることができず、Ｔ＝800 ℃の場合は、優れた磁気特性と良好な被膜特性との両立が、広範囲で充分に得ることができなかった。同様に、室温からＴ℃までの昇温速度が、Ｔ℃から850 ℃までの昇温速度よりも遅い場合も、優れた被膜特性を得ることができなかった。
【００３０】
一方、室温からＴ℃までの昇温速度が、Ｔ℃から850 ℃までの昇温速度よりも速い場合には、良好な被膜特性が得られた。但し、Ｔ≦700 ℃の場合は良好な磁気特性を得ることができなかった。これは、形成される１次再結晶集合組織への影響が大きいためと思われる。なお、以上の被膜特性に及ぼす結果は脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性の違い（Ｐ（H2O ）／Ｐ（H2）＝0.2 〜0.7 ）によらなかった。
【００３１】
そして、比較的広い範囲で被膜特性および磁気特性の両立が図れたのは、Ｔ＝750 ℃の場合であった。ここで、Ｔ＝750 ℃の時の被膜特性と磁気特性との評価結果を図１に示す。なお、被膜密着性は、被膜の曲げ密着性として、５mm間隔の種々の径を有する丸棒に試験片を巻き付け、被膜が剥離しない最少径を測定することによって評価した。
【００３２】
図１から、室温から750 ℃までの昇温速度が、750 ℃から850 ℃までの昇温速度よりも速い場合には、良好な結果が得られることがわかる。とりわけ、室温から750 ℃までの昇温速度を12〜40℃／s にすると共に、750 〜850 ℃間の昇温速度を0.5 〜10℃／s にすることにより、非常に優れたフォルステライト質被膜の外観や密着性が得られることがわかる。
【００３３】
なお、脱炭焼鈍時に、室温から750 ℃までの昇温速度を750 ℃から850 ℃までの昇温速度よりも速くすることによって被膜特性が向上する理由について、発明者らは次のように考えている。
【００３４】
すなわち、発明者らは予備実験を行って、脱炭焼鈍板の５％HCl ・60℃・60秒間の酸洗条件での酸洗減量を調べたところ、酸洗減量値とフォルステライト質被膜特性との間には相関関係があり、酸洗減量値が少ないほど被膜特性が向上する傾向にあることを見出した。この酸洗減量値は、サブスケール最表面の性質を反映すると考えられるから、何らかの形で被膜形成初期の反応を反映していると思われる。
【００３５】
そこで、脱炭焼鈍時の昇温速度と酸洗減量との関係を調べたところ、昇温速度を上述の通りに制御した場合は、そうでない場合に比べて酸洗減量値を低く、具体的には、酸洗減量値を0.4 g/m2以下の低い値に抑えられることがわかった。酸洗減量値が低いほど被膜特性が向上する理由は明確になっていないが、おそらく酸洗減量値は鋼板表面での雰囲気との反応性、すなわち活性度を表していると考えられる。従って、酸洗減量値が低くて活性度が低いほど、雰囲気の影響を受けにくいからと考えられる。そして、昇温速度を上述のように規定することで酸性減量値が低下するのは、酸化初期の昇温速度を遅くすることで、酸化初期に緻密なサブスケールが形成されるためと考えられる。
【００３６】
とりわけ、室温から750 ℃までの昇温速度を12〜40℃／s にすると共に、750 〜850 ℃間の昇温速度を0.5 〜10℃／s にすると、酸性減量値はさらに低下して0.3 g/m2以下の低い値に抑えられ、被膜特性もさらに向上することができる。
【００３７】
なお、この発明に従う脱炭焼鈍時の昇温速度の場合に、均熱時のP(H2O)／P(H2) で表される雰囲気酸化性が磁性に及ぼす影響を図５に示すが、この雰囲気酸化性を0.3 〜0.5 の範囲にすることによって、さらに優れた磁性が得られていることがわかる。
【００３８】
ここで、脱炭焼鈍の均熱時の雰囲気酸化性P(H2O)／P(H2) を0.30〜0.50とすることによって磁気特性が向上する理由について、発明者らは次のように考えている。すなわち、脱炭焼鈍の均熱時の雰囲気酸化性の違いによって、サブスケール中SiO2層の構造が変化するが、この発明に従って脱炭焼鈍時の昇温速度を規制し、かつ上記の雰囲気酸化性の範囲でサブスケールを生成させると、二次再結晶焼鈍中のインヒビター分解が磁性向上に有利に進行するからである。
【００３９】
以下に、この発明の成分組成の限定理由および好適範囲について述べる。
この発明の対象とするけい素鋼板用スラブの成分組成については、Ｃ：0.03〜0.12wt％，Si：2.0 〜4.5 wt％，酸可溶性Al：0.01〜0.05wt％，Ｎ：0.004 〜0.012 wt％を含有することが必要である。その他、必要に応じて、Mn：0.02〜0.20wt％，Ｓ及びSeのうちから選んだ少なくとも一種：0.010 〜0.040 wt％, Sb：0.01〜0.20wt％，Cu：0.01〜0.20wt％，Mo：0.005 〜0.10wt％，Sn：0.02〜0.30wt％，Ge：0.02〜0.30wt％，Ni：0.01〜0.50wt％，Ｐ：0.002 〜0.30wt％，Cr：0.02〜0.50wt％，Nb：0.003 〜0.10wt％, Ｖ：0.003 〜0.10wt％，Ｂ：0.0005〜0.03wt％およびBi：0.005 〜0.20wt％の各成分を含有させることもできる。
各成分の含有量の限定理由は、次のとおりである。
【００４０】
まず、酸可溶AlおよびＮは、AlN インヒビターを形成させるために必要である。良好な二次再結晶を実現するには、酸可溶性Alを0.01〜0.05wt％およびＮを0.004 〜0.012 wt％の範囲で含有することが要求される。すなわち、これらの上限をこえる量では、AlN の粗大化を招いて抑制力を失い、一方下限未満ではAlN の量が不足する。
【００４１】
Ｃは、熱間圧延時のα−γ変態を利用して結晶組織の改善を行うために重要な成分である。しかし、含有量が0.03wt％に満たないと良好な一次再結晶組織が得られず、一方0.12wt％をこえると、脱炭が難しくなって脱炭不良となり磁気特性が劣化するため、0.03〜0.12wt％に限定した。
【００４２】
Siは、製品の電気抵抗を高め、渦電流損を低減させる上で重要な成分である。含有量が2.0 wt％に満たないと最終仕上げ焼鈍中にα−γ変態によって結晶方位が損なわれ、4.5 wt％を超えると冷延性に問題があるため、2.0 〜4.5 wt％に限定した。
【００４３】
MnとSeおよびＳとも、インヒビターとして機能する成分であり、Mn量が0.02wt％未満、またはＳおよびSeのいずれか単独もしくは合計量が0.010 wt％未満であると、インヒビター機能が不充分となり、一方Mn量が0.20wt％をこえるか、またはＳおよびSeのいずれか単独もしくは合計量が0.040 wt％をこえると、スラブ加熱の際に必要とする温度が高すぎて実用的ではないため、Mnは0.02〜0.20wt％、ＳおよびSeは単独あるいは合計量として0.010 〜0.040 wt％の範囲であることが好ましい。
【００４４】
さらに、磁束密度を向上させるためにSb，Cu，Sn，Ge，Ni，Ｐ，Cr，Nb，Ｖ，ＢおよびBiなどを単独または複合して添加することが可能である。すなわち、Sbは含有量が、0.20wt％をこえると脱炭性が著しく劣化し、一方0.01wt％に満たないと効果がないため、その添加量は0.01〜0.20wt％とすることが好ましい。Cuは、0.20wt％をこえると酸洗性が悪化し、0.01wt％に満たないと効果がないため、0.01〜0.20wt％の範囲とすることが好ましい。Sn、Geは、0.30wt％をこえると良好な一次再結晶組織が得られず、一方0.02wt％未満では効果がないため、それぞれ0.02〜0.30wt％の範囲とすることが好ましい。Crは0.50wt％を越えると良好な１次再結晶組織が得られず、一方0.02wt％未満では効果がないため、0.02〜0.50wt％の範囲とすることが好ましい。Niは、0.50wt％をこえると熱間強度が低下し、一方0.01wt％未満では効果がないため、0.01〜0.50wt％の範囲とすることが好ましい。Ｐは、0.30wt％をこえると良好な一次再結晶組織が得られず、一方0.002 wt％未満では効果がないため、0.002 〜0.30wt％とすることが好ましい。NbおよびＶは、0.10wt％をこえると脱炭性が著しく劣化し、一方0.003 wt％に満たないと効果がないため、0.003 〜0.10wt％とすることが好ましい。Ｂは、0.03wt％をこえると良好な一次再結晶組織が得られず、一方0.0005wt％未満では効果がないため、0.0005〜0.03wt％とすることが好ましい。Biは、0.20wt％をこえると良好な一次再結晶組織が得られず、一方0.005 wt％未満では効果がないため、0.005 〜0.20wt％とすることが好ましい。また、Biを鋼中に添加した場合は、特に良好なフォルステライト質被膜が得られにくいが、それを防ぎ安定的に良好なフォルステライト質被膜を得るには、この発明に従うとともに、同時にCrを0.06〜0.50wt％添加すればよい。
【００４５】
さらに、表面性状を改善するために、Moを添加することができる。しかし、含有量が0.10wt％をこえると脱炭性が劣化し、0.005wt ％に満たないと効果がないため、0.005 〜0.10wt％とすることが好ましい。
【００４６】
次に、この発明で対象とする方向性けい素鋼板の製造条件について述べる。
すなわち、従来用いられている製鋼法で、上記成分組成に調整した溶鋼を連続鋳造法あるいは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んでスラブとし、その後1100〜1450℃の温度範囲でスラブ加熱を行って熱間圧延を行う。次いで、必要に応じて熱延板焼鈍を行ったのち、１回ないしは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により、最終板厚の冷延板とする。
【００４７】
その後、この発明に従う昇温速度および雰囲気酸化性の下で脱炭焼鈍を行う。その際、均熱温度は780 〜880 ℃の範囲に限定する。この範囲に対して均熱温度が低くても高くても、脱炭に要する時間が、実操業を考えた場合に実際的でないほど長くなるからである。
【００４８】
この脱炭焼鈍を施した鋼板表面に、マグネシアを主成分にした焼鈍分離剤をスラリー状にして塗布した後乾燥する。ここで、焼鈍分離剤に用いるマグネシアは、水和量（20℃，６分間にて水和後、1000℃，１時間の強加熱による減量）が１〜５％の範囲のものを用いるのがよい。これは、マグネシアの水和量が１％未満ではフォルステライト質被膜の生成が不充分となり、一方５％をこえるとコイル層間への持ち込み水分量が多くなりすぎて鋼板の追加酸化量が多くなるため、良好なフォルステライト質被膜が得られなくなるおそれがあるからである。また、30℃でのクエン酸活性度 (CAA40)は40秒から160 秒のものを用いることが好ましい。なぜなら、40秒未満では反応性が強すぎてフォルステライトが急激に生成して剥落しやすく、一方160 秒をこえると反応性が弱すぎてフォルステライト生成が進行しないからである。
【００４９】
さらに、焼鈍分離剤は、鋼板片面当たり４〜10g/m2の範囲で塗布するのが好ましい。これは、塗布量が４g/m2より少ないとフォルステライトの生成が不充分となり、一方10g/m2をこえるとフォルステライト質被膜が過剰に生成し厚くなるため、占積率の低下をきたすからである。
【００５０】
なお、被膜特性の一層の均一性向上を目的として、焼鈍分離剤中に、さらにTiO2，SnO2，CaO のような酸化物、MgSO4 やSnSO4 のような硫化物、Na2B4O7 のようなＢ系化合物、Sb2O3 やSb2(SO4)3 のようなSb系化合物あるいはSrSO4, Sr(OH)2のようなSr化合物の１種または２種以上を、それぞれ単独または複合して添加してもよい。
【００５１】
その後、二次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を行った後、りん酸塩系の絶縁コーティング、好ましくは張力を有する絶縁コーティングを施して製品とする。二次再結晶焼鈍は、昇温速度：５〜35℃／ｈおよび窒素分圧：５〜50％の範囲で行えばよい。
【００５２】
ちなみに、最終冷延後、最終仕上げ焼鈍後あるいは絶縁コーティングの被成後に、既知の磁区細分化処理を行うことも可能であり、さらなる鉄損の低減に有効である。
【００５３】
【実施例】
［実施例１］
Ｃ：0.070 wt％，Si：3.43wt％，Mn：0.068 wt％，酸可溶性Al：0.025 wt％，Ｎ：0.0087wt％，Se：0.019 wt％，Cu：0.12wt％、Sb：0.044 wt％およびNi：0.2wt ％を含む鋼スラブを、1430℃で30分間加熱後、熱間圧延を施して、2.5mm 厚の熱延板とした。次いで、1000℃，１分間の熱延板焼鈍後、冷間圧延にて板厚1.7mm とし、1100℃，１分間の中間焼鈍ののち、２回目の冷間圧延により最終板厚0.23mmに仕上げた。
【００５４】
これらの冷延板に、H2−H2O −N2雰囲気にて、840 ℃の脱炭焼鈍を施した。この際、750 ℃までの昇温速度を５〜50℃／s の範囲に、750 ℃から840 ℃までの昇温速度を0.2 〜50℃／s の範囲に変化させると共に、均熱帯の雰囲気酸化性(P(H2O) ／P(H2))を0.20〜0.60の範囲で変化させた。
【００５５】
次いで、マグネシアを主成分とする焼鈍分離剤をスラリーとして脱炭焼鈍板コイルにそれぞれ塗布して乾燥させたのち、窒素雰囲気中での850 ℃，20時間の保定に続いて、窒素35％、水素65％の雰囲気中で15℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する、二次再結晶焼鈍を施したのち、1200℃の水素雰囲気中で５時間の純化焼鈍を行った。しかるのち、りん酸マグネシウムとコロイダルシリカを主成分とするコーティングを施した。
【００５６】
かくして得られた各製品コイルの磁気特性 (磁束密度Ｂ8 ，鉄鎖Ｗ17/50)と被膜の曲げ密着性および被膜外観を調査した。これらの調査結果を表１に示すように、この発明に従う条件で製造した発明例は、いずれも良好な被膜特性および磁気特性を示した。
【００５７】
【表１】
［実施例２］
Ｃ：0.067 wt％，Si：3.25wt％，Mn：0.070 wt％，酸可溶性Al：0.023 wt％，Ｎ：0.0080wt％，Se：0.017 wt％，Cu：0.10wt％，Sb：0.024 wt％およびMo：0.012 wt％を含む、けい素鋼スラブを、1430℃で30分間加熱後、熱間圧延を施して、2.7mm 厚の熱延板とした。次いで、1000℃，１分間の熱延板焼鈍後、冷間圧延にて板厚1.9mm とし、1080℃，１分間の中間焼鈍ののち、２回目の冷間圧延により最終板厚0.30mmに仕上げた。
【００５９】
これらの冷延板に、H2−H2O −N2雰囲気にて820 ℃の脱炭焼鈍を施した。この際、 750℃までの昇温速度を５〜50℃／s の範囲に、750 ℃から820 ℃までの昇温速度を0.2 〜50℃／s の範囲に変化させると共に、均熱帯の雰囲気酸化性(P(H2O) ／P(H2))を0.20〜0.60の範囲で変化させた。
【００６０】
次いで、MgO を主成分とし、マグネシア：100 重量部に対して、TiO2：６重量部, SnO2：３重量部およびSr化合物：２重量部（Sr換算）を添加した組成の焼鈍分離剤を、スラリーとして脱炭焼鈍板コイルにそれぞれ塗布して乾燥させたのち、窒素雰囲気中での870 ℃，10時間の保定に続いて、窒素10％、水素90％の雰囲気中で25℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する二次再結晶焼鈍を施したのち、1200℃の水素雰囲気中で５時間の純化焼鈍を行った。しかるのち、りん酸マグネシウムとコロイダルシリカを主成分とするコーティングを施した。
【００６１】
かくして得られた各製品コイルの磁気特性 (磁束密度Ｂ8 ・鉄損Ｗ17/50)と被膜の曲げ密着性・被膜外観を調査した。これらの調査結果を表２に示すように、この発明に従う条件で製造した発明例は、いずれも良好な被膜特性および磁気特性を示している。
【００６２】
【表２】
［実施例３］
Ｃ：0.073 wt％，Si：3.4 wt％，Mn：0.067 wt％，酸可溶性Al：0.026 wt％，Ｎ：0.0083wt％，Se：0.018 wt％，Cu：0.10wt％およびSb：0.041 wt％を含むけい素鋼スラブを、1430℃で30分間加熱後、熱間圧延を施して、2.0mm 厚の熱延板とした。次いで、1100℃・１分間の熱延板焼鈍後、冷間圧延にて最終板厚0.27mmに仕上げた。
【００６４】
これらの冷延板に、H2−H2O −N2雰囲気にて830 ℃の脱炭焼鈍を施した。この際、750 ℃までの昇温速度を５〜50℃／s の範囲に、750 ℃から830 ℃までの昇温速度を0.2 〜50℃／s の範囲に変化させると共に、均熱帯の雰用気酸化性(P(H2O) ／P(H2))を0.20〜0.60の範囲で変化させた。
【００６５】
次いで、MgO を主成分とし、マグネシア：100 重量部に対して、TiO2：９重量部を添加した組成の焼鈍分離剤を、スラリーとして脱炭焼鈍板コイルにそれぞれ塗布して乾燥させたのち、窒素雰囲気中での850 ℃，20時間の保定に続いて、窒素25％、水素75％の雰囲気中で９℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する、二次再結晶焼鈍を施したのち、1200℃の水素雰囲気中で５時間の鈍化焼鈍を行った。しかるのち、りん酸マグネシウムとコロイダルシリカを主成分とするコーティングを施した。
【００６６】
かくして得られた各製品コイルの磁気特性 (磁束密度Ｂ8 ・鉄損Ｗ17/50)と被膜の曲げ密着性および被膜外観を調査した。これらの調査結果を表３に示すように、この発明に従う条件で製造した発明例は、いずれも良好な被膜特性および磁気特性を示している。
【００６７】
【表３】
［実施例４］
表４に示す種々の成分組成からなるけい素鋼スラブを用意した。これらのけい素鋼スラブを1430℃で20分間加熱後、熱間圧延を施して、2.3mm 厚の熱延板とした。次いで、1000℃，１分間の熱延板焼鈍後、冷間圧延にて板厚1.6mm とし、1100℃，１分間の中間焼鈍ののち、２回目の冷間圧延により最終板厚0.23mmに仕上げた。
【００６９】
これらの冷延板に、H2−H2O −N2雰囲気にて850 ℃の脱炭焼鈍を施した。この際、750 ℃までの昇温速度を５〜50℃／s の範囲に、750 ℃から850 ℃までの昇温速度を0.2 〜50℃／s の範囲に変化させると共に、均熱帯の雰囲気酸化性(P(H2O) ／P(H2))を0.20〜0.60の範囲で変化させた。また、均熱時間・最終冷延後（脱炭焼鈍前）の電解脱脂条件（有無を含めて）等を適宜変更して、酸素目付量（片面当たり）が0.4g/m2 以上0.90g/m2以下になるようにした。
【００７０】
次いで、マグネシアを主成分とする焼鈍分離剤をスラリーとして脱炭焼鈍板コイルにそれぞれ塗布し乾燥させたのち、窒素雰囲気中で850 ℃まで昇温し、窒素25％、水素75％の雰囲気中で15℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する二次再結晶焼鈍を施したのち、1200℃の水素雰囲気中で５時間の純化焼鈍を行った。しかるのち、リん酸マグネシウムとコロイタルシリカを主成分とするコーティングを施した。
【００７１】
かくして得られた各製品コイルの磁気特性 (磁束密度Ｂ8 ・鉄損Ｗ17/50)と被膜の曲げ密着性・被膜外観を調査した。これらの調査結果を表５に示すように、この発明に従う条件で製造した発明例は、いずれも良好な被膜特性および磁気特性を示している。
【００７２】
【表４】
【表５】
【発明の効果】
この発明は、主にAlN 系インヒビターを用いる方向性けい素鋼板の製造において、脱炭焼鈍条件を制御することによって、良好な被膜特性と優れた磁気特性の両立をはかることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】脱炭焼鈍均熱時のP(H2O)／P(H2) で表される雰囲気酸化性の変化が二次再結晶焼鈍中のインヒビター強度に及ぼす影響を示す図である。
【図２】サブスケールの評価法によって得られる電圧−時間曲線の模式図である。
【図３】サブスケールのSiO2量中のＯ量と脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性が図２の電圧−時間曲線の領域III 幅に及ぼす影響を示す図である。
【図４】脱炭焼鈍時の昇温速度が被膜特性に及ばす影響を示す図である。
【図５】脱炭焼鈍均熱時のP(H2O)／P(H2) で表される雰囲気酸化性の変化が磁気特性に及ぼす影響を示す図である。
Claims (2)
- Ｃ：0.03〜0.12wt％，Si：2.0 〜4.5 wt％，酸可溶性Al：0.01〜0.05wt％およびＮ：0.004 〜0.012 wt％を含有する、鋼スラブに熱間圧延を施し、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行い、次いで780℃以上880 ℃以下の均熱温度で脱炭焼鈍を施した後、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍および純化焼鈍を施す一連の工程からなる方向性けい素鋼板の製造方法において、
脱炭焼鈍は、常温から750 ℃までの温度域における平均昇温速度を、750 ℃から均熱温度までの温度域における平均昇温速度より速くし、かつ均熱帯の雰囲気の水素分圧に対する水蒸気分圧の比を0.30〜0.50に調整して行うことを特徴とする方向性けい素鋼板の製造方法。 - 請求項１において、脱炭焼鈍は、常温から750 ℃までの温度域を平均昇温速度：12〜40℃／s および750 ℃から均熱温度までの温度域を平均昇温速度：0.5 〜10℃／s にて行うことを特徴とする方向性けい素鋼板の製造方法。
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