方向性电磁钢板的制造方法、 卷绕铁芯用方向性电磁钢板 及卷绕铁芯 技术领域 本发明涉及磁通密度高的方向性电磁钢板的制造方法、 卷绕铁芯用方向性电磁钢 板及卷绕铁芯。
背景技术 方向性电磁钢板为含有 2 质量％～ 5 质量％左右的 Si、 晶粒的取向高度地集中于 {110}<001> 取向的钢板， 作为变压器等静态感应器的卷绕铁芯等的材料加以利用。晶粒的 取向的控制是利用被称为二次再结晶的异常晶粒成长现象来进行的。
作为控制二次再结晶的方法， 可以举出以下两种方法。一种方法是在 1280℃以上 的温度下加热钢坯， 使被称为抑制剂的微细析出物几乎完全地固溶之后， 进行热轧、 冷轧及 退火等， 在热轧及退火时， 使微细析出物析出。 另一种方法是在不足 1280℃的温度下加热钢 坯之后， 进行热轧、 冷轧、 氮化处理及退火等处理， 在氮化处理时， 使 AlN 作为抑制剂析出。
方向性电磁钢板的铁损可以通过例如提高磁通密度、 降低磁滞损耗而较低地抑 制。另外， 可以通过强化抑制剂的作用并使晶粒的取向按照 {110}<001> 取向高度地集中， 从而提高磁通密度。
另外， 通过将方向性电磁钢板的材质设定为考虑到变压器的卷绕铁芯等的铁芯构 造的材质， 可以降低变压器中的能量损失。
然而， 目前还没有制造出考虑到卷绕铁芯的构造的方向性电磁钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献 1 ： 日本特公昭 40-15644 号公报
专利文献 2 ： 日本特公昭 51-13469 号公报
专利文献 3 ： 日本特公昭 62-45285 号公报
专利文献 4 ： 日本特开平 2-77525 号公报
专利文献 5 ： 日本特开平 06-184640 号公报
专利文献 6 ： 日本特开平 06-207220 号公报
专利文献 7 ： 日本特开平 10-273727 号公报
专利文献 8 ： 日本特开 2008-261013 号公报
专利文献 9 ： 日本特开 2005-23393 号公报
专利文献 10 ： 日本特开 2003-3215 号公报
专利文献 11 ： 日本特开 2008-1983 号公报
发明内容
发明所要解决的课题 本发明的目的在于提供一种能够得到高磁通密度的方向性电磁钢板的制造方法、卷绕铁芯用方向性电磁钢板及卷绕铁芯。
用于解决课题的手段
在工业上的生产条件中， 使二次再结晶发生的最终退火是将冷轧后的钢板制成卷 状来实施的。另外， 卷绕铁芯是将方向性电磁钢板卷绕成卷状而构成的。因此， 一般认为如 果方向性电磁钢板的晶粒向轧制方向延伸， 则通过使在制作卷绕铁芯时卷绕方向性电磁钢 板的方向与最终退火时的卷设为一致， 就能够广泛地确保晶体取向一致的区域。
另外， 本发明人等发现， 在制造方向性电磁钢板时， 若向热轧前的钢坯中添加 Te， 则抑制剂的作用得到强化， 并且二次再结晶后的晶粒成为向轧制方向延伸的特异的形状。
进而， 本发明人等发现通过适当地设定热轧后的退火的条件等， 能够在工业规模 下稳定地得到恰当大小的晶粒。
本发明是基于上述见解而作出的， 其主旨如下。
本发明的第一观点的方向性电磁钢板的制造方法的特征在于， 其具有下述工序 ： 将板坯加热到 1280 ℃以上的工序， 所述板坯含有 0.02 质量％～ 0.10 质量％的 C、 2.5 质 量％～ 4.5 质量％的 Si、 0.01 质量％～ 0.15 质量％的 Mn、 0.001 质量％～ 0.050 质量％的 S、 0.01 质量％～ 0.05 质量％的酸溶性 Al、 0.002 质量％～ 0.015 质量％的 N、 及 0.0005 质 量％～ 0.1000 质量％的 Te， 剩余部分包含 Fe 及不可避免的杂质 ； 进行上述板坯的热轧而 得到热轧钢板的工序 ； 进行上述热轧钢板的退火而得到退火钢板的工序 ； 进行上述退火钢 板的冷轧而得到冷轧钢板的工序 ； 进行上述冷轧钢板的脱碳退火而得到脱碳退火钢板的工 序； 将上述脱碳退火钢板卷取成卷状的工序 ； 进行上述卷状的脱碳退火钢板的最终退火的 工序， 在上述脱碳退火时或者上述脱碳退火前的上述冷轧钢板的升温时， 以 30℃ / 秒以上 且 100℃ / 秒以下的速度， 将上述冷轧钢板升温至 800℃以上的温度， 在上述最终退火时的 上述脱碳退火钢板的升温时， 在 750℃以上且 1150℃以下的温度范围中， 以 20℃ / 小时以下 的速度使上述脱碳退火钢板升温。
本发明中第二观点的方向性电磁钢板的制造方法的特征在于， 其具有下述工序 ： 将板坯在低于 1280℃下加热的工序， 所述板坯含有 0.02 质量％～ 0.10 质量％的 C、 2.5 质 量％～ 4.5 质量％的 Si、 0.05 质量％～ 0.50 质量％的 Mn、 0.010 质量％～ 0.050 质量％的 酸溶性 Al、 0.001 质量％～ 0.015 质量％的 N、 及 0.0005 质量％～ 0.1000 质量％的 Te， S及 Se 的总含量为 0.02 质量％以下， 剩余部分包含 Fe 及不可避免的杂质 ； 进行上述板坯的热 轧而得到热轧钢板的工序 ； 进行上述热轧钢板的退火而得到退火钢板的工序 ； 进行上述退 火钢板的冷轧而得到冷轧钢板的工序 ； 进行上述冷轧钢板的脱碳退火而得到脱碳退火钢板 的工序 ； 将上述脱碳退火钢板卷取成卷状的工序 ； 进行上述卷状的脱碳退火钢板的最终退 火的工序 ； 进而， 具有进行上述冷轧钢板或者上述脱碳退火钢板的氮化退火的工序， 在上述 脱碳退火时或者上述脱碳退火前的上述冷轧钢板的升温时， 以 30℃ / 秒以上且 100℃ / 秒 以下的速度将上述冷轧钢板升温至 800℃以上的温度， 在上述最终退火时的上述脱碳退火 钢板的升温时， 在 750℃以上且 1150℃以下的温度范围中， 以 20℃ / 小时以下的速度使上述 脱碳退火钢板升温。
本发明的第三观点的卷绕铁芯用方向性电磁钢板的特征在于， 其含有 2.5 质 量％～ 4.5 质量％的 Si， 剩余部分包含 Fe 及不可避免的杂质， 晶粒的由 “( 轧制方向的长 度 )/( 板宽方向的长度 )” 表示的形状比的平均值为 2 以上， 晶粒的轧制方向的长度的平均值为 100mm 以上， 通过 50Hz 的频率施以 800A/m 的磁场时的磁通密度的值为 1.94T 以上。
本发明的第四观点的卷绕铁芯的特征在于， 包含上述方向性电磁钢板。
发明效果
根据本发明， 由于经过适当的脱碳退火及最终退火而制造， 因此晶粒的形状为适 合于卷绕铁芯的形状， 能够得到高磁通密度。 附图说明 图 1 是表示脱碳退火的升温速度、 最终退火的升温速度、 Te 的有无及磁通密度的 关系的图。
图 2 是表示利用第一实施方式制造的卷绕铁芯及使用它的变压器的示意图。
图 3 是表示第二实施方式的方向性电磁钢板的制造方法的流程图。
图 4 是表示第三实施方式的方向性电磁钢板的制造方法的流程图。
具体实施方式
如上所述， 本发明人等发现， 在方向性电磁钢板的制造时， 若向热轧前的钢坯中添 加 Te， 则二次再结晶后的晶粒成为向轧制方向延伸的特异的形状。 另外， 发现在晶粒向轧制方向延伸的形状的方向性电磁钢板中， 向 {110}<001> 取 向的晶粒的聚集度明显较高， 并且这样的方向性电磁钢板的磁特性良好， 适宜于卷绕铁芯 及使用该卷绕铁芯的变压器。
这里， 为了充分地确保二次再结晶后的晶粒的轧制方向的长度， 认为适当地控制 脱碳退火后的组织是很重要的。另外， 添加了 Te 的钢板与未添加 Te 的钢板相比， 二次再结 晶的开始温度变高， 由此可推定有时二次再结晶会变得不稳定。 因此， 为了使二次再结晶稳 定化， 适当地控制最终退火的升温速度很重要。
本发明人等为了基于这些见解， 可靠地得到 Te 的添加效果， 尤其是确立在工业规 模上稳定地制造适宜于卷绕铁芯及使用该卷绕铁芯的变压器的磁通密度高的方向性电磁 钢板的技术， 进行了以下的实验。
在真空熔炼炉中， 制作含有 0.08 质量％的 C、 3.26 质量％的 Si、 0.08 质量％的 Mn、 0.026 质量％的 S、 0.03 质量％的酸溶性 Al、 0.008 质量％的 N、 剩余部分由 Fe 及不可避免 的杂质构成的组成的板坯 ( 无 Te)。另外， 也制作向上述组成中加入 0.013 质量％的 Te 的 组成的板坯 ( 有 Te)。并且， 对这些板坯在 1350℃下进行 1 小时的退火 ( 板坯加热 )， 之后 实施热轧， 由此得到热轧钢板。
随后， 对热轧钢板在 1100℃下进行 120 秒的退火， 之后， 实施酸洗。 接着， 实施热轧 钢板的冷轧， 由此得到厚度为 0.23mm 的冷轧钢板。 随后， 通过对冷轧钢板在 850℃的湿氢气 氛中进行 150 秒的脱碳退火， 由此得到脱碳退火钢板。在脱碳退火中， 将到 800℃为止的升 温速度在 10℃ / 秒～ 1000℃ / 秒的范围中变更。
在脱碳退火后， 通过向脱碳退火钢板的表面用水浆料涂布以 MgO 为主要成分的退 火分离剂， 之后， 进行 1150℃下 20 小时的最终退火， 由此发生二次再结晶， 得到最终退火钢 板。在最终退火中， 将到低于 750℃为止的平均升温速度设定为 50℃ / 小时， 将 750℃以上 且 1150℃以下的平均升温速度在 10℃ / 小时～ 50℃ / 小时的范围内变更。另外， 最终退火
是在将脱碳退火钢板弯曲成曲率半径成为 750mm 的状态下进行的。如上所述， 这是由于在 工业的生产条件中， 在将脱碳退火钢板制成卷状的状态下， 进行最终退火的缘故。 在最终退 火时， 在最终退火钢板的表面形成陶瓷覆膜。
随后， 对最终退火钢板进行水洗， 其后， 剪切成单板磁气测定用尺寸。接着， 向最 终退火钢板的表面涂布以磷酸铝及胶体二氧化硅为主要成分的绝缘覆膜材料， 对其进行烧 结， 由此形成绝缘覆膜。这样操作得到方向性电磁钢板的试样。
并且， 测定各试样的磁通密度。作为磁通密度， 测定通过 50Hz 的频率施加 800A/ m 的磁场时的磁通密度的值 (B8)。另外， 在磁通密度的测定之后， 去除绝缘覆膜， 测定由被 称为细晶粒的粒径 ( 当量圆直径 ) 小于 2mm 的细小的晶粒构成的区域 ( 二次再结晶不良部 分 ) 的面积率。进而， 测定各试样的晶粒的形状比 C 及轧制方向的长度 D。这里， 形状比 C 设定为 “( 轧制方向的长度 )/( 板宽方向的长度 )” 。
在图 1 中表示脱碳退火的升温速度、 最终退火的升温速度、 Te 的有无、 及磁通密 度的关系。在图 1 中， 还表示由细晶粒构成的区域 ( 二次再结晶不良部分 ) 的面积率 ( 细 晶粒产生面积率 ) 为 1％以下的试样。如图 1 所示， 由添加了 Te 的板坯得到的试样与由未 添加 Te 的板坯得到的试样相比， 可以得到较大的磁通密度。尤其， 在脱碳退火的升温速度 为 30℃ / 秒以上、 且最终退火的升温速度为 20℃ / 小时以下的试样中， 磁通密度稳定， 高达 1.94T 以上， 细晶粒产生面积率也稳定， 为 1％以下。 另外， 在由添加了 Te 的板坯得到的试样中， 长度 D 的平均值变大。尤其是在由添 加了 Te 的板坯得到的、 脱碳退火的升温速度为 100℃ / 秒以下、 且最终退火的升温速度为 20℃ / 小时以下的试样中， 形状比 C 的平均值 Cave 为 2 以上， 长度 D 的平均值 Dave 为 100mm 以上。这里， 平均值 Cave 及平均值 Dave 设为长度 D 为 10nm 以上的晶粒的长度 D 及形状比 C 的平均值。 这是由于对变压器的特性产生巨大影响的晶粒为长度 D 为 10nm 以上的晶粒的 缘故。
由这样的实验结果得知， 使用含有 Te 的板坯， 在脱碳退火时， 以 30℃ / 秒以上且 100℃ / 秒以下的速度加热到 800℃以上的温度， 将最终退火时的 750℃以上且 1150℃以下 的升温速度设定为 20℃ / 小时以下时， 就得到 1.94T 以上的磁通密度 (B8)， 平均值 Cave 为 2 以上， 平均值 Dave 为 100mm 以上。即， 如果根据上述的条件进行处理， 就能够制造适宜于 卷绕铁芯及使用它的变压器的方向性电磁钢板。
( 第一实施方式 )
下面， 就本发明的第一实施方式进行说明。第一实施方式的方向性电磁钢板含有 2.5 质量％～ 4.5 质量％的 Si， 剩余部分包含 Fe 及不可避免的杂质。另外， 关于晶粒的形 状， 平均值 Cave 为 2 以上， 平均值 Dave 为 100mm 以上。进而， 方向性电磁钢板的磁通密度 的值 (B8) 为 1.94T 以上。
Si 提高了方向性电磁钢板的电阻， 降低了构成铁损的一部分的涡电流损耗。在 Si 的含量不足 2.5 质量％的条件下， 降低涡电流损耗的效果不明显。另一方面， 当 Si 的含量 超过 4.5 质量％时， 方向性电磁钢板的加工性降低。因此， 将 Si 的含量设定为 2.5 质量％ 以上且 4.5 质量％以下。
另外， 在不可避免的杂质中， 也含有在方向性电磁钢板的制造工序中形成抑制剂， 在利用高温退火的精炼之后残存于方向性电磁钢板中的元素。
在平均值 Dave 为 100mm 以上的情况下， 将方向性电磁钢板用于卷绕铁芯时， 能够 得到良好的磁特性。但是， 如果平均值 Dave 不足 100mm， 则即便用于卷绕铁芯， 也不会收到 很好的效果。因此， 平均值 Dave 设定为 100mm 以上。
另外， 在平均值 Cave 不足 2 时， 即便平均值 Dave 为 100mm 以上， 晶体取向的偏离 角也容易变大， 不能得到足够的磁特性。因此， 平均值 Cave 设定为 2 以上。
另外， 在磁通密度的值 (B8) 不足 1.94T 的条件下， 不能得到足够的磁特性。因此， 磁通密度的值 (B8) 设定为 1.94T 以上。
在具备这样的晶粒的方向性电磁钢板中， 向 {110}<001> 取向的晶粒的聚集度明 显提高， 能够得到良好的磁特性。并且， 在使用这样的方向性电磁钢板制造卷绕铁芯时， 如 果以与最终退火时的卷的卷绕方向一致的方式确定铁芯的卷绕方向， 就能够较宽地确保晶 体取向一致的区域。其结果， 可以高效率得到性能良好的变压器。
可以通过如下的方法测定形状比 C 及长度 D。在去除方向性电磁钢板的绝缘覆膜 及陶瓷覆膜之后， 进行酸洗时， 在钢板的表面会呈现出反映晶体取向的位图。 由于晶体取向 不同时， 光的反射程度就不同， 从而位图也不同。 因此， 能够扩大地识别晶粒之间的界面， 即 晶粒界。随后， 用例如市售的图像扫描装置， 取得钢板表面的图像， 用例如市售的图像解析 软件对该图像进行解析， 由此能够求出各晶粒的轧制方向的长度 D 及板宽方向的长度。形 状比 C 通过将轧制方向的长度 D 除以板宽方向的长度来计算。 图 2 为表示使用第一实施方式制造的卷绕铁芯及使用该卷绕铁芯的变压器的示 意图。如图 2 所示， 将 1 片方向性电磁钢板 1 卷绕成卷状而构成卷绕铁芯 4。另外， 在卷绕 铁芯 4 上安装两根卷线 2 及 3 而构成变压器。另外， 图 2 中所示的构造为本发明之一例， 但 是本发明并不限定于该构造。例如也可以将三根以上的卷线安装到卷绕铁芯上。
( 第二实施方式 )
下面， 就本发明的第二实施方式进行说明。 在第二实施方式中， 制造如上所述的方 向性电磁钢板。图 3 为表示第二实施方式的方向性电磁钢板的制造方法的流程图。
在第二实施方式中， 首先， 铸造方向性电磁钢板用的钢水， 制作板坯 ( 步骤 S1)。 铸 造方法无特别限定。钢水含有例如 0.02 质量％～ 0.10 质量％的 C、 2.5 质量％～ 4.5 质 量％的 Si、 0.01 质量％～ 0.15 质量％的 Mn、 0.01 质量％～ 0.05 质量％的酸溶性 Al、 0.002 质量％～ 0.015 质量％的 N、 及 0.0005 质量％～ 0.1000 质量％的 Te。钢水可以还含有 S， 也可以还含有 Se。但是， S 及 Se 的总含量为 0.001 质量％～ 0.050 质量％。另外， 钢水也 可以还含有 0.0005 质量％～ 0.1000 质量％的 Bi。钢水的剩余部分包含剩余部分 Fe 及不 可避免的杂质。
这里， 就上述的钢水的组成的数值限定理由进行说明。
C 具有抑制板坯加热时的晶粒的成长的作用等各种作用。当 C 含量不足 0.02 质 量％时， 不能充分得到这些作用的效果。例如板坯加热后的晶体粒径变大， 铁损变大。另一 方面， 当 C 含量超过 0.10 质量％时， 需要长时间进行冷轧后的脱碳退火， 成本上升。 另外， 脱 碳会不完全， 称为磁时效的磁性容易变差。 因此， C 含量设定为 0.02 质量％～ 0.10 质量％。 另外， 优选 C 含量为 0.05 质量％以上且 0.09 质量％以下。
Si 是对提高方向性电磁钢板的电阻、 降低构成铁损的一部分的涡电流损耗极为有 效的元素。当 Si 含量不足 2.5 质量％时， 不能充分地抑制涡电流损耗。另一方面， 当 Si 含
量超过 4.5 质量％时， 加工性降低。因此， Si 含量设定为 2.5 质量％～ 4.5 质量％。
Mn 为形成影响二次再结晶的抑制剂即 MnS 及 / 或者 MnSe 的重要元素。当 Mn 含量 不足 0.01 质量％时， 不能形成足够量的 MnS 及 MnSe。一方面， 当 Mn 含量超过 0.15 质量％ 时， 使 MnS 及 MnSe 在板坯加热时难以固溶。另外， MnS 及 MnSe 的沉淀容易变得粗大， 难以 控制成作为抑制剂起作用的大小。因此， 将 Mn 含量设定为 0.01 质量％～ 0.15 质量％。
S 为与 Mn 反应而形成抑制剂的重要元素。当 S 含量不足 0.001 质量％或者超过 0.050 质量％时， 就不能充分地得到抑制剂的效果。因此， S 含量设定为 0.001 质量％～ 0.050 质量％。
Se 为与 Mn 反应而形成抑制剂的重要元素， 也可以同时含有 S。但是， 当 S 及 Se 的 总含量不足 0.001 质量％或者超过 0.050 质量％时， 不能充分地得到抑制剂的效果。因此， S 及 Se 的总含量设定为 0.001 质量％～ 0.050 质量％。
酸溶性 Al 为形成作为抑制剂的 AlN 的重要要素。当酸溶性 Al 的含量不足 0.01％ 时， 不能形成足够量的 AlN， 抑制剂强度不足。另一方面， 当酸溶性 Al 的含量超过 0.05％ 时， AlN 就粗大化， 抑制剂强度降低。因此， 酸溶性 Al 的含量设定为 0.01 质量％～ 0.05 质 量％。
N 为与酸溶性 Al 反应而形成 AlN 的重要元素。当 N 含量不足 0.002 质量％或者 超过 0.015 质量％时， 不能充分地得到抑制剂的效果。因此， N 含量设定为 0.002 质量％～ 0.015 质量％。另外， 优选 N 含量为 0.006 质量％以上。
Te 为强化抑制剂、 有助于磁通密度的提升的重要元素。另外， Te 也具有将晶粒的 形状向轧制方向延长的作用。当 Te 含量不足 0.0005％时， 不能充分得到这些作用的效果。 另一方面， 当 Te 含量超过 0.1000 质量％时， 轧制性降低。因此， Te 含量设定为 0.0005 质 量％～ 0.1000 质量％。
当 Bi 与 Te 同时含有时， 使磁通密度进一步提升。当 Bi 含量不足 0.0005％时， 不 能充分地得到这些作用的效果。另一方面， 当 Bi 含量不足 0.1000 质量％时， 轧制性降低。 因此， 钢水中含有 Bi 时， 其含量设定为 0.0005 质量％～ 0.1000 质量％。
另外， 作为使二次再结晶稳定化的元素， 可以含有选自由 Sn、 Sb、 Cu、 Ag、 As、 Mo、 Cr、 P、 Ni、 B、 Pb、 V、 Ge、 及 Ti 组成的组中的一种以上的元素。但是， 若这些元素的总含量不足 0.0005％， 则不能充分得到二次再结晶的稳定化的效果。 另一方面， 若这些元素的总含量超 过 1.0000 质量％， 则效果饱和， 仅使成本上升。因此， 当含有这些元素时， 优选其总含量为 0.0005 质量％以上， 且优选为 1.0000 质量％以下。
在第二实施方式中， 由这样的组成的钢水制作板坯之后， 将板坯加热到 1280℃以 上的温度 ( 步骤 S2)。当将此时的加热温度设定为低于 1280℃时， 不能将 MnS、 MnSe、 及 AlN 等抑制剂充分固溶。 因此， 板坯加热的温度设定为 1280℃以上。 另外， 从保护设备的观点来 看， 优选板坯加热的温度设定为 1450℃以下。
随后， 进行板坯的热轧， 由此得到热轧钢板 ( 步骤 S3)。热轧钢板的厚度无特别限 定， 例如设定为 1.8mm ～ 3.5mm。
之后， 进行热轧钢板的退火， 由此得到退火钢板 ( 步骤 S4)。退火的条件无特别限 定， 例如在 750℃～ 1200℃的温度下进行 30 秒～ 10 分钟。通过该退火， 磁特性得以提升。
接着， 进行退火钢板的冷轧， 由此得到冷轧钢板 ( 步骤 S5)。 冷轧可以仅进行一次，也可以期间一边进行中间退火， 一边进行多次冷轧。中间退火优选例如在 750℃～ 1200℃ 的温度下进行 30 秒～ 10 分钟。 另外， 也可以中间不进行退火钢板的温度超过 600℃的中间 退火， 而进行多次冷轧。此时， 在冷轧之间， 施加 300℃以下程度的退火时， 磁特性就得以提 升。
另外， 若不进行上述那样的中间退火而进行冷轧， 则有时会难以得到均一的特性。 另外， 若一边在中间进行中间退火， 一边进行多次的冷轧， 则虽然容易得到均衡的性能， 但 是有时磁通密度会变低。 因此， 优选根据最终得到的方向性电磁钢板所要求的特性及成本， 决定冷轧次数及中间退火的有无。
另外， 无论哪一种情况， 都优选最终冷轧的压下率设定为 80％～ 95％。
冷轧后， 在 900℃以下的含有氢气、 氮气的湿润气氛中对冷轧钢板进行脱碳退火， 由此得到脱碳退火钢板 ( 步骤 S6)。脱碳退火钢板中 C 含量设定为例如 20ppm 以下。另外， 关于脱碳退火的条件的详情， 后面叙述。
随后， 向脱碳退火钢板的表面涂布以 MgO 为主要成分的退火分离剂 ( 粉末 )， 将脱 碳退火钢板卷取成卷状。 并且， 对卷状的脱碳退火钢板进行间歇式的最终退火， 由此得到卷 状的最终退火钢板 ( 步骤 S7)。另外， 关于最终退火的条件的详情， 后面叙述。 之后， 进行卷状的最终退火钢板的解卷绕及退火分离剂的去除。 接着， 向最终退火 钢板的表面涂布以磷酸铝及胶体二氧化硅为主成分的浆液， 对其进行烧结， 形成绝缘覆膜 ( 步骤 S8)。
这样， 能够制造方向性电磁钢板。
( 第三实施方式 )
下面， 对本发明的第三实施方式进行说明。在第三的实施方式中也制造上述那样 的方向性电磁钢板。图 4 为表示第三实施方式的方向性电磁钢板的制造方法的流程图。
在第三实施方式中， 首先进行方向性电磁钢板用的钢水的铸造， 制作板坯 ( 步骤 S11)。铸造方法无特别限定。钢水例如含有 0.02 质量％～ 0.10 质量％的 C、 2.5 质量％～ 4.5 质量％的 Si、 0.05 质量％～ 0.50 质量％的 Mn、 0.010 质量％～ 0.050 质量％的酸溶性 Al、 0.001 质量％～ 0.015 质量％的 N、 及 0.0005 质量％～ 0.1000 质量％的 Te。钢水也可 以还含有 S， 也可以还含有 Se。但是， S 及 Se 的总含量为 0.02 质量％以下。另外， 钢水也 可以还含有 0.0005 质量％～ 0.1000 质量％的 Bi。钢水的剩余部分包含 Fe 及不可避免的 杂质。
这里， 就上述的钢水的组成的数值限定理由进行说明。 在第三的实施方式中， 与第 二实施方式不同， 作为抑制剂 (Al， Si)， 使用 N。因此， 无需析出 MnS。从而， Mn、 S 及 Se 的 含量与第二实施方式不同。其他的要素的数值限定理由与第二实施方式同样。
在第三实施方式中， Mn 具有提高比电阻、 降低铁损的作用。另外， Mn 也具有抑制 热轧中的开裂的发生的作用。当 Mn 含量不足 0.05 质量％时， 不能充分得到这些作用的效 果。另一方面， 当 Mn 含量超过 0.50 质量％时， 磁通密度降低。因此， Mn 含量设定为 0.05 质 量％～ 0.50 质量％。
在第三实施方式中， 由于 S 及 Se 对磁特性有不良影响， 所以它们的总含量设定为 0.02 质量％以下。
在第三实施方式中， 由这些组成的钢水制作板坯之后， 将板坯加热到低于 1280℃
的温度 ( 步骤 S12)。
随后， 与第二实施方式同样地操作， 进行热轧 ( 步骤 S3)、 退火 ( 步骤 S4)、 及冷轧 ( 步骤 S5)。
之后， 与第二实施方式同样地操作， 进行脱碳退火 ( 步骤 S6)、 退火分离剂的涂布 及最终退火 ( 步骤 S7)、 以及绝缘覆膜的形成 ( 步骤 S8)。
另外， 在第三实施方式中， 在从冷轧 ( 步骤 S5) 结束到退火分离剂的涂布及最终退 火 ( 步骤 S7) 的开始之间， 进行钢板的氮化处理， 使钢板的 N 含量上升， 在钢板中作为抑制 剂形成 (Al， Si)N( 步骤 S19)。作为氮化处理， 进行在含有氨等具有氮化能力的气体的气氛 中的退火 ( 氮化退火 )。氮化处理 ( 步骤 S19) 可以在脱碳退火 ( 步骤 S6) 之前或者之后的 任一时间进行。另外， 氮化处理 ( 步骤 S19) 可以与脱碳退火 ( 步骤 S6) 同时进行。
这样， 能够制造方向性电磁钢板。
( 脱碳退火的条件 )
下面， 对第二实施方式及第三实施方式中的脱碳退火的条件的详情进行说明。
在这些实施方式中， 将脱碳退火中的升高到 800℃的升温速度设定为 30℃ / 秒以 上且 100℃ / 秒以下。当在这样的条件下进行脱碳退火时， 如上述的实验中明确的那样， 得 到形状比 C 的平均值 Cave 为 2 以上、 长度 D 的平均值 Dave 为 100mm 以上的晶粒， 方向性电 磁钢板变得适宜于卷绕铁芯及使用该卷绕铁芯的变压器。 当升高到 800℃的升温速度低于 30℃ / 秒时， 磁通密度的值 (B8) 就达不到 1.94T。 当升高到 800℃的升温速度超过 100℃ / 秒时， 平均值 Dave 就低于 100mm， 方向性电磁钢板 就不适宜于卷绕铁芯及使用该卷绕铁芯的变压器。
另外， 也可以在脱碳退火之前进行这样的升温。 例如， 可以将升温炉和脱碳退火炉 设置在不同的线路上， 也可以在同一线路上， 将它们作为不同设备来设置。 该升温气氛无特 别限定。 例如可以在氮气及氢气的混合气氛、 氮气气氛、 湿润气氛、 或者干燥气氛中进行， 特 别优选在氮气及氢气的混合气氛、 或者氮气气氛中进行。 另外， 从升温后到脱碳退火开始的 气氛及温度无特别限定。可以在大气中放冷， 也可以冷却到室温。
另外， 控制升温速度的方法无特别限定。例如通常也可以在使用利用了辐射热的 辐射管或者硅碳棒发热体的脱碳退火设备的前段， 设置感应加热装置或者通电加热装置等 电加热装置。
( 最终退火的条件 )
下面， 就第二实施方式及第三实施方式中的最终退火条件的详情进行说明。
在这些实施方式中， 在最终退火时， 例如在氮气及氢气的混合气氛中升温， 使二次 再结晶出现。之后， 切换成氢气气氛， 在 1100℃～ 1200℃的退火温度下保持 20 小时左右。 其结果， N、 S、 及 Se 等杂质扩散到脱碳退火钢板外而被除去， 磁特性变得良好。另外， 通过二 次再结晶形成 {110}<001> 取向的晶粒。
进而， 在这些实施方式中， 在最终退火时， 将 750℃以上且 1150℃以下的温度范围 中的升温速度设定为 20℃ / 小时以下。在这样的条件下进行最终退火时， 如上述的实验明 确的那样， 二次再结晶的行为变得稳定。
一般认为含有 Te 的脱碳退火钢板与不含有 Te 的脱碳退火钢板相比， 二次再结晶 的开始温度向高温侧转变， 所以二次再结晶的行为就变得不稳定， 就容易发生由细晶粒构
成的二次再结晶不良部分。 对此， 由于在第二实施方式及第三实施方式中， 立足于上述的实 验结果， 将升温速度设定为适当的速度， 所以能够将二次再结晶的行为稳定化。另外， 虽然 升温速度的下限无特别限定， 但是从退火设备及工业上的生产率的观点来看， 优选 750℃以 上且 1150℃以下的温度范围中的升温速度为 3℃ / 小时以上。
另外， 如上所述， 从特性及生产率的观点来看， 最终退火的初始阶段的气氛设定为 氮气及氢气的混合气氛。 当提高氮气分压时， 二次再结晶就有稳定化的倾向， 当降低氮气分 压时， 虽然提升了磁通密度， 但是二次再结晶就有不稳定的倾向。
另外， 可以在最终退火的升温的过程中进行稳定化退火。 若进行稳定化退火， 则能 减少作为退火分离剂的主成分的 MgO 粉末中所含的水分， 能够提升绝缘覆膜 ( 玻璃覆膜 ) 对基材的密合性。
实施例
下面， 对本发明人等进行的实验进行说明。这些实验的条件等为确认本发明的可 实施性及效果而采用的例子， 但是本发明并不限定于这些例子。
( 第一实验 )
首先， 用实验室的真空熔炼炉制作含有表 1 中所示的成分的、 剩余部分由 Fe 及不 可避免的杂质构成的板坯。随后， 在 1350℃下进行 1 小时板坯的退火 ( 板坯加热 )， 之后， 进行热轧而得到热轧钢板。
表1接着， 在 1100℃下， 进行 120 秒的热轧钢板的退火， 得到退火钢板。 随后， 进行退火 钢板的酸洗， 之后， 进行退火钢板的冷轧， 得到厚度为 0.23mm 的冷轧钢板。 接着， 在 850℃的 湿氢中， 进行 150 秒的冷轧钢板的脱碳退火， 得到脱碳退火钢板。在脱碳退火时， 如图 2 所 示， 将到 800℃为止的升温速度在 10℃ / 秒～ 1000℃ / 秒的范围内变更。
随后， 向脱碳退火钢板的表面上， 通过水浆料涂布以 MgO 为主要成分的退火分离 剂。之后， 以曲率半径成为 750mm 的方式使脱碳退火钢板弯曲之后进行最终退火， 得到最终 退火钢板。在最终退火时， 如表 2 所示， 将到 750℃以上且 1150℃以下为止的平均升温速度 在 10℃ / 小时～ 50℃ / 小时的范围内变更。 另外， 最终退火的最高到达温度设定为 1150℃， 在 1150℃下进行 20 小时的等温退火。
随后， 对最终退火钢板进行水洗， 之后， 剪切成单板磁气测定用尺寸。接着， 向最 终退火钢板的表面涂布以磷酸铝及胶体二氧化硅为主要成分的绝缘覆膜材料， 对其进行烧 结， 形成绝缘覆膜。由此得到方向性电磁钢板的试样。另外， 各个条件制作 10 个试样。
并且， 测定各试样的磁通密度的值 (B8)。另外， 在测定磁通密度之后， 去除绝缘覆 膜及陶瓷覆膜， 测定由细晶粒构成的区域 ( 二次再结晶不良部 ) 的面积率 R。进而， 测定各 试样的晶粒的形状比 C 及轧制方向的长度 D。
另外， 面积率 R、 形状比 C 及长度 D 经过如下的处理来测定。即， 首先， 在除去绝缘覆膜及陶瓷覆膜之后， 进行酸洗， 用油性笔绘制出能够放大地识别的粒界。随后， 用市售的 图像扫描装置， 取得钢板的表面的图像， 用市售的图像解析软件， 解析该图像。 另外， 在细晶 粒的确定中需要测定晶体粒径， 在该实验中， 测定当量圆直径作为晶体粒径。
并且， 对于每个条件， 计算出面积率 R 的平均值 Rave、 磁通密度的值 (B8) 的平均值 B8ave、 形状比 C 的平均值 Cave 的平均值 Cave′、 长度 D 的平均值 Dave 的平均值 Dave′。 进而， 将平均值 Rave 为 1 以下、 平均值 B8ave 为 1.940T 以上、 平均值 Cave′为 2 以上、 平均 值 Dave′为 100mm 的试样判定为良好 ( ○ )， 除此以外的判定为不好 (×)。将这些结果表 示于表 2 中。
表2
如表 2 所示， 只有使用含有 Te 的板坯 B， 在脱碳退火时将到 800℃为止的升温速度 设定为 30℃ / 秒以上且 100℃ / 秒以下， 将最终退火时的 750℃～ 1150℃的范围中的平均 升温速度设定为 20℃ / 小时以下的六个实施例， 得到了良好的结果。 在这些实施例中， 面积 率 R 为 1％以下。( 第二实验 )
首先， 使用实验室的真空熔炼炉， 制作含有表 3 中表示的成分、 剩余部分由 Fe 及不 可避免的杂质构成的板坯。 随后， 在 1400℃下进行 1 小时的板坯的退火 ( 板坯加热 )， 之后， 进行热轧， 得到热轧钢板。
表3
接着， 在 1000 ℃下进行 100 秒的热轧钢板的退火， 得到退火钢板。随后， 进行退 火钢板的酸洗， 之后， 进行退火钢板的冷轧， 得到厚度为 0.23mm 的冷轧钢板。在该冷轧时， 进行厚度达到 1.7mm 的轧制之后， 在 1050℃下进行 100 秒的中间退火， 之后进行厚度达到 0.23mm 的轧制。接着， 在 850℃的湿氢中进行 150 秒的冷轧钢板的脱碳退火， 得到脱碳退火 钢板。在脱碳退火时， 如表 4 所示， 将到 800℃为止的升温速度在 10℃ / 秒～ 1000℃ / 秒的 范围内变更。
随后， 与第一实验同样的操作， 进行退火分离剂的涂布及最终退火等， 得到方向性 电磁钢板的试样。另外， 与第一实验同样地， 对各个条件制作 10 个试样。
并且， 进行与第一实验同样的测定及评价。将这些结果表示于表 4 中。
表4
如表 4 所示， 只有使用含有 Te 的板坯 B， 在脱碳退火时将到 800℃为止的升温速度 设定为 30℃ / 秒以上且 100℃ / 秒以下， 将最终退火时的 750℃～ 1150℃的范围中的平均 升温速度设定为 20℃ / 小时以下的六个实施例， 得到了良好的结果。 在这些实施例中， 面积 率 R 为 1％以下。( 第三实验 )
首先使用实验室的真空熔炼炉， 制作含有表 5 中表示的成分的、 剩余部分由 Fe 及 不可避免的杂质构成的板坯。随后， 在 1150℃下进行 1 小时的板坯的退火 ( 板坯加热 )， 之 后， 进行热轧， 得到热轧钢板。
表5
接着， 在 1100℃下， 进行 100 秒的热轧钢板的退火， 得到退火钢板。 随后， 进行退火 钢板的酸洗， 之后， 进行退火钢板的冷轧， 得到厚度为 0.23mm 的冷轧钢板。 接着， 在 850℃的 湿氢中， 进行 150 秒的冷轧钢板的脱碳退火， 得到脱碳退火钢板。在脱碳退火时， 如表 6 及 表 7 所示， 将到 800℃为止的升温速度在 10℃ / 秒～ 1000℃ / 秒的范围内变更。进而， 如表 6 及表 7 所示， 在第三实验中， 在脱碳退火中或者脱碳退火之后， 进行氮化退火。
随后， 与第一实验同样地， 进行退火分离剂的涂布及最终退火等， 得到方向性电磁 钢板的试样。另外， 与第一实验同样， 对各个条件制作 10 个试样。
并且， 进行与第一实验同样的测定及评价。将这些结果表示于表 6 及表 7。
表6
表7如表 6 及表 7 所示， 只有使用含有 Te 的板坯 B， 在脱碳退火时， 将到 800℃为止的 升温速度设定为 30℃ / 秒以上且 100℃ / 秒以下， 将最终退火时的 750℃～ 1150℃的范围 中的平均升温速度设定为 20℃ / 小时以下的六个实施例， 得到了良好的结果。在这些实施 例中， 面积率 R 为 1％以下。
( 第四实验 )
首先， 使用实验室的真空熔炼炉， 制作含有表 8 中表示的成分的、 剩余部分由 Fe 及 不可避免的杂质构成的板坯。随后， 在 1350℃下进行 1 小时的板坯的退火 ( 板坯加热 )， 之 后， 进行热轧， 得到热轧钢板。
表8
接着， 在 1100℃下， 进行 120 秒的热轧钢板的退火， 得到退火钢板。 随后， 进行退火 钢板的酸洗， 之后， 进行退火钢板的冷轧， 得到厚度为 0.23mm 的冷轧钢板。 接着， 在 850℃的 湿氢中， 进行 150 秒的冷轧钢板的脱碳退火， 得到脱碳退火钢板。在脱碳退火时， 如图 9 所 示， 将到 800℃为止的升温速度在 10℃ / 秒～ 1000℃ / 秒的范围内变更。
随后， 与第一实验同样地操作， 进行退火分离剂的涂布及最终退火等， 得到方向性 电磁钢板的试样。另外， 与第一实验同样， 对各个条件制作 10 个试样。
并且， 进行与第一实验同样的测定及评价。将这些结果表示于表 9 中。 表9如表 9 所示， 只有使用含有 Te 的板坯 B， 在脱碳退火时将到 800℃为止的升温速度 设定为 30℃ / 秒以上且 100℃ / 秒以下， 将最终退火时的 750℃～ 1150℃的范围中的平均 升温速度设定为 20℃ / 小时以下的六个实施例， 得到了良好的结果。 在这些实施例中， 面积 率 R 为 1％以下。
工业上的可利用性
本发明例如能够在电磁钢板制造产业及电磁钢板利用产业中进行利用。