專利名稱：方向性電磁鋼板的制造方法以及方向性電磁鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種磁特性以及彎曲特性良好的方向性電磁鋼板以及穩(wěn)定制造此方向性電磁鋼板的方法。對(duì)鋼板的形狀沒有特殊的限定，但在制造帶狀(strip-shaped)鋼板、也就是制造鋼帶時(shí)，本發(fā)明可以起到特別有利的效果。
背景技術(shù)：
在制造方向性電磁鋼板時(shí)，一般使用如下的技術(shù)使用被稱為抑制劑的析出物，在最終退火中使被稱為Goss取向晶粒的{110}<001>取向晶粒優(yōu)先二次再結(jié)晶。
例如，在工業(yè)中實(shí)際應(yīng)用使用MnS、MnSe作為抑制劑的方法(公開于專利文獻(xiàn)1)、以及使用AlN的方法。此外，還公知有使用BN或者Ti、Zr、V等的氮化物的方法。
然而，在專利文獻(xiàn)1等中記載的以往的方法中，最終退火通常由二次再結(jié)晶退火、和接下來實(shí)施的以形成被膜和精煉為目的的精煉退火構(gòu)成。
二次再結(jié)晶退火可以在各種的氣氛中進(jìn)行，但是優(yōu)選在含有氮?dú)庖允棺鳛橐种苿┒行У牡锏幕顒?dòng)穩(wěn)定的氣氛下進(jìn)行。
另一方面，精煉退火，為了促進(jìn)除去抑制劑成分等鋼中雜質(zhì)，一般在以氫氣為主體的氣氛中進(jìn)行，優(yōu)選在氫氣氣氛中進(jìn)行。特別是如果氣氛中的氮?dú)饬扛邉t鋼中的氮停止降低，磁特性的改善較少，因而幾乎不使用氮?dú)?。例如在專利文獻(xiàn)2中記載了精煉退火中氮?dú)鈿夥?0.1～0.4atm左右)的不良影響。
精煉退火一般優(yōu)選在1180℃以上進(jìn)行。如果精煉退火的溫度不足1180℃，則鋼中以S和Se為代表的雜質(zhì)變得精煉不良，此精煉不良將導(dǎo)致彎曲特性劣化。
在此，彎曲特性通過JIS C 2550所規(guī)定的反復(fù)彎曲試驗(yàn)進(jìn)行評(píng)價(jià)。也就是從鋼板切出寬30mm的試驗(yàn)片，對(duì)其施加張力的同時(shí)反復(fù)彎曲成直角，測定直至試驗(yàn)片上產(chǎn)生的裂紋在板厚方向上貫通鋼板的次數(shù)而進(jìn)行評(píng)價(jià)。
使用抑制劑的方法，是對(duì)穩(wěn)定地促進(jìn)二次再結(jié)晶晶粒成長有用的方法，但由于必須使析出物微細(xì)分散，因而需要在1300℃以上的高溫下進(jìn)行熱軋前的板坯加熱。
然而，板坯的高溫加熱存在以下等問題(1)設(shè)備成本變高；(2)熱軋時(shí)產(chǎn)生的銹皮量增多，因而成品率降低；(3)設(shè)備維護(hù)煩雜。
對(duì)此，在專利文獻(xiàn)3、專利文獻(xiàn)4以及專利文獻(xiàn)5等中公開了不使用抑制劑而制造方向性電磁鋼板的方法。
這些技術(shù)的共同點(diǎn)在于，致力于將表面能作為驅(qū)動(dòng)力而使{110}面優(yōu)先成長。因此，在預(yù)先減少鋼板中的雜質(zhì)后，在控制氣氛以抑制表面氧化物生成的狀態(tài)下，進(jìn)行高溫的最終退火，促進(jìn)二次再結(jié)晶。
例如，在專利文獻(xiàn)3中，記載有如下技術(shù)將熔煉電解鐵等高純度原料而得到的硅鋼板軋制成板厚在0.2mm以下，然后在1180℃以上的溫度下，使用真空、惰性氣體、或者氫氣、氫氣和氮?dú)獾幕旌蠚怏w作為退火氣氛而進(jìn)行熱處理，得到{110}<001>取向集聚的再結(jié)晶組織。
此外，在專利文獻(xiàn)4中記載了如下的技術(shù)以精煉AlN、MnS等雜質(zhì)為目的，向市面銷售的硅鋼帶等上涂布退火分離劑，在氫氣中，在1100～1200℃下實(shí)施3小時(shí)以上的精煉處理后，實(shí)施冷軋使板厚為0.15mm以下，其后，在950～1100℃的溫度下，在Ar等惰性氣體氣氛、氫氣氣氛或者氫氣和惰性氣體的混合氣氛中，并且優(yōu)選對(duì)它們進(jìn)行減壓而實(shí)施二次再結(jié)晶退火。
而且，在專利文獻(xiàn)5中記載了如下的技術(shù)使用將不良影響特別大的雜質(zhì)S降低至10ppm后的硅鋼，在1000～1300℃的溫度下，在氧氣分壓為0.5Pa以下的非氧化性氣氛中，或者在真空中進(jìn)行10分鐘以下的短時(shí)間最終退火。
在這些技術(shù)中都不重視二次再結(jié)晶后的精煉退火，沒有特別公開精煉退火。
在上述使用表面能的制造方法中，板坯加熱溫度雖然不需要像以往那樣為高溫，但也存在以下所述的幾個(gè)問題點(diǎn)。
首先，為了有效利用表面能差，必然要求使板厚變薄以增加表面的作用。例如在專利文獻(xiàn)3以及4公開的技術(shù)中，分別將板厚限制在0.2mm以下和0.15mm以下。
然而，現(xiàn)在使用的方向性電磁鋼板的板厚幾乎都在0.2mm以上，因而以上述這種利用表面能的方法難以制造磁特性優(yōu)良的方向性電磁鋼板。
此外，如上所述，要求如下條件作為二次再結(jié)晶用的最終退火的氣氛，需要惰性氣體、氫氣，而且推薦條件為真空。然而，在設(shè)備上很難同時(shí)實(shí)現(xiàn)高溫和真空，而且成本也增高。
而且，在利用表面能時(shí)，在原理上只是可以選擇{110}面，不能選擇<001>方向與軋制方向一致的Goss晶粒的成長。
方向性電磁鋼板，由于使易磁化軸<001>與軋制方向一致才能提高磁特性，因而只選擇{110}面在原理上不能得到良好的磁特性。因此，通過利用表面能的方法可以得到良好的磁特性的軋制條件和退火條件極度受限，其結(jié)果，得到的磁特性變得不穩(wěn)定。
此外，在利用表面能的方法中，必須抑制表面氧化層的形成而進(jìn)行最終退火，不能在涂布退火分離劑的狀態(tài)下進(jìn)行退火。因此，在最終退火后，不能形成與通常的方向性電磁鋼板相同的氧化物被膜。例如，鎂橄欖石被膜是涂布以MgO為主要成分的退火分離劑時(shí)形成的被膜，此被膜給予鋼板表面張力而改善鐵損。此外，如果在鎂橄欖石被膜上形成以磷酸鹽為主體的絕緣張力涂層，可以確保該涂層的附著性而進(jìn)一步改善鐵損，但由于沒有鎂橄欖石被膜時(shí)得不到附著性，因而鐵損大幅劣化。
發(fā)明者們?cè)趯＠墨I(xiàn)6以及7等中提出以下的技術(shù)對(duì)不含有抑制劑形成成分的原材，通過控制晶界移動(dòng)速度差(在后詳述)，而通過二次再結(jié)晶促進(jìn)Goss取向晶粒成長。這些技術(shù)由于可以不使用表面能而使晶粒一致于Goss取向，因而可以解決上述各種問題。例如在此技術(shù)中，沒有鋼板表面狀態(tài)的制約，從而可以在最終退火時(shí)涂布退火分離劑而形成鎂橄欖石被膜等被膜，可以達(dá)到改善鐵損等。為了方便，把在專利文獻(xiàn)6等中提出的方向性電磁鋼板稱為非抑制劑鋼板。
在專利文獻(xiàn)6等提出的技術(shù)中，由于將Al含量降低至規(guī)定的范圍，還限制S以及Se的含量，因而不一定需要以往意義上的精煉退火，只要在二次再結(jié)晶退火后升溫至形成鎂橄欖石被膜等被膜所需要的溫度就可以。例如在專利文獻(xiàn)6中，公開了以下的最終退火條件在氮?dú)鈿夥?、含有氮?dú)獾臍夥盏葰夥罩?，?5～20℃/h左右的速度加熱至950℃～1050℃左右而完成退火。
然而，這并不禁止精煉退火，使鋼中雜質(zhì)進(jìn)一步降低的精煉退火反而對(duì)進(jìn)一步改善磁特性有效。例如，在專利文獻(xiàn)7中公開了如下的技術(shù)作為最終退火，在氫氣50％--氮?dú)?0％氣氛中升溫至1180℃后，在氫氣氣氛中，在1180℃下進(jìn)行5小時(shí)的保持處理。與使用含有抑制劑成分的原材的情況相比，減輕了操作上的負(fù)擔(dān)。例如可以以較低溫度的精煉退火得到充分的效果。
而且也有二次再結(jié)晶退火和精煉退火邊界模糊的技術(shù)，例如在上述專利文獻(xiàn)7中公開了作為最終退火，在氫氣50％-氮?dú)?0％氣氛中以20℃/h左右升溫至1100℃左右的技術(shù)、以及在氫氣氣氛中以15℃/h加熱至1200℃的技術(shù)。
而且，在專利文獻(xiàn)8中，雖然主旨有些不同，但也公開了如下技術(shù)使用不含有抑制劑的鋼，在氮?dú)鈿夥?、Ar氣氣氛，氫氣氣氛、氫氣50％-氮?dú)?0％氣氛，氮?dú)?0％-Ar50％氣氛等各氣氛中，在1000～1150℃左右實(shí)施最終退火。
專利文獻(xiàn)1特公昭51-13469號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2特開平11-158557號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)3特開昭64-55339號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)4特開平2-57635號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)5特開平7-197126號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)6特開2000-129356號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)7特開2000-119824號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)8特開2000-119823號(hào)公報(bào)發(fā)明內(nèi)容如上所述，鋼中的以S以及Se為代表的雜質(zhì)精煉不良，如果不充分地降低，則導(dǎo)致彎曲特性劣化。對(duì)此，在非抑制劑鋼板中，精煉退火后的S以及Se的殘留量應(yīng)該被精煉至對(duì)彎曲特性不產(chǎn)生影響的程度。盡管如此，還出現(xiàn)了新的問題在非抑制劑鋼板中存在成品板的彎曲特性劣化的情況。也就是說明在以往作為彎曲特性劣化原因的S以及Se的精煉不良之外，還存在其它的原因。
如果彎曲特性差，則鋼板在鋼板的沖裁生產(chǎn)線途中容易斷裂，或者鋼板在卷鐵心變壓器的制造中容易產(chǎn)生裂紋。即使只在例如作為鋼帶而制造的電磁鋼板寬度方向的一部分(例如寬度方向端部)上彎曲性差，也會(huì)發(fā)生這些問題。
本發(fā)明，對(duì)上述專利文獻(xiàn)6等公開的不使用抑制劑的方向性電磁鋼板(非抑制劑鋼板)的制造技術(shù)進(jìn)行改良，以避免彎曲特性的劣化。
本發(fā)明的主要構(gòu)成如下。
(1)一種彎曲特性優(yōu)良的方向性電磁鋼板的制造方法，包括對(duì)含有C0.08質(zhì)量％以下、Si2.0～8.0質(zhì)量％以及Mn0.005～3.0質(zhì)量％的鋼板坯進(jìn)行軋制，制成冷軋鋼板，接著根據(jù)需要進(jìn)行脫碳退火，其后根據(jù)需要涂布退火分離劑，實(shí)施二次再結(jié)晶退火，接著實(shí)施精煉退火的工序，其特征在于，上述鋼板坯具有使Al降低至不足100ppm并使N、S以及Se分別降低至50ppm以下的成分組成，在1050℃以上的溫度區(qū)域?qū)嵤┰摼珶捦嘶穑⒃诖司珶捦嘶饻囟瘸^1170℃時(shí)，將超過1170℃的溫度區(qū)域的氣氛的氫氣分壓調(diào)整至0.4atm以下，在此精煉退火溫度在1170℃以下時(shí)，將1050℃以上的溫度區(qū)域的氣氛的氫氣分壓調(diào)整至0.8atm以下。
其中，優(yōu)選使用以MgO為主要成分的退火分離劑作為上述退火分離劑。
此外，其中優(yōu)選上述軋制工序包括對(duì)上述鋼板坯實(shí)施熱軋，其后根據(jù)需要對(duì)實(shí)施熱軋板退火，進(jìn)而實(shí)施一次冷軋，或者實(shí)施夾有中間退火的兩次以上冷軋，而制成上述冷軋鋼板的工序。
而且，優(yōu)選在上述精煉退火中，控制氫氣分壓的上述氣氛中的氮?dú)庖泽w積率計(jì)不足50％。
(2)一種彎曲特性優(yōu)良的方向性電磁鋼板的制造方法，在(1)及其優(yōu)選方式中，其特征在于，鋼板坯具有如下的成分組成還含有Ni0.005～1.50質(zhì)量％以及Cu0.01～1.50質(zhì)量％中的任意1種或者2種。
(3)一種彎曲特性優(yōu)良的方向性電磁鋼板的制造方法，在(1)或(2)以及它們的優(yōu)選方式中，其特征在于，鋼板坯還含有Cr、As、Te、Sb、Sn、P、Bi、Hg、Pb、Zn以及Cd中的任意1種或者2種以上，且總計(jì)為0.0050～0.50質(zhì)量％，并且在上述精煉退火溫度超過1170℃時(shí)，將超過1170℃的溫度區(qū)域的氣氛的氫氣分壓調(diào)整至0.2atm以下，在上述精煉退火溫度在1170℃以下時(shí)，將1050℃以上的溫度區(qū)域的氣氛的氫氣分壓調(diào)整至0.6atm以下。
其中，優(yōu)選上述添加元素為As、Te、Sb、Sn、P、Bi、Pb、Zn以及Cd中的任意1種或者2以上。
(4)一種彎曲特性優(yōu)良的方向性電磁鋼板的制造方法、以及通過此方法制造的帶狀(strip-shaped)的方向性電磁鋼板(也稱為方向性電磁鋼帶)，在上述(1)～(3)中任一項(xiàng)以及它們的優(yōu)選方式中，其特征在于，上述軋制包括得到冷軋鋼帶的冷軋工序，對(duì)該冷軋鋼帶實(shí)施上述二次再結(jié)晶退火以及上述精煉退火而得到帶狀(strip-shaped)的方向性電磁鋼板。
(5)一種帶狀的方向性電磁鋼板，是通過最終退火以及平整工序(包括平整退火以及張力被膜施與工序)得到的具有含有Si2.0～8.0質(zhì)量％、Mn0.005～3.0質(zhì)量％以及N35ppm以下的成分組成的帶狀的方向性電磁鋼板，其特征在于，在寬度方向的整個(gè)區(qū)域上，通過JISC 2550記載的試驗(yàn)方法進(jìn)行的反復(fù)彎曲次數(shù)在6次以上。


圖1是表示最終退火前的取向差角為20～45°的晶界相對(duì)各取向晶粒的存在頻率(％)的圖。
具體實(shí)施例方式
以下對(duì)本發(fā)明進(jìn)行具體的說明。
在本發(fā)明中，利用不使用抑制劑而促進(jìn)二次再結(jié)晶成長的方法。
發(fā)明者們對(duì)Goss取向晶粒優(yōu)選二次再結(jié)晶的理由多次進(jìn)行專心研究，其結(jié)果發(fā)現(xiàn)一次再結(jié)晶組織中的取向差角為20～45°的晶界起到重要的作用，并在Acta Material 45卷(1997)1285頁中做出報(bào)告。
也就是發(fā)明者們對(duì)作為方向性電磁鋼板的二次再結(jié)晶緊前的狀態(tài)的一次再結(jié)晶組織進(jìn)行分析，對(duì)具有各種結(jié)晶取向的各晶粒周圍的晶界，研究晶界取向差角為20～45°的晶界相對(duì)整體的比例(質(zhì)量％)，其結(jié)果示于圖1。在圖1中，結(jié)晶取向空間使用歐拉角(Φ1、Φ、Φ2)的Φ2＝45°截面進(jìn)行表示，示意表示Goss取向等主要取向。
由圖1可知取向差角為20～45°的晶界的存在頻率在Goss取向中最高。
根據(jù)C.G.Dunn等給出的試驗(yàn)數(shù)據(jù)(AIME Transaction 188卷(1949)368頁)，取向差角為20～45°的晶界是高能晶界。高能晶界為晶界內(nèi)的自由空間大且雜亂的結(jié)構(gòu)。由于晶界擴(kuò)散是原子通過晶界移動(dòng)的過程，因而晶界中的自由空間大的高能晶界的晶界擴(kuò)散快。
公知以往方法中的二次再結(jié)晶伴隨被稱為抑制劑的析出物的基于擴(kuò)散速度的成長·粗大化而發(fā)生。由以上的見解認(rèn)為高能晶界上的析出物，由于在最終退火中優(yōu)先進(jìn)行粗大化，因而成為Goss取向的晶粒的晶界優(yōu)先移開阻塞，開始晶界移動(dòng)，Goss取向晶粒成長。
發(fā)明者們，進(jìn)而發(fā)展上述的研究，得到下述的結(jié)論。
總而言之，在以往方法中，一次再結(jié)晶組織中的Goss取向晶粒較多含有高能晶界，抑制劑的作用在于使作為高能晶界的Goss取向晶粒的晶界和其他晶界的移動(dòng)速度差產(chǎn)生。因此，即使不使用抑制劑，也能使及晶界的移動(dòng)速度差產(chǎn)生的話，則可以在二次再結(jié)晶中使Goss取向集聚。
高能晶界的移動(dòng)速度本來應(yīng)該比其他的晶界的移動(dòng)速度高。然而，由于鋼中存在的雜質(zhì)元素容易向晶界、特別容易向高能晶界偏析，因而在較多含有雜質(zhì)元素時(shí)，高能晶界和其他晶界的移動(dòng)速度差消失。
因此，通過使原材高純度化，排除雜質(zhì)元素的上述影響，可以使依存于晶界構(gòu)造的原來的移動(dòng)速度差顯現(xiàn)，可以使Goss取向晶粒優(yōu)先二次再結(jié)晶。
以上是非抑制劑鋼板的制造原理。
如上所述，對(duì)于非抑制劑鋼板，也可能以進(jìn)行殘留雜質(zhì)的精煉、或者形成鎂橄欖石被膜等為目的而實(shí)施精煉退火，但是新近發(fā)現(xiàn)此時(shí)的彎曲特性劣化。
對(duì)非抑制劑鋼板研究彎曲特性劣化的原因，得知彎曲特性不良的直接原因是晶界強(qiáng)度伴隨氮化硅等Si氮化物向晶界的析出而降低。
認(rèn)為精煉退火后也有氮?dú)埩粼阡摶惺谴薙i氮化物向晶界的析出原因之一。因此在理論上通過充分進(jìn)行精煉退火可能避免彎曲特性的劣化，但是由于在卷材內(nèi)的精煉程度不均勻，通過精煉而避免彎曲特性不良存在限制。
此外，在以往使用S、Se等作為抑制劑的制造方法中，由于鋼中的抑制劑成分使被膜的形成反應(yīng)遲緩，因而容易進(jìn)行鋼中的氮的精煉。然而，由于在非抑制劑鋼板中鋼中雜質(zhì)本來較少，因而容易形成致密的被膜，難以進(jìn)行鋼中的氮的精煉。因此需要尋求一種可以避免Si的氮化物在晶界析出的新方法。
進(jìn)而對(duì)卷材進(jìn)行詳細(xì)研究，其結(jié)果發(fā)現(xiàn)盡管在卷材端部(寬度方向)和卷材中央部(同)之間，氮?dú)埩袅繘]有差，也只是卷材端部的彎曲特性變得不良。在此，所謂卷材端部，是指卷材的寬度方向的最遠(yuǎn)端部和距最遠(yuǎn)端部100mm左右位置之間的區(qū)域。
也就是說明即使鋼基中的氮沒有完全精煉，通過在使氮?dú)埩粼阡撝械臓顟B(tài)下防止Si氮化物向晶界析出，也可能改善彎曲特性。發(fā)明者們對(duì)使氮?dú)埩粼阡撝械臈l件、以及可以防止Si氮化物向晶界析出的條件進(jìn)行了專心研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)通過對(duì)應(yīng)退火溫度而限制精煉退火時(shí)的氫氣分壓，可以防止Si氮化物的晶界析出，從而完成本發(fā)明。
在此，可以通過上述方法防止Si氮化物向晶界析出的理由并不確定，但是發(fā)明者們認(rèn)為是以下的理由。
首先，由于在高溫的氫氣氣氛下對(duì)鋼板進(jìn)行退火，氫蝕產(chǎn)生，二次再結(jié)晶晶粒的晶界脆化，也就是在晶界形成微孔和裂縫。此微孔等，由于為從金屬表面露出的狀態(tài)，因而在精煉退火的降溫途中，Si氮化物優(yōu)先在金屬表面的露出部分、也就是晶界的微孔等析出。關(guān)于氫蝕現(xiàn)象的推測，可以由以下研究結(jié)果得到支持如果Sb等作為氫蝕促進(jìn)元素而被公知的元素的量在鋼中增加，則彎曲不良部分進(jìn)一步擴(kuò)大。
也就是由于在高溫且氫氣分壓高的條件下實(shí)施精煉退火使Si氮化物的晶界析出變得容易發(fā)生，因而通過避免這些條件可以改善彎曲特性。
以下，對(duì)本發(fā)明的電磁鋼板的制造方法，說明各構(gòu)成要素的限定理由。
首先，使電磁鋼原材(通常是鋼板坯)為如下的成分組成含有C約0.08質(zhì)量％以下、Si約2.0～約8.0質(zhì)量％以及Mn約0.005～約3.0質(zhì)量％，并且使Al降低至不足約100ppm，N、S以及Se分別降低至約50ppm以下(質(zhì)量ppm。下同)。
C約0.08質(zhì)量％以下在原材階段如果C量超過約0.08質(zhì)量％，即使實(shí)施脫碳退火，C也難于降低至不發(fā)生磁老化的約50ppm以下，因而需要將C量限制在約0.08質(zhì)量％以下。在材質(zhì)特性上C量沒有下限，實(shí)際上為0質(zhì)量％也沒有問題，但降低至約1ppm左右是工業(yè)的界限。
Si約2.0～約8.0質(zhì)量％Si可以提高電阻，對(duì)提高鐵損有效，但如果其含量不足約2.0質(zhì)量％，則得不到充分的鐵損降低效果，而如果超過約8.0質(zhì)量％則加工性劣化，因而使Si量為約2.0～約8.0質(zhì)量％。
Mn約0.005～約3.0質(zhì)量％
Mn是使高溫加工性良好所必需的元素，但如果不足約0.005質(zhì)量％則其添加效果不夠，而如果超過約3.0質(zhì)量％則磁通密度降低，因而使Mn量為約0.005～約3.0質(zhì)量％。
Al不足約100ppm且N、S以及Se分別在約50ppm以下使作為雜質(zhì)元素的Al降低至不足約100ppm，使S以及Se分別降低至約50ppm以下，是實(shí)現(xiàn)良好的二次再結(jié)晶所需要的。其中，優(yōu)選以約20ppm～約100ppm的范圍含有Al。其中Al的下限值是Al的從降低成本的觀點(diǎn)出發(fā)的優(yōu)選值。此外，還優(yōu)選使S以及Se為約45ppm以下。
為了防止精煉退火后生成Si氮化物，優(yōu)選使N降低至約50ppm以下。優(yōu)選范圍為約50ppm以下。
這些雜質(zhì)越少越好，因而可以是0ppm也可以，但降低的工業(yè)界限是1ppm左右。
使其他作為氮化物形成元素的Ti、Nb、B、Ta以及V等分別降低至約50ppm以下，在防止鐵損的劣化，確保良好的加工性上是有利的。還優(yōu)選Ti在20ppm以下。
以上對(duì)必需成分以及抑制成分進(jìn)行了說明，但在本發(fā)明中，除此之外還可以適當(dāng)含有下述元素。
即，為了改善熱軋板組織，提高磁特性，可以添加Ni約0.005～約1.50質(zhì)量％以及Cu約0.01～約1.50質(zhì)量％中的任意1種或者2種。然而，如果各添加量不到下限值，則磁特性的提高量很小，而如果超過上限值，則二次再結(jié)晶變得不穩(wěn)定，磁特性劣化，因而優(yōu)選分別為上述范圍。
進(jìn)而，以提高鐵損為目的，可以添加As、Te、Sb、Sn、P、Bi、Hg、Pb、Zn以及Cd中的任意1種或者2種以上，且總計(jì)為約0.0050～約0.50質(zhì)量％?；蛘咭部梢詮陌袰r加到上述元素群后得到的群中選擇1種或者2種以上而添加，且總計(jì)為約0.0050～約0.50質(zhì)量％。然而，如果這些元素的總計(jì)含量不到下限值，則提高鐵損的效果很小，而如果超過上限，則抑制二次再結(jié)晶晶粒的成長，因而優(yōu)選都在上述范圍內(nèi)添加。
余量優(yōu)選為鐵和不可避免的雜質(zhì)。在此，作為不可避免的雜質(zhì)，除上述成分以外，還有O等。O的含量優(yōu)選在約40ppm以下。
接著，通過使用轉(zhuǎn)爐、電爐等的公知方法對(duì)調(diào)整至上述優(yōu)選成分組成的鋼水進(jìn)行精煉，如果必要，在進(jìn)行真空處理等后，使用通常的鑄錠法、連鑄法制造板坯(鋼板坯)。此外，也可以使用頂鑄法等直接制造約100mm以下厚度的薄板坯。
板坯，使用通常的方法加熱而進(jìn)行熱軋，但也可以在鑄造后不加熱而直接供于熱軋。此外，在為薄板坯時(shí)，既可以進(jìn)行熱軋，也可以省略熱軋而直接進(jìn)行以后的工序。
熱軋前的板坯加熱溫度抑制在約1250℃以下，在降低熱軋時(shí)生成的銹皮量上是特別優(yōu)選的。此外，在使結(jié)晶組織的微細(xì)化和使不可避免混入的抑制劑形成成分的弊害變得無害，實(shí)現(xiàn)均勻整粒的一次再結(jié)晶組織的意義上，也優(yōu)選板坯加熱溫度的低溫化。另一方面，從熱軋?jiān)O(shè)備負(fù)荷的觀點(diǎn)出發(fā)，通常加熱至約1000℃以上。優(yōu)選板坯加熱溫度為約1100～約1250℃。
接著，根據(jù)需要實(shí)施熱軋板退火。例如，通過熱軋板退火，可以高度促進(jìn)成品板的Goss組織成長。
為了得到此效果，熱軋板退火溫度優(yōu)選為約800～約1100℃的范圍。如果熱軋板退火溫度不足約800℃，則熱軋中的帶狀組織殘留，一次再結(jié)晶組織的整粒的程度降低，因而二次再結(jié)晶的成長不充分。另一方面，如果熱軋板退火溫度超過約1100℃，則熱軋板退火后的粒徑粗大化，在實(shí)現(xiàn)整粒的一次再結(jié)晶組織上不優(yōu)選。更優(yōu)選的熱軋板溫度為約900～約1100℃。
在上述熱軋后，或者在熱軋板退火后實(shí)施冷軋。冷軋可以進(jìn)行一次，也可以根據(jù)需要進(jìn)行多次。在多次實(shí)施冷軋時(shí)，通常在各次冷軋間實(shí)施中間退火。中間退火的條件可以依照常法。在將板坯等作為原材料的通常的工序中，冷軋后的鋼板為帶狀的冷軋鋼板。
在冷軋時(shí)，使軋制溫度為約100～約300℃，和/或在冷軋的途中一次或多次進(jìn)行約100～約300℃范圍內(nèi)的時(shí)效處理，在促進(jìn)Goss組織成長這一點(diǎn)上是有效的。
在冷軋后根據(jù)需要進(jìn)行脫碳退火，使C降低至不發(fā)生磁老化的約50ppm以下。優(yōu)選降低至約30ppm以下。
脫碳退火優(yōu)選使用濕潤氣氛并在約700～約1000℃的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行。
在冷軋和二次再結(jié)晶退火之間，可以通過滲硅法使Si量增加。特別是在脫碳退火后并用滲硅法很方便。
其后，通過適用以MgO為主體的退火分離劑，實(shí)施由二次再結(jié)晶退火和精煉退火構(gòu)成的最終退火而促進(jìn)二次再結(jié)晶組織成長，并形成鎂橄欖石被膜。其中，Mgo優(yōu)選占退火分離劑的約80質(zhì)量％以上。
根據(jù)需要可以替代使用以MgO以外成分為主要成分的退火分離劑，而形成鎂橄欖石被膜。作為這些退火分離劑，考慮有以Al2O3、SiO2為主要成分的退火分離劑等。此外根據(jù)需要也可以省略涂布退火分離劑。
在約800℃以上進(jìn)行二次再結(jié)晶退火對(duì)二次再結(jié)晶的發(fā)生是有利的。而且直至此800℃的加熱速度，由于對(duì)磁特性沒有大的影響，因而可以是任意條件。二次再結(jié)晶退火優(yōu)選在約1050℃以下實(shí)施，特別在實(shí)施均熱處理時(shí)尤其優(yōu)選在約900℃以下。
二次再結(jié)晶退火優(yōu)選在上述溫度范圍內(nèi)至少進(jìn)行10小時(shí)以上的處理。因此，在最終退火中，冷軋鋼帶一般繞成卷狀而實(shí)施分批退火。
在接著進(jìn)行的精煉退火中，從形成良好的鎂橄欖石被膜等的觀點(diǎn)出發(fā)，退火溫度優(yōu)選為約1050℃以上。從成本等觀點(diǎn)出發(fā)，使上限為約1300℃。精煉退火時(shí)間優(yōu)選為1～20小時(shí)。
而且，在精煉退火中，為了避免彎曲特性的劣化，如下所述對(duì)退火氣氛進(jìn)行調(diào)整是關(guān)鍵。
·精煉退火溫度在1170℃以下時(shí)，在1050℃以上的溫度區(qū)域?qū)夥盏臍錃夥謮赫{(diào)整至約0.8atm以下。
·精煉退火溫度超過1170℃時(shí)，在超過1170℃以上的溫度區(qū)域?qū)夥盏臍錃夥謮赫{(diào)整至約0.4atm以下。
即，如果在前一情況下，在1170℃以下的溫度區(qū)域，氫氣分壓超過0.8atm，或者在后一情況下，在超過1170℃的溫度區(qū)域，氫氣分壓超過0.4atm，那么特別在較強(qiáng)受到氣氛影響的卷材的寬度方向端部，由于氫蝕而在晶界生成孔。固溶于鋼中的N2在冷卻過程中作為Si氮化物而在孔上析出，引起彎曲不良。因此，通過使至少在卷材的寬度方向端部將氫氣限定于上述范圍內(nèi)的氣氛作用，可以防止彎曲不良。
在精煉退火溫度超過1170℃時(shí)，由于1050℃～1170℃的溫度區(qū)域的氣氛的影響相對(duì)較小，因而不需要限制在此溫度區(qū)域的氫氣濃度。
而且，從防爆的觀點(diǎn)出發(fā)，精煉退火時(shí)退火爐內(nèi)的全壓優(yōu)選在1.0atm以上。此時(shí)，用于調(diào)整氫氣分壓的氣體優(yōu)選Ar、Ne以及He等惰性氣體。雖然不禁止使用氮?dú)?，但從促進(jìn)鋼中氮的精煉的目的出發(fā)是不優(yōu)選的，即使使用氮?dú)庖矁?yōu)選不足50體積％。更為優(yōu)選不足30體積％，進(jìn)而更優(yōu)選在15體積％以下。最優(yōu)選實(shí)質(zhì)上為0體積％。
如上所述，可以以改善鐵損為目的，在鋼中含有Cr、As、Te、Sb、Sn、P、Bi、Hg、Pb、Zn以及Cd中的1種或者2種以上。然而，如果這些元素的含量增加則會(huì)加速氫蝕。因此總計(jì)含有約0.0050質(zhì)量％以上的這些元素時(shí)，優(yōu)選適用下述的退火氣氛條件代替上述條件。
·精煉退火溫度在1170℃以下時(shí)，在1050℃以上的溫度區(qū)域?qū)夥盏臍錃夥謮赫{(diào)整至約0.6atm以下。
·精煉退火溫度超過1170℃時(shí)，在超過1170℃的溫度區(qū)域?qū)夥盏臍錃夥謮赫{(diào)整至約0.2atm以下。
而且，如果這些加速氫蝕的元素總計(jì)超過約0.5質(zhì)量％，則使用本發(fā)明方法也不能得到改善彎曲特性的效果，因而需要使之在0.5質(zhì)量％以下。
如上所述，二次再結(jié)晶退火以及精煉退火通常連續(xù)實(shí)施，總體稱為最終退火。然而在理論上，將二次再結(jié)晶退火以及精煉退火作為個(gè)別的退火工序并以此順序進(jìn)行也沒有問題。此時(shí)，在哪次退火前進(jìn)行退火分離劑的涂布都可以。
精煉退火后，根據(jù)需要通過平整退火進(jìn)行形狀矯正。為了改善鐵損，在鋼板的表面實(shí)施可以賦予張力的絕緣涂層是有效的。在本發(fā)明中，將平整退火、張力被膜施與工序、以及它們的附帶工序總稱為平整工序。
通過卷材的分批退火而實(shí)施最終退火，從而制造本發(fā)明的電磁鋼板時(shí)，可以在卷材的整個(gè)寬度方向區(qū)域上得到良好的彎曲特性。也就是最終退火后的彎曲特性直到寬度方向端部也不劣化。因此，即使在最終退火后經(jīng)過平整退火等平整工序，端部彎曲特性也為良好。而且在這些平整工序以及其后的工序中的通板性也良好。
在根據(jù)本發(fā)明得到的電磁鋼板的組成(除了鎂橄欖石等被膜的值)中，將C降低至約50ppm以下，并通過精煉處理將S、Se以及Al降低至約15ppm以下。此外N也通過精煉處理降低至約35ppm以下(通常的分析界限為約5ppm)。其他成分和板坯組成大致相同。
實(shí)施例實(shí)施例1將含有C0.050質(zhì)量％、Si3.25質(zhì)量％、以及Mn0.070質(zhì)量％、Al80ppm、N40ppm、S20ppm以及Se20ppm，余量實(shí)質(zhì)上由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼板坯加熱至1200℃溫度后，通過熱軋制成2.2mm厚的熱軋板卷，對(duì)此熱軋板在1000℃的溫度下實(shí)施30秒的熱軋板退火，除去鋼板表面的銹皮后，通過連軋機(jī)進(jìn)行冷軋，使最終板厚為0.28mm。其后進(jìn)行脫脂處理，進(jìn)行在均熱溫度840℃下保持120秒的脫碳退火后，涂布含有90質(zhì)量％的MgO、10質(zhì)量％的TiO2的退火分離劑，然后對(duì)冷軋鋼帶卷實(shí)施分批退火式的最終退火，制成成品板。
在最終退火時(shí)，實(shí)施850℃下保持約50小時(shí)的二次再結(jié)晶退火、和接著以25℃/h的速度升溫至表1所示的各種精煉退火溫度并在該溫度下進(jìn)行5小時(shí)均熱的精煉退火。在此，精煉退火溫度超過1170℃時(shí)，則將超過1170℃的溫度區(qū)域的氣氛中的氫氣分壓調(diào)整至表1的各值，并且在精煉退火溫度在1170℃以下時(shí)，將1050℃以上的溫度區(qū)域的氣氛中的氫氣分壓調(diào)整至表1的各值。使上述氣氛的全壓為1.0atm，余量氣體為Ar。
對(duì)這樣得到的成品板研究磁特性(B8磁化力為800A/m時(shí)的磁通密度)以及彎曲特性，將其結(jié)果表示于表1。在成品板中，C、Al、S、Se為不足15ppm的含量。
在此，磁特性測定用于評(píng)價(jià)卷材的彎曲特性的部位的特性。此外，彎曲特性，從卷材的寬度方向端部，具體說是以距最遠(yuǎn)端部45mm的位置為中心采取寬30mm的試驗(yàn)片，在JIS C2250規(guī)定的反復(fù)彎曲試驗(yàn)中，把不足6次就產(chǎn)生裂紋的試驗(yàn)片認(rèn)作不良(以下的實(shí)施例也同樣)。對(duì)卷材的寬度方向中央部也同樣研究彎曲特性，但結(jié)果都為良好(在表中省略中央部的側(cè)定結(jié)果)。
表1

由表1可知，在滿足本發(fā)明條件的實(shí)施例中，在卷材的寬度方向端部也能得到優(yōu)良的彎曲特性。
實(shí)施例2將含有表2-1以及表2-2所示成分，實(shí)質(zhì)上不含有Se，余量實(shí)質(zhì)上由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼板坯加熱至1200℃溫度后，通過熱軋制成2.2mm厚的熱軋板卷，其后，在1000℃的溫度下實(shí)施30秒的熱軋板退火，除去鋼板表面的銹皮后，通過連軋機(jī)進(jìn)行冷軋，使最終板厚為0.28mm。接著進(jìn)行脫脂處理，除No.42鋼外，實(shí)施在均熱溫度840℃下保持120秒的脫碳退火。其后，涂布含有90質(zhì)量％的MgO、10質(zhì)量％的TiO2的退火分離劑，然后對(duì)冷軋鋼帶卷實(shí)施分批退火式的最終退火，制成成品板。其中，向No.43鋼涂布由Al2O3構(gòu)成的退火分離劑。
在最終退火時(shí)，實(shí)施850℃下保持約50小時(shí)的二次再結(jié)晶退火后，以25℃/h的速度升溫至表2-1以及表2-2所示的各種精煉退火溫度，并在該溫度下實(shí)施5小時(shí)均熱的精煉退火。在此，精煉退火溫度超過1170℃時(shí)，則將超過1170℃的溫度區(qū)域的氣氛中的氫氣分壓調(diào)整至表2-1以及表2-2的各值，并且在精煉退火溫度在1170℃以下時(shí)，將1050℃以上的溫度區(qū)域的氣氛中的氫氣分壓調(diào)整至表2-1以及表2-2的各值。使上述氣氛的全壓為1.0atm，余量氣體為Ar。其中，No.44鋼的全壓為1.1atm。而且No.45鋼的余量氣體為10體積％的氮?dú)庖约坝嗔緼r氣。
對(duì)這樣得到的成品板的磁特性以及彎曲特性進(jìn)行研究，將其結(jié)果示于表2-1以及表2-2。在成品板中，C(除No.42鋼)、Al、S、Se以及N為不足15ppm的含量。
與實(shí)施例1相同，將研究卷材寬度方向端部的彎曲特性的結(jié)果示于表2-1以及表2-2。所有鋼板寬度方向中央部的彎曲特性都為良好。
表2-1

表2-2

由表2-1以及表2-2可知，在滿足本發(fā)明條件的實(shí)施例中，在卷材寬度方向端部也能得到優(yōu)良的彎曲特性。特別是在添加0.005質(zhì)量％以上的Sb時(shí)，優(yōu)選更為嚴(yán)格地限制精煉退火中的氫氣的上限。
實(shí)施例3將含有表3所示成分組成，實(shí)質(zhì)上不含有Se，余量實(shí)質(zhì)上由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼板坯加熱至1200℃溫度后，進(jìn)行熱軋，制成2.2mm厚的熱軋板卷。對(duì)此熱軋板在1000℃的溫度下實(shí)施30秒的熱軋板退火，除去鋼板表面的銹皮后，通過連軋機(jī)進(jìn)行冷軋，使最終板厚為0.28mm。其后進(jìn)行脫脂處理，進(jìn)行在均熱溫度840℃下保持120秒的脫碳退火后，涂布含有90質(zhì)量％的MgO、10質(zhì)量％的TiO2的退火分離劑，然后對(duì)冷軋鋼帶卷實(shí)施分批退火式的最終退火，制成成品板。
在最終退火時(shí)，實(shí)施在850℃下保持約50小時(shí)的二次再結(jié)晶退火、和接著以25℃/h升溫至1160℃后，在1160℃下進(jìn)行5小時(shí)均熱的精煉退火。在此，根據(jù)表3使1050℃以上溫度區(qū)域的氫氣分壓變化至0～1.0atm(全壓1.0atm)。使余量氣體為Ar。
對(duì)這樣得到的成品板的磁特性以及彎曲特性進(jìn)行研究，將其結(jié)果示于表3。在成品板中，C、Al、S、Se以及N為不足15ppm的含量。
與實(shí)施例1相同，將研究卷材寬度方向端部的彎曲特性的結(jié)果表示于表3。所有鋼板寬度方向中央部的彎曲特性都為良好。
表3

如表3所示，在滿足本發(fā)明條件的實(shí)施例中，可以得到優(yōu)良的彎曲特性。
實(shí)施例4將成為與實(shí)施例1相同成分組成的鋼板坯加熱至1200℃溫度后，進(jìn)行熱軋，制成2.4mm厚的熱軋板卷。對(duì)此熱軋板不實(shí)施熱軋板退火而除去鋼板表面的銹皮后，通過連軋機(jī)進(jìn)行冷軋，使最終板厚為0.28mm。
冷軋分兩次進(jìn)行，在鋼板溫度80℃下實(shí)施第一次的冷軋而使板厚為1.6mm后，在1000℃下實(shí)施60秒的中間退火，其后，在鋼板溫度200℃下實(shí)施第二次冷軋。
其后，進(jìn)行脫脂處理，進(jìn)行在均熱溫度840℃下保持120秒的脫碳退火后，涂布以MgO為主體的退火分離劑，然后對(duì)卷材實(shí)施最終退火，制成成品板。
在最終退火時(shí)，以12.5℃/h至少從900℃升溫至1160℃，在1160℃采用5小時(shí)均熱的周期。在此，約900℃～約1050℃之間的升溫區(qū)域相當(dāng)于二次再結(jié)晶退火，其后的升溫以及均熱相當(dāng)于精煉退火。在退火時(shí)，使1050℃以上的氫氣分壓為0.6atm(全壓1.0atm)。成品板的C、Al、S、Se以及N的含量不足15ppm。
得到的鋼板的彎曲特性，在卷材的寬度方向中央部、端部都為良好。而且磁通密度B8為1.87T。
產(chǎn)業(yè)上利用可能性根據(jù)本發(fā)明，在不使用抑制劑而制造方向性電磁鋼板時(shí)，特別由于可以改善成品板的彎曲特性，可以穩(wěn)定提供被膜特性優(yōu)良的方向性電磁鋼板。
權(quán)利要求
1.一種方向性電磁鋼板的制造方法，包括對(duì)含有C0.08質(zhì)量％以下、Si2.0～8.0質(zhì)量％以及Mn0.005～3.0質(zhì)量％的鋼板坯進(jìn)行軋制，制成冷軋鋼板，接著根據(jù)需要進(jìn)行脫碳退火，其后根據(jù)需要涂布退火分離劑，實(shí)施二次再結(jié)晶退火，接著實(shí)施精煉退火的工序，其特征在于，所述鋼板坯具有使Al降低至不足100ppm并使N、S以及Se分別降低至50ppm以下的成分組成，在1050℃以上的溫度區(qū)域?qū)嵤┰摼珶捦嘶?，并在此精煉退火溫度超過1170℃時(shí)，將超過1170℃的溫度區(qū)域的氣氛的氫氣分壓調(diào)整至0.4atm以下，在此精煉退火溫度在1170℃以下時(shí)，將1050℃以上的溫度區(qū)域的氣氛的氫氣分壓調(diào)整至0.8atm以下。
2.如權(quán)利要求1所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于，鋼板坯具有如下的成分組成還含有Ni0.005～1.50質(zhì)量％以及Cu0.01～1.50質(zhì)量％中的任意1種或者2種。
3.如權(quán)利要求1所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于，鋼板坯還含有Cr、As、Te、Sb、Sn、P、Bi、Hg、Pb、Zn以及Cd中的任意1種或者2種以上，且總計(jì)為0.0050～0.50質(zhì)量％，并且在所述精煉退火溫度超過1170℃時(shí)，將超過1170℃的溫度區(qū)域的氣氛的氫氣分壓調(diào)整至0.2atm以下，在所述精煉退火溫度在1170℃以下時(shí)，將1050℃以上的溫度區(qū)域的氣氛的氫氣分壓調(diào)整至0.6atm以下。
4.如權(quán)利要求1所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于，鋼板坯還含有As、Te、Sb、Sn、P、Bi、Hg、Pb、Zn以及Cd中的任意1種或者2種以上，且總計(jì)為0.0050～0.50質(zhì)量％，并且在所述精煉退火溫度超過1170℃時(shí)，將超過1170℃的溫度區(qū)域的氣氛的氫氣分壓調(diào)整至0.2atm以下，在所述精煉退火溫度在1170℃以下時(shí)，將1050℃以上的溫度區(qū)域的氣氛的氫氣分壓調(diào)整至0.6atm以下。
5.如權(quán)利要求1所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于，將以MgO為主要成分的退火分離劑作為所述退火分離劑涂布于所述冷軋鋼板。
6.如權(quán)利要求1所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于，所述軋制包括對(duì)所述鋼板坯實(shí)施熱軋，其后根據(jù)需要對(duì)實(shí)施熱軋板退火，進(jìn)而實(shí)施一次冷軋，或者實(shí)施夾有中間退火的兩次以上冷軋，而制成所述冷軋鋼板的工序。
7.如權(quán)利要求1所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于，所述精煉退火的所述氣氛中的氮?dú)庖泽w積率計(jì)不足50％。
8.如權(quán)利要求1所述的方向性電磁鋼板的制造方法，其特征在于，所述軋制包括得到冷軋鋼帶的冷軋工序，對(duì)該冷軋鋼帶實(shí)施所述二次再結(jié)晶退火以及所述精煉退火而得到帶狀(strip-shaped)的方向性電磁鋼板。
9.一種方向性電磁鋼板，通過權(quán)利要求8的方法制得，并為帶狀(strip-shaped)。
10.一種方向性電磁鋼板，是實(shí)施最終退火以及平整工序而得到的具有含有Si2.0～8.0質(zhì)量％、Mn0.005～3.0質(zhì)量％以及N35ppm以下的成分組成的帶狀(strip-shaped)的方向性電磁鋼板，其特征在于，在寬度方向的整個(gè)區(qū)域上，通過JIS C 2550記載的試驗(yàn)方法得到的反復(fù)彎曲次數(shù)在6次以上。
全文摘要
在使Al降低至不足100ppm、N、S以及Se分別降低至50ppm以下的鋼作為原材的方向性電磁鋼板的制造方法中，在1050℃以上的溫度區(qū)域?qū)嵤┚珶捦嘶?，并在此精煉退火溫度超過1170℃時(shí)，將超過1170℃的溫度區(qū)域的氣氛的氫氣分壓調(diào)整至0.4atm以下，在此精煉溫度在1170℃以下時(shí)，將1050℃以上的溫度區(qū)域的氣氛的氫氣分壓調(diào)整至0.8atm以下，從而避免伴隨所述雜質(zhì)元素降低而產(chǎn)生的彎曲特性的劣化。
文檔編號(hào)C21D8/12GK1708594SQ20038010219
公開日2005年12月14日 申請(qǐng)日期2003年10月27日 優(yōu)先權(quán)日2002年10月29日
發(fā)明者寺島敬, 高島稔, 早川康之 申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社