JP4258156B2

JP4258156B2 - Oriented electrical steel sheet and manufacturing method thereof

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Publication number: JP4258156B2
Application number: JP2002057073A
Authority: JP
Inventors: 稔高島; 哲雄峠; 光正黒沢
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2002-03-04
Filing date: 2002-03-04
Publication date: 2009-04-30
Anticipated expiration: 2022-03-04
Also published as: JP2003253335A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、変圧器その他の電気機器の鉄心などに用いて好適な磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
方向性電磁鋼板の製造に際しては、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方位粒と呼ばれる｛１１０｝＜００１＞方位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使用されている。
例えば、特公昭40−15644 号公報には、インヒビターとしてAlＮ，MnＳを使用する方法が、また特公昭51−13469 号公報には、インヒビターとしてMnＳ, MnSeを使用する方法が開示され、いずれも工業的に実用化されている。
これらとは別に、CuSeとＢＮを添加する技術が特公昭58−42244 号公報に、またTi，Zr，Ｖ等の窒化物を使用する方法が特公昭46−40855 号公報に開示されている。
【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用な方法であるが、析出物を微細に分散させなければならないので、熱延前のスラブ加熱を1300℃以上の高温で行うことが必要とされる。
しかしながら、スラブの高温加熱は、設備コストが嵩むことの他、熱延時に生成するスケール量も増大することから歩留りが低下し、また設備のメンテナンスが煩雑になる等の問題がある。
【０００４】
これに対して、インヒビターを使用しないで方向性電磁鋼板を製造する方法が、特開昭64−55339 号、特開平２−57635 号、特開平７−76732 号および特開平７−197126号各公報に開示されている。これらの技術に共通していることは、表面エネルギーを駆動力として｛１１０｝面を優先的に成長させることを意図していることである。
表面エネルギーを有効に利用するためには、表面の寄与を大きくするために板厚を薄くすることが必然的に要求される。例えば、特開昭64−55339 号公報に開示の技術では板厚が 0.2mm以下に、また特開平２−57635 号公報に開示の技術では板厚が0.15mm以下に、それぞれ制限されている。
しかしながら、現在使用されている方向性電磁鋼板の板厚は0.20mm以上がほとんどであるため、上記したような表面エネルギーを利用した方法で通常の方向性電磁鋼板を製造することは難しい。
【０００５】
さらに表面エネルギーを利用するためには、表面酸化物の生成を抑制した状態で高温の最終仕上焼鈍を行わなければならない。例えば、特開昭64−55339 号公報に開示の技術では、1180℃以上の温度で、しかも最終仕上焼鈍の雰囲気として、真空または不活性ガス、あるいは水素ガスまたは水素ガスと窒素ガスの混合ガスを使用することが記載されている。
また、特開平２−57635 号公報に開示の技術では、 950〜1100℃の温度で、不活性ガス雰囲気あるいは水素ガスまたは水素ガスと不活性ガスの混合雰囲気で、しかもこれらを減圧することが推奨されている。
さらに、特開平７−197126号公報に開示の技術では、1000〜1300℃の温度で酸素分圧が0.5 Pa以下の非酸化性雰囲気中または真空中で最終仕上焼鈍を行うことが記載されている。
【０００６】
このように、表面エネルギーを利用して良好な磁気特性を得ようとすると、最終仕上焼鈍の雰囲気は不活性ガスや水素ガスが必要とされ、また推奨される条件として真空とすることが要求されるけれども、高温と真空の両立は設備的には極めて難しく、またコスト高ともなる。
【０００７】
さらに、表面エネルギーを利用した場合には、原理的には｛１１０｝面の選択のみが可能であるにすぎず、圧延方向に＜００１＞方向が揃ったゴス粒の成長が選択されるわけではない。
方向性電磁鋼板は、圧延方向に磁化容易軸＜００１＞を揃えてこそ磁気特性が向上するので、｛１１０｝面の選択のみでは原理的に良好な磁気特性は得られない。そのため、表面エネルギーを利用する方法で良好な磁気特性を得ることができる圧延条件や焼鈍条件は極めて限られたものとなり、その結果、得られる磁気特性は不安定とならざるを得ない。
【０００８】
またさらに、表面エネルギーを利用する方法では、表面酸化層の形成を抑制して最終仕上焼鈍を行わねばならず、たとえばMgO のような焼鈍分離剤を塗布焼鈍することができないので、最終仕上焼鈍後に通常の方向性電磁鋼板と同様な酸化物被膜を形成することはできない。例えば、フォルステライト被膜は、焼鈍分離剤としてMgO を主成分として塗布した時に形成される被膜であるが、この被膜は鋼板表面に張力を与えるだけでなく、その上にさらに塗布焼き付けられるリン酸塩を主体とする絶縁張力コーティングの密着性を確保する機能を担っている。従って、かようなフォルステライト被膜がない場合には鉄損は大幅に劣化する。
【０００９】
上述したように、インヒビターを使用する方法では、熱延前の高温スラブ加熱に付随する設備コストや製造コストの面で問題があり、一方インヒビターを使用せず表面エネルギーを利用する方法では、鋼板板厚が限定されること、二次再結晶方位の集積が劣ること、表面酸化被膜がないために鉄損が劣ることなどの問題があった。
【００１０】
ところで、発明者らは、先に、上記の問題を解決するものとして、インヒビター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を開発し、特開2000−129356号号公報において開示した。
しかしながら、この方法では、冷間圧延において、鋼板エッジ部に割れが発生して歩留りが低下するという問題があり、工業的な生産という観点から、これを改善する必要があった。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の実状に鑑み開発されたもので、インヒビターを使用しない方向性電磁鋼板の製造技術において、冷間圧延工程における鋼板エッジ部割れを効果的に防止して、歩留りの向上を図ると共に、磁気特性の改善も併せて達成した磁気特性に優れた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。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
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：0.01〜0.08％, Si：2.0〜8.0 ％及びMn：0.005〜3.0 ％を含み、Alを100 ppm未満、Ｓ, Seをそれぞれ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鋼スラブを、熱間圧延し、熱延板焼鈍を施したのち、１回の冷間圧延によって最終板厚に仕上げ、ついで脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上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、
熱延板焼鈍後のコイル巻取りから冷間圧延直前までの間の鋼板の熱履歴を、次式(1)
（∫10^{(-4300/T(t)-2.1)}dt）^0.5 ≦ 2.0×10^-5 --- (1)
ここで、ｔ：コイル巻取りからの時間（ｓ）
Ｔ(t) ：時間ｔにおける鋼板温度（Ｋ）
を満足する範囲に制御し、かつ冷間圧延直前の鋼板温度を30℃以上 300℃以下に制限することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１３】
２．質量％で、Ｃ：0.01〜0.08％, Si：2.0〜8.0 ％及びMn：0.005〜3.0 ％を含み、Alを100 ppm未満、Ｓ, Seをそれぞれ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鋼スラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚に仕上げ、ついで脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上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、
最終冷間圧延前の中間焼鈍後のコイル巻取りから最終冷間圧延直前までの間の鋼板の熱履歴を、次式(1)
（∫10^{(-4300/T(t)-2.1)}dt）^0.5 ≦ 2.0×10^-5 --- (1)
ここで、ｔ：コイル巻取りからの時間（ｓ）
Ｔ(t) ：時間ｔにおける鋼板温度（Ｋ）
を満足する範囲に制御し、かつ冷間圧延直前の鋼板温度を30℃以上 300℃以下に制限することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１４】
３．鋼スラブが、質量％でさらに、Ni：0.005〜1.50％、Sn：0.01〜0.50％、Sb：0.005〜0.50％、Cu：0.01〜1.50％、Ｐ：0.005〜0.50％およびCr：0.01〜1.50％のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする上記１または２記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明を由来するに至った実験結果について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％（mass％）を意味する。
Ｃ：0.06％，Si：3.3 ％，Mn：0.03％，Al：20 ppm, Ｓ：10 ppm, Se：0.1ppmおよびＮ：20 ppmを含有する組成になる鋼スラブを、1100℃に加熱したのち、熱間圧延により板厚：2.0 mmの熱延コイルとし、ついで1000℃, １分間の熱延板焼鈍を施したのち、冷却してからコイルに巻取り、熱延焼鈍板コイルとした。
ついで、この熱延焼鈍板コイルを、15〜200 ℃の種々の温度に加熱、保熱したのち、直ちに冷間圧延に供し、板厚：0.25mmの冷間圧延板とした。
表１に、コイル巻取りから圧延までの熱履歴を示す。また、冷間圧延直前における鋼板温度および冷間圧延後の冷延板エッジ部における割れの有無について調べた結果を表１に併せて示す。
【００１６】
その後、 850℃, ２分間の脱炭焼鈍を施したのち、MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1200℃, 20時間の最終仕上焼鈍を施した。
ついで、リン酸塩−コロイダルシリカを主成分とする張力コーティング処理液を塗布、焼き付けて張力被膜を被成し、製品とした。
得られた製品の磁気特性について調べた結果を、表１に併記する。
【００１７】
【表１】

【００１８】
同表に示したとおり、冷間圧延直前の鋼板温度を30℃以上にした場合には、冷間圧延で割れが発生しないことが明らかとなった。
しかしながら、磁気特性が大幅に劣化する場合があることも併せて明らかとなった。
【００１９】
そこで、発明者らは、磁気特性の劣化原因について調査を行ったところ、その原因は、固溶炭素の析出に起因することが明らかになった。
表１に、熱延鋼板を熱延板焼鈍後、コイルに巻取った後、冷間圧延までの鋼板の熱履歴より計算された炭素の拡散距離Ｌ（cm）についての調査結果を併せて示す。
【００２０】
ここで、Ｌは、次式(2)
Ｌ＝（∫10^{(-4300/T(t)-2.1)}dt）^0.5 (cm) --- (2)
で示され、ｔはコイル巻取りからの時間（ｓ）、Ｔ(t) は時間ｔにおける鋼板温度（絶対温度Ｋ）である。
この式は、文献（R.P.Smith:Trans.Met.Soc.AIME.,224(1962）P.105)において求められた鋼中炭素の拡散式に基づくものであり、Ｌは炭素の平均拡散距離を示す。
同表に示したとおり、炭素の拡散距離Ｌが 2.0×10^-5cm以下であるとき、良好な磁気特性が得られることが明らかとなった。
【００２１】
【作用】
本発明において、インヒビター成分を含まない鋼において二次再結晶が発現する理由は必ずしも明らかではないが、以下のように考えている。
発明者らは、ゴス方位粒が二次再結晶する理由について鋭意研究を重ねた結果、一次再結晶組織における方位差角が20〜45°である粒界が重要な役割を果たしていることを発見し、Acta Material 45巻（1997）1285頁に報告した。
【００２２】
方向性電磁鋼板の二次再結晶直前の状態である一次再結晶組織を解析し、様々な結晶方位を持つ各々の結晶粒周囲の粒界について、粒界方位差角が20〜45°である粒界の全体に対する割合（％）について調査した結果を、図１に示す。同図において、結晶方位空間はオイラー角（Φ₁ 、Φ、Φ₂ ）のΦ₂ ＝45°断面を用いて表示しており、ゴス方位など主な方位を模式的に表示してある。
同図によれば、方位差角が20〜45°である粒界の各方位粒に対する存在頻度は、ゴス方位が最も高いことが分かる。
【００２３】
方位差角が20〜45°の粒界は、C. G. Dunnらによる実験データ（AIME Transaction 188巻（1949）368 頁）によれば、高エネルギー粒界である。この高エネルギー粒界は粒界内の自由空間が大きく乱雑な構造をしている。粒界拡散は粒界を通じて原子が移動する過程であるので、粒界中の自由空間の大きい、高エネルギー粒界の方が粒界拡散は速い。
二次再結晶は、インヒビターと呼ばれる析出物の拡散律速による成長に伴って発現することが知られている。高エネルギー粒界上の析出物は、仕上焼鈍中に優先的に粗大化が進行するので、優先的にピン止めがはずれて粒界移動を開始し、ゴス粒が成長する機構を示した。
【００２４】
発明者らは、この研究をさらに発展させて、ゴス方位粒の二次再結晶の本質的要因は、一次再結晶組織中の高エネルギー粒界の分布状態にあり、インヒビターの役割は、高エネルギー粒界と他の粒界の移動速度差を生じさせることにあることを見い出した。
従って、この理論に従えば、インヒビターを用いなくとも、粒界の移動速度差を生じさせることができれば、二次再結晶させることが可能となる。
【００２５】
さて、鋼中に存在する不純物元素は、粒界とくに高エネルギー粒界に偏析し易いため、不純物元素を多く含む場合には、高エネルギー粒界と他の粒界の移動速度に差がなくなっているものと考えられる。
この点、素材の高純度化によって、上記したような不純物元素の影響を排除することができれば、高エネルギー粒界の構造に依存する本来的な移動速度差が顕在化して、ゴス方位粒の二次再結晶が可能になるものと考えられる。
【００２６】
さらに、粒界移動速度差を利用して安定した二次再結晶を可能とするためには、一次再結晶組織をできる限り均一な粒径分布に保つことが肝要である。というのは、均一な粒径分布が保たれている場合には、ゴス方位粒以外の結晶粒は粒界移動速度の小さい低エネルギー粒界の頻度が大きいため、粒成長が抑制されている状態、いわゆるTexture Inhibition効果の発揮により、粒界移動速度が大きい高エネルギー粒界の頻度が最大であるゴス方位粒の選択的粒成長としての二次再結晶が進行するからである。
これに対し、粒径分布が一様でない場合には、隣接する結晶粒同士の粒径差を駆動力とする正常粒成長が起こるため、粒界移動速度差と異なる要因で成長する結晶粒が選択されるために、Texture Inhibition効果が発揮されずに、ゴス方位粒の選択的粒成長が起こらなくなる。
【００２７】
さて、上記したようなインヒビター成分を含まない素材での二次再結晶において、良好な磁気特性を得るためには、最終冷延前の鋼板にＣが0.01〜0.08％含有されていることが極めて重要である。というのは、最終冷延前の鋼板に固溶あるいは析出している炭素が、一次再結晶組織を改善し、二次再結晶粒方位のゴス方位への集積を高めるからである。
【００２８】
また、熱延板焼鈍後のコイル巻取りから冷間圧延直前までの熱履歴と磁気特性の関係については以下のように推定される。
熱延板焼鈍後のコイル巻取り時の鋼板内のＣは、一部は炭化物として析出し、残部は固溶していると推定される。冷間圧延において、鋼板の割れを発生させないためには、冷間圧延直前の鋼板温度を30℃以上、望ましくは50℃以上にすることが重要であるが、この際、鋼板内の固溶Ｃは炭化物として析出すると考えられる。その結果、Ｃの拡散距離Ｌがしきい値２×10^-5cmを超えると、望ましい一次再結晶組織形成に必要な固溶Ｃ量が減少し、磁気特性が劣化するものと考えられる。
【００２９】
なお、インヒビターを含有する方向性電磁鋼板では、炭化物の粗大化により磁気特性が劣化することが従来からよく知られている（例えば特開平９−157745号公報）。このようなインヒビターを含有する方向性電磁鋼板における、炭化物の粗大化による磁気特性の劣化は、150 ℃以上で長時間保持することによって起こる。このため、従来、冷間圧延時の鋼板の割れを防ぐために、熱延板焼鈍を施した後のコイル巻取り時の鋼板温度を 100〜150 ℃とし、コイルを保熱あるいは加熱ボックスに装入して 100〜150 ℃に保持し、圧延直前にコイルを保熱あるいは加熱ボックスから取り出して圧延する、ということが一般的であった。
しかしながら、インヒビターを含有しない方向性電磁鋼板では、上記のような工程では磁気特性が大きく劣化する。
【００３０】
本発明の新規な点は、インヒビターを含有しない方向性電磁鋼板の製造においては、炭化物の粗大化が起こらない低温であっても、固溶炭素の析出により、一次再結晶組織が劣化し、それにより磁気特性が劣化することを見出したことである。
【００３１】
次に、本発明において、素材である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：0.01〜0.08％
Ｃが、0.01％に満たないと、一次再結晶組織の改善効果が小さく、満足いくほどの磁気特性が得られず、一方0.08％を超えると、製品のＣを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0.01〜0.08％の範囲に限定した。
Si：2.0 〜8.0 ％
Siは、鋼の電気抵抗を増大し鉄損を低減するのに有用な元素であるので、2.0％以上含有させる。しかしながら、含有量が 8.0％を超えると加工性が著しく低下して冷間圧延が困難となる。そこでSi量は 2.0〜8.0 ％の範囲に限定した。
Mn：0.005 〜3.0 ％
Mnは、熱間加工性を改善するために有用な元素であるが、含有量が 0.005％未満ではその添加効果に乏しく、一方 3.0％を超えると磁束密度の低下を招くので、Mn量は 0.005〜3.0 ％の範囲とする。
【００３２】
Al：100 ppm 未満、Ｓ, Seはそれぞれ 50ppm以下
また、不純物元素であるAlは 100 ppm未満、Ｓ, Seについてもそれぞれ 50ppm以下、好ましくは 30ppm以下に低減することが、良好に二次再結晶させる上で不可欠である。その他、窒化物形成元素であるTi, Nb, Ｂ, Ta, Ｖ等についても、それぞれ 50ppm以下に低減することが鉄損の劣化を防止し、良好な加工性を確保する上で有効である。
【００３３】
以上、必須成分および抑制成分について説明したが、本発明では、その他にも以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ni：0.005 〜1.50％、Sn：0.01〜0.50％、Sb：0.005 〜0.50％、Cu：0.01〜1.50％、Ｐ：0.005 〜0.50％、Cr：0.01〜1.50％のうちから選んだ少なくとも１種
Niは、熱延板組織を改善して磁気特性を向上させる有用元素である。しかしながら、含有量が 0.005％未満では磁気特性の向上量が小さく、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劣化するので、Ni量は 0.005〜1.50％とした。
また、Sn，Sb，Cu, Ｐ, Crはそれぞれ、鉄損の向上に有用な元素であるが、いずれも上記範囲の下限値に満たないと鉄損の向上効果が小さく、一方上限量を超えると二次再結晶粒の発達が阻害されるので、それぞれSn：0.01〜0.50％，Sb：0.005 〜0.50％，Cu：0.01〜1.50％，Ｐ：0.005 〜0.50％，Cr：0.01〜1.5 ％の範囲で含有させる。
【００３４】
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、転炉、電気炉などを用いる公知の方法で精錬し、必要があれば真空処理などを施したのち、通常の造塊法や連続鋳造法を用いてスラブを製造する。また、直接鋳造法を用いて 100mm以下の厚さの薄鋳片を直接製造してもよい。
スラブは、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延に供してもよい。また、薄鋳片の場合には、熱間圧延を行っても良いし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めてもよい。
熱間圧延前のスラブ加熱温度は1250℃以下に抑えることが、スラブ加熱中に生成するスケール量を低減する上で特に望ましい。また、結晶組織の微細化および不可避的に混入するインヒビター成分の弊害を無害化して、均一な整粒一次再結晶組織を実現する意味でもスラブ加熱温度の低温化が望ましい。
【００３５】
ついで、熱延板焼鈍を施す。ゴス組織を製品板において高度に発達させるためには、熱延板焼鈍温度は 800〜1100℃の範囲が好適である。というのは、熱延板焼鈍温度が 800℃未満では熱延でのバンド組織が残留し、整粒の一次再結晶組織を実現することが困難になる結果、二次再結晶の発達が阻害され、一方熱延板焼鈍温度が1100℃を超えると、不可避的に混入するインヒビター成分が固溶し冷却時に不均一に再析出するために、整粒一次再結晶組繊を実現することが困難となり、やはり二次再結晶の発達が阻害されるからである。また、熱延板焼鈍温度が1100℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化しすぎることも、整粒の一次再結晶組織を実現する上で極めて不利である。
【００３６】
熱延板焼鈍後、冷却し、コイルに巻取る。ついで、冷間圧延により最終板厚に仕上げるが、冷間圧延直前の鋼板温度を30℃以上、 300℃以下とすることが重要である、というのは、冷間圧延直前の鋼板温度が30℃に満たないと、冷間圧延によって鋼板エッジ部に割れが生じ、歩留りが大きく劣化し、一方 300℃を超えると、冷間圧延ロールが熱膨張し、ヒートクラウンと呼ばれる太鼓状形状となって、圧延が不可能となるからである。
【００３７】
また、熱延板焼鈍後のコイル巻取り後から冷間圧延直前までの間の鋼板の熱履歴を、次式(1)
（∫10^{(-4300/T(t)-2.1)}dt）^0.5 ≦ 2.0×10^-5 --- (1)
ここで、ｔ：コイル巻取りからの時間（ｓ）
Ｔ(t) ：時間ｔにおける鋼板温度（Ｋ）
を満足する範囲に制御することが重要である。
というのは、上掲式(1) の左辺で示されるＣの拡散距離Ｌが 2.0×10^-5 (cm)を超えると、固溶Ｃの析出により、磁気特性が劣化するからである。
【００３８】
ここに、熱延板焼鈍後のコイル巻取りから冷間圧延直前までの間の鋼板の熱履歴を、上掲式(1) を満足する熱履歴とするには、熱延板焼鈍後のコイル巻取り時の鋼板温度を従来よりも低く、望ましくは20℃以下にすると共に、冷間圧延直前に鋼板を速やかに加熱し、冷間圧延することが必要となる。
鋼板の加熱方法としては、圧延機の入側のコイル払い出し装置（ペイオフリール）から圧延機までの間に、誘導加熱、赤外線加熱、通電加熱等による加熱装置を配置し、鋼板を連続的に加熱することが望ましい。というのは、この方法では、鋼板の昇温速度を１〜100 ℃/s程度にすることが可能であり、その結果所望の温度に達するまでの炭素の拡散距離Ｌを小さくすることが可能だからである。
【００３９】
また、熱延板焼鈍後、１回の冷間圧延で製品厚とする上記の方法以外に、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚に仕上げる方法も適用できる。
この場合には、最終冷間圧延直前の鋼板温度を30℃以上、300 ℃以下にすると共に、最終冷間圧延前の中間焼鈍後のコイル巻取りから最終冷間圧延直前までの間の鋼板の熱履歴を、次式(1)
（∫10^{(-4300/T(t)-2.1)}dt）^0.5 ≦ 2.0×10^-5 (cm) --- (1)
を満たす範囲に制御すれば良い。
【００４０】
ついで、最終仕上板厚となった冷延鋼板に、脱炭焼鈍を施して、Ｃを磁気時効の起こらない 50ppm以下好ましくは 30ppm以下まで低減する。
かような脱炭焼鈍は、湿潤雰囲気を使用して 700〜1000℃の温度で行うことが好適である。また、脱炭焼鈍後に浸珪法によってにSi量を増加させる技術を併用してもよい。
その後、焼鈍分離剤を塗布して、最終仕上焼鈍を施すことにより二次再結晶組織を発達させるとともにフォルステライト被膜を形成させる。最終仕上焼鈍は、二次再結晶発現のために 800℃以上で行う必要があるが、800 ℃までの加熱速度は磁気特性に大きな影響を与えないので任意の条件でよい。
【００４１】
その後、平坦化焼鈍を施して形状を矯正する。
ついで、上記の平坦化焼鈍後、鉄損の改善を目的として、鋼板表面に張力を付与する絶縁コーティングを施すことが有利である。
さらに、公知の磁区細分化技術を適用できることはいうまでもない。
【００４２】
【実施例】
実施例１
Ｃ：0.01％，Si：3.8 ％，Mn：0.15％を含有し、Alを10 ppm、Ｓを20 ppm、Seを０ppm 、Ｎを30 ppmに低減し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる溶鋼から、連続鋳造によりスラブを製造した。このスラブを、再加熱することなしに、熱間圧延により2.0 mm厚の熱延板とし、1000℃で１分間の熱延板焼鈍を施したのち、冷却し、表２に示す温度でコイルに巻取った。その後、冷間圧延までの鋼板の熱履歴を表２に示すように変化させて、冷間圧延に供した。
表２に、コイル巻取り後、冷間圧延開始までの間の炭素拡散距離Ｌ（cm）および冷間圧延開始直前の鋼板温度についての測定結果を示す。
【００４３】
ついで、冷間圧延により最終板厚：0.25mmの冷延板に仕上げ、 800℃, ２分の脱炭焼鈍後、MgO を塗布してから、1200℃，５ｈの仕上焼鈍を施した。
その後、リン酸塩とシリカを主成分とする絶縁コーティング処理液を塗布したのち、平坦化を兼ねる焼鈍を施した。
かくして得られた製品の磁気特性について調べた結果を表２に併記する。
【００４４】
【表２】

【００４５】
同表から明らかなように、本発明に従って得られた製品は、冷間圧延時に割れを生じることなく高い磁束密度を示した。
【００４６】
実施例２
Ｃ：0.07％，Si：3.3 ％, Mn：0.05％, Cr：0.08％, Cu：0.08％, Sb：0.02％を含有し、Alを60 ppm、Ｓを20 ppm、Seを10 ppm、Ｎを55 ppmに低減し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる溶鋼から、連続鋳造によりスラブを製造した。このスラブを、1200℃に加熱後、熱間圧延により2.5 mm厚の熱延板とした。ついで、１回目の冷間圧延により1.8 mmの中間厚とし、900 ℃で１分間の中間焼鈍後を施したのち、冷却して、表３示す温度でコイルに巻取った。その後、２回目の冷間圧延までの鋼板の熱履歴を、表３に示すように種々に変化させた。
表３に、中間焼鈍後のコイル巻取り後、最終冷間圧延開始までの炭素拡散距離Ｌ（cm）および２回目の冷間圧延開始直前の鋼板温度を示す。
【００４７】
ついで、２回目の冷間圧延により最終板厚：0.22mmに仕上げ、 850℃, ５分の脱炭焼鈍後、５％のTiO₂を含有するMgO を塗布してから、1200℃，５ｈの仕上焼鈍を施した。
その後、リン酸塩とシリカを主成分とする絶縁コーティング処理液を塗布したのち、平坦化を兼ねる焼鈍を施した。
かくして得られた製品の磁気特性について調べた結果を表３に併記する。
【００４８】
【表３】

【００４９】
同表から明らかなように、本発明に従って得られた製品は冷間圧延時に割れを生じることなく高い磁束密度を示した。
【００５０】
実施例３
Ｃ：0.05％，Si：2.5 ％，Mn：0.5 ％を含有し、Alを90 ppm, Ｓを48 ppm、Seを３ ppm, Ｎを15 ppmに低減し、さらにNi, Sn, Sb, Cu, Ｐ, Crをそれぞれ表４に示す範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる溶鋼から、連続鋳造によりスラブを製造した。このスラブを、1100℃に加熱後、熱間圧延により2.5 mm厚の熱延板とした。ついで、 850℃で１分間の熱延板焼鈍後、冷却し、コイルに巻取ったのち、コイルを加熱するなどして、冷間圧延までの鋼板の熱履歴を２条件に変化させてから、冷間圧延に供した。コイル巻取り後、冷間圧延開始までの炭素拡散距離Ｌ（cm）は 2.0×10^-5（条件Ｉ）および 8.2×10^-4（条件II）であった。また、冷間圧延開始直前の鋼板温度は40℃であった。
【００５１】
ついで、冷間圧延により最終板厚：0.35mmに仕上げ、 800℃, ２分の脱炭焼鈍後、MgO を塗布してから、1200℃, ５ｈの仕上焼鈍を施した。
その後、リン酸塩とシリカを主成分とする絶縁コーティング処理液を塗布したのち、平坦化を兼ねる焼鈍を施した。
かくして得られた製品の磁気特性について調べた結果を表４に併記する。
【００５２】
【表４】

【００５３】
同表から明らかなように、いずれの製品においても冷間圧延時の割れは発生しなかったが、比較例（条件II）では十分な磁束密度が得られなかったのに対し、本発明に従って得られた製品（条件Ｉ）では高い磁束密度が得られている。
【００５４】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、インヒビターを利用せずに二次再結晶を生じさせる方法によって方向性電磁鋼板を製造する場合に、最終冷間圧延前の焼鈍後のコイル巻取りから最終冷間圧延直前までの間の鋼板の熱履歴を制御することにより、冷間圧延工程における鋼板エッジ部割れを効果的に防止して製品歩留りの向上を図ることができ、併せて磁気特性の向上を図ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】方向性電磁鋼板の一次再結晶組織における、様々な結晶方位を持つ各々の結晶周囲の粒界について、粒界方位差角が20〜45°である粒界の全体に対する割合（％）を示す。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties suitable for use in an iron core of a transformer or other electrical equipment.
[0002]
[Prior art]
In the production of grain-oriented electrical steel sheets, it is common to preferentially recrystallize {110} <001> oriented grains called goth oriented grains during final finish annealing using precipitates called inhibitors. It is used as a technical technique.
For example, Japanese Patent Publication No. 40-15644 discloses a method using AlN, MnS as an inhibitor, and Japanese Patent Publication No. 51-13469 discloses a method using MnS, MnSe as an inhibitor. Has been put to practical use.
Apart from these, a technique for adding CuSe and BN is disclosed in Japanese Patent Publication No. 58-42244, and a method using a nitride of Ti, Zr, V, etc. is disclosed in Japanese Patent Publication No. 46-40855.
[0003]
The method using these inhibitors is a useful method for stably developing secondary recrystallized grains, but the precipitate must be finely dispersed, so the slab heating before hot rolling is 1300 ° C or higher. It is necessary to carry out at a high temperature.
However, high-temperature heating of the slab has problems such as an increase in equipment cost and an increase in the amount of scale generated during hot rolling, resulting in a decrease in yield and complicated maintenance of the equipment.
[0004]
On the other hand, methods for producing grain-oriented electrical steel sheets without using an inhibitor are disclosed in JP-A 64-55339, JP-A-2-57635, JP-A-7-76732 and JP-A-7-197126. Is disclosed. What is common to these techniques is that the {110} plane is intended to grow preferentially using surface energy as the driving force.
In order to effectively use the surface energy, it is necessary to reduce the plate thickness in order to increase the contribution of the surface. For example, in the technique disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 64-55339, the thickness is limited to 0.2 mm or less, and in the technique disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 2-57635, the thickness is limited to 0.15 mm or less.
However, since the thickness of the grain-oriented electrical steel sheet that is currently used is almost 0.20 mm or more, it is difficult to produce a normal grain-oriented electrical steel sheet by the method using the surface energy as described above.
[0005]
Furthermore, in order to utilize the surface energy, it is necessary to perform high-temperature final finish annealing in a state in which the generation of surface oxides is suppressed. For example, in the technique disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 64-55339, a vacuum or an inert gas, or a hydrogen gas or a mixed gas of hydrogen gas and nitrogen gas is used as an atmosphere for final finish annealing at a temperature of 1180 ° C. or higher. The use is described.
In the technique disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2-57635, it is recommended to reduce the pressure in an inert gas atmosphere or hydrogen gas or a mixed atmosphere of hydrogen gas and inert gas at a temperature of 950 to 1100 ° C. Has been.
Furthermore, the technique disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-197126 describes that the final finish annealing is performed in a non-oxidizing atmosphere or a vacuum at a temperature of 1000 to 1300 ° C. and an oxygen partial pressure of 0.5 Pa or less. .
[0006]
Thus, when trying to obtain good magnetic properties using surface energy, the atmosphere of the final finish annealing requires an inert gas or hydrogen gas, and it is required to be a vacuum as a recommended condition. However, coexistence of high temperature and vacuum is extremely difficult in terms of equipment, and the cost is high.
[0007]
Furthermore, when surface energy is used, in principle, only the {110} plane can be selected, and the growth of goth grains with the <001> direction aligned in the rolling direction is not selected. Absent.
The grain-oriented electrical steel sheet is improved in magnetic properties only when the easy magnetization axis <001> is aligned in the rolling direction, so that in principle, good magnetic properties cannot be obtained only by selecting the {110} plane. Therefore, rolling conditions and annealing conditions that can obtain good magnetic properties by a method using surface energy are extremely limited, and as a result, the obtained magnetic properties must be unstable.
[0008]
Furthermore, in the method using the surface energy, the final finish annealing must be performed while suppressing the formation of the surface oxide layer. For example, an annealing separator such as MgO cannot be applied and annealed. An oxide film similar to that of a normal grain-oriented electrical steel sheet cannot be formed. For example, a forsterite film is a film formed when MgO is applied as a main component as an annealing separator, but this film not only gives tension to the surface of the steel sheet, but also a phosphate that is applied and baked onto it. It is responsible for ensuring the adhesion of the insulation tension coating mainly composed of. Accordingly, in the absence of such a forsterite film, the iron loss is greatly deteriorated.
[0009]
As described above, in the method using an inhibitor, there is a problem in terms of equipment costs and manufacturing costs associated with high-temperature slab heating before hot rolling, while in the method using surface energy without using an inhibitor, a steel plate is used. There were problems such as limited thickness, poor secondary recrystallization orientation accumulation, and poor iron loss due to lack of surface oxide film.
[0010]
By the way, the inventors have previously developed a technique for developing goss-oriented crystal grains by secondary recrystallization in a material that does not contain an inhibitor, as disclosed in JP 2000-129356. It was disclosed in the publication.
However, in this method, there is a problem that cracking occurs in the edge portion of the steel sheet in cold rolling and the yield is lowered, and it is necessary to improve this from the viewpoint of industrial production.
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been developed in view of the above circumstances, and in the manufacturing technology of a grain-oriented electrical steel sheet that does not use an inhibitor, it is possible to effectively prevent cracks in the steel sheet edge part in the cold rolling process and to improve the yield. At the same time, it is an object of the present invention to propose an advantageous method for producing a grain-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties, which has also been improved in magnetic properties.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
1. In mass%, C: 0.01-0.08%, Si: 2.0-8.0% and Mn: 0.005-3.0%, Al is reduced to less than 100 ppm, S and Se are reduced to 50 ppm or less respectively , the balance is Fe and inevitable The steel slab made of impurities is hot-rolled and subjected to hot-rolled sheet annealing, then finished to the final sheet thickness by one cold rolling, then after decarburization annealing, after applying an annealing separator, the final In the manufacturing method of grain-oriented electrical steel sheet consisting of a series of steps for performing finish annealing,
The thermal history of the steel sheet from coil winding after hot-rolled sheet annealing to just before cold rolling is expressed by the following equation (1)
(∫10 ^{(-4300 / T (t) -2.1)} dt) ^0.5 ≤ 2.0 × 10 ^-5 --- (1)
Where t: time from coil winding (s)
T (t): Steel plate temperature at time t (K)
Controlled in a range satisfying, and method for producing oriented electrical steel sheets towards you and limits the temperature of the steel sheet immediately before cold rolling 30 ° C. or higher 300 ° C. or less.
[0013]
2. In mass%, C: 0.01-0.08%, Si: 2.0-8.0% and Mn: 0.005-3.0%, Al is reduced to less than 100 ppm, S and Se are reduced to 50 ppm or less respectively , the balance is Fe and inevitable Steel slabs made of impurities are hot-rolled and subjected to hot-rolled sheet annealing as necessary, and then finished to the final sheet thickness by two or more cold rollings with intermediate annealing in between, followed by annealing after decarburization annealing. In the method for producing a grain-oriented electrical steel sheet comprising a series of steps for applying a final finishing annealing after applying a separating agent,
The thermal history of the steel sheet from coil winding after intermediate annealing before final cold rolling to just before final cold rolling is expressed by the following equation (1)
(∫10 ^{(-4300 / T (t) -2.1)} dt) ^0.5 ≤ 2.0 × 10 ^-5 --- (1)
Where t: time from coil winding (s)
T (t): Steel plate temperature at time t (K)
Controlled in a range satisfying, and method for producing oriented electrical steel sheets towards you and limits the temperature of the steel sheet immediately before cold rolling 30 ° C. or higher 300 ° C. or less.
[0014]
3. The steel slab is further in mass%, Ni: 0.005-1.50%, Sn: 0.01-0.50%, Sb: 0.005-0.50%, Cu: 0.01-1.50%, P: 0.005-0.50% and Cr: 0.01-1.50% method for producing oriented electrical steel sheet towards the first or second aspect to one or characterized by containing two or more kinds selected from among.
[0015]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be specifically described.
First, the experimental results that led to the present invention will be described. In addition, unless otherwise indicated, the "%" display regarding a component means the mass% (mass%).
After heating a steel slab with a composition containing C: 0.06%, Si: 3.3%, Mn: 0.03%, Al: 20 ppm, S: 10 ppm, Se: 0.1 ppm and N: 20 ppm to 1100 ° C Then, a hot rolled coil having a thickness of 2.0 mm was formed by hot rolling, and then subjected to hot rolled sheet annealing at 1000 ° C. for 1 minute, and after cooling, the coil was wound into a hot rolled annealed sheet coil.
Next, the hot-rolled annealed sheet coil was heated and kept at various temperatures of 15 to 200 ° C. and immediately subjected to cold rolling to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 0.25 mm.
Table 1 shows the thermal history from coil winding to rolling. Table 1 also shows the results of examining the steel sheet temperature just before cold rolling and the presence or absence of cracks in the cold rolled sheet edge after cold rolling.
[0016]
Then, after decarburizing annealing was performed at 850 ° C. for 2 minutes, an annealing separator mainly composed of MgO was applied, and then final finishing annealing was performed at 1200 ° C. for 20 hours.
Subsequently, a tension coating treatment liquid mainly composed of phosphate-colloidal silica was applied and baked to form a tension film, thereby obtaining a product.
The results of examining the magnetic properties of the obtained products are also shown in Table 1.
[0017]
[Table 1]

[0018]
As shown in the table, when the steel plate temperature immediately before the cold rolling was set to 30 ° C. or higher, it became clear that no cracking occurred in the cold rolling.
However, it has also been clarified that the magnetic characteristics may be greatly deteriorated.
[0019]
Thus, the inventors investigated the cause of the deterioration of the magnetic properties, and it became clear that the cause was caused by precipitation of solute carbon.
Table 1 also shows the results of investigation on the carbon diffusion distance L (cm) calculated from the thermal history of the steel sheet after the hot-rolled steel sheet is annealed after hot-rolled sheet annealing and coiled. .
[0020]
Here, L is the following equation (2)
L = (∫10 ^{(-4300 / T (t) -2.1)} dt) ^0.5 (cm) --- (2)
T is the time (s) from coil winding, and T (t) is the steel plate temperature (absolute temperature K) at time t.
This equation is based on the diffusion equation of carbon in steel obtained in the literature (RPSmith: Trans.Met.Soc.AIME., 224 (1962) P.105), and L indicates the average diffusion distance of carbon. .
As shown in the table, it was revealed that good magnetic properties can be obtained when the carbon diffusion distance L is 2.0 × 10 ⁻⁵ cm or less.
[0021]
[Action]
In the present invention, the reason why secondary recrystallization occurs in steel containing no inhibitor component is not necessarily clear, but is considered as follows.
As a result of intensive studies on the reason why goth-oriented grains recrystallize secondaryly, the inventors discovered that grain boundaries having an orientation difference angle of 20 to 45 ° in the primary recrystallization structure play an important role. Acta Material 45 (1997), page 1285.
[0022]
The primary recrystallization structure, which is the state immediately before the secondary recrystallization of the grain-oriented electrical steel sheet, is analyzed, and the grain boundary misorientation angle is 20 to 45 ° for each grain boundary around each crystal grain having various crystal orientations. FIG. 1 shows the results of investigation on the ratio (%) of the whole grain boundary. In the figure, the crystal orientation space is displayed using a section of Φ ₂ = 45 ° of Euler angles (Φ ₁ , Φ, Φ ₂ ), and main orientations such as Goss orientation are schematically displayed.
According to the figure, it can be seen that the existence frequency for each orientation grain of the grain boundary having an orientation difference angle of 20 to 45 ° is highest in the Goth orientation.
[0023]
Grain boundaries with misorientation angles of 20-45 ° are high energy grain boundaries according to experimental data by CG Dunn et al. (AIME Transaction 188 (1949) 368). This high energy grain boundary has a messy structure with a large free space within the grain boundary. Grain boundary diffusion is a process in which atoms move through the grain boundary. Therefore, grain boundary diffusion is faster in a high energy grain boundary with a large free space in the grain boundary.
It is known that secondary recrystallization occurs with the growth of precipitates called inhibitors, which is controlled by diffusion rate. Precipitation on high-energy grain boundaries preferentially progressed during finish annealing, so that the pinning was preferentially released and grain boundary migration started, indicating a mechanism for the growth of goth grains.
[0024]
The inventors further developed this research, and the essential factor of secondary recrystallization of Goss-oriented grains is the distribution state of high energy grain boundaries in the primary recrystallization structure, and the role of inhibitors is high energy. It has been found that there is a difference in moving speed between the grain boundary and other grain boundaries.
Therefore, according to this theory, secondary recrystallization can be performed if a difference in the moving speed of the grain boundary can be generated without using an inhibitor.
[0025]
Now, the impurity elements present in steel are easy to segregate at the grain boundaries, especially at high energy grain boundaries, so when there are many impurity elements, there is no difference in the moving speed between the high energy grain boundaries and other grain boundaries. It is thought that there is.
In this regard, if the influence of the impurity elements as described above can be eliminated by increasing the purity of the material, the inherent difference in the moving speed depending on the structure of the high energy grain boundary becomes obvious, and the two goss-oriented grains are It is considered that next recrystallization is possible.
[0026]
Furthermore, in order to enable stable secondary recrystallization using the grain boundary moving speed difference, it is important to keep the primary recrystallization structure as uniform as possible in the particle size distribution. This is because, when a uniform grain size distribution is maintained, the crystal grains other than the Goss orientation grains have a low frequency of low energy grain boundaries with a low grain boundary moving speed, and thus the grain growth is suppressed. This is because by the so-called Texture Inhibition effect, secondary recrystallization as selective grain growth of Goss-oriented grains where the frequency of high-energy grain boundaries having a large grain boundary moving speed is maximum proceeds.
On the other hand, when the grain size distribution is not uniform, normal grain growth using the grain size difference between adjacent crystal grains as a driving force occurs. As a result, the Texture Inhibition effect is not exhibited, and the selective growth of goth-oriented grains does not occur.
[0027]
Now, in the secondary recrystallization using the material not containing the inhibitor component as described above, in order to obtain good magnetic properties, it is extremely important that the steel sheet before the final cold rolling contains 0.01 to 0.08% of C. is important. This is because carbon dissolved or precipitated in the steel sheet before the final cold rolling improves the primary recrystallization structure and increases the accumulation of secondary recrystallized grain orientation in the Goth orientation.
[0028]
In addition, the relationship between the thermal history from coil winding after hot-rolled sheet annealing to just before cold rolling and magnetic properties is estimated as follows.
It is presumed that a part of C in the steel sheet at the time of coil winding after the hot-rolled sheet annealing is precipitated as a carbide and the remaining part is dissolved. In cold rolling, in order to prevent cracking of the steel sheet, it is important that the temperature of the steel sheet immediately before the cold rolling is 30 ° C. or higher, preferably 50 ° C. or higher. Is believed to precipitate as carbide. As a result, when the C diffusion distance L exceeds the threshold value of 2 × 10 ⁻⁵ cm, it is considered that the amount of solute C necessary for forming the desired primary recrystallized structure decreases and the magnetic properties deteriorate.
[0029]
Incidentally, it has been well known that magnetic properties of grain-oriented electrical steel sheets containing an inhibitor deteriorate due to coarsening of carbides (for example, JP-A-9-157745). In the grain-oriented electrical steel sheet containing such an inhibitor, the deterioration of the magnetic properties due to the coarsening of the carbide occurs by holding at 150 ° C. or higher for a long time. For this reason, conventionally, in order to prevent cracking of the steel sheet during cold rolling, the temperature of the steel sheet during coil winding after hot-rolled sheet annealing is set to 100 to 150 ° C., and the coil is placed in a heat retaining or heating box. In general, the temperature is kept at 100 to 150 ° C., and the coil is taken out of the heat retaining or heating box and rolled immediately before rolling.
However, in a grain-oriented electrical steel sheet that does not contain an inhibitor, the magnetic properties are greatly deteriorated in the process as described above.
[0030]
The novel feature of the present invention is that in the production of grain-oriented electrical steel sheets containing no inhibitor, the primary recrystallized structure deteriorates due to precipitation of solute carbon even at low temperatures at which carbide coarsening does not occur. It has been found that the magnetic properties deteriorate due to the above.
[0031]
Next, the reason why the component composition of the slab, which is the raw material, is limited to the above range in the present invention will be described.
C: 0.01-0.08%
If C is less than 0.01%, the effect of improving the primary recrystallization structure is small, and satisfactory magnetic properties cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.08%, the C of the product is reduced to 50 ppm or less where magnetic aging does not occur. Since it becomes difficult to reduce, the C content is limited to a range of 0.01 to 0.08%.
Si: 2.0 to 8.0%
Since Si is an element useful for increasing the electrical resistance of steel and reducing iron loss, it is contained in an amount of 2.0% or more. However, if the content exceeds 8.0%, the workability is remarkably lowered and cold rolling becomes difficult. Therefore, the Si content is limited to the range of 2.0 to 8.0%.
Mn: 0.005 to 3.0%
Mn is an element useful for improving hot workability. However, if the content is less than 0.005%, the effect of addition is poor. On the other hand, if it exceeds 3.0%, the magnetic flux density is lowered. The range is ˜3.0%.
[0032]
Al: Less than 100 ppm, S and Se are 50 ppm or less respectively. Impurity element Al is less than 100 ppm, and S and Se are each reduced to 50 ppm or less, preferably 30 ppm or less. It is indispensable to let you. In addition, it is effective to reduce the iron loss of Ti, Nb, B, Ta, V, etc., which are nitride-forming elements, to 50 ppm or less, respectively, and to ensure good workability.
[0033]
As described above, the essential component and the suppressing component have been described. However, in the present invention, other elements described below can be appropriately contained.
Ni: 0.005 to 1.50%, Sn: 0.01 to 0.50%, Sb: 0.005 to 0.50%, Cu: 0.01 to 1.50%, P: 0.005 to 0.50%, Cr: 0.01 to 1.50%
Ni is a useful element that improves the magnetic properties by improving the hot-rolled sheet structure. However, if the content is less than 0.005%, the amount of improvement in magnetic properties is small. On the other hand, if it exceeds 1.50%, secondary recrystallization becomes unstable and the magnetic properties deteriorate, so the Ni content is set to 0.005 to 1.50%.
Sn, Sb, Cu, P, and Cr are elements useful for improving the iron loss, but if any of them does not satisfy the lower limit of the above range, the effect of improving the iron loss is small, while the upper limit is exceeded. And secondary recrystallized grains are inhibited from development, Sn: 0.01 to 0.50%, Sb: 0.005 to 0.50%, Cu: 0.01 to 1.50%, P: 0.005 to 0.50%, Cr: 0.01 to 1.5% Include in the range.
[0034]
Next, the manufacturing process of the present invention will be described.
The molten steel adjusted to the above preferred component composition is refined by a known method using a converter, an electric furnace, etc., and if necessary, after vacuum treatment, etc., using a normal ingot forming method or continuous casting method Manufacture slabs. Alternatively, a thin cast piece having a thickness of 100 mm or less may be directly produced by using a direct casting method.
The slab is heated and hot-rolled by a normal method, but may be subjected to hot rolling immediately after casting without being heated. In the case of a thin slab, hot rolling may be performed, or the hot rolling may be omitted and the subsequent process may be performed as it is.
In order to reduce the amount of scale generated during slab heating, it is particularly desirable to suppress the slab heating temperature before hot rolling to 1250 ° C. or lower. Also, it is desirable to lower the slab heating temperature in order to realize a uniform sized primary recrystallized structure by making the crystal structure finer and harming the unavoidable effects of inhibitor components.
[0035]
Next, hot-rolled sheet annealing is performed. In order to develop a goth structure on the product plate to a high degree, the hot-rolled sheet annealing temperature is preferably in the range of 800 to 1100 ° C. This is because when the annealing temperature of the hot-rolled sheet is less than 800 ° C, the band structure in the hot-rolling remains and it becomes difficult to realize the primary recrystallized structure of the sized particles, thereby inhibiting the development of secondary recrystallization. On the other hand, when the hot-rolled sheet annealing temperature exceeds 1100 ° C, the unavoidably mixed inhibitor components dissolve and re-precipitate non-uniformly during cooling, making it difficult to achieve a sized primary recrystallized fabric. This is also because the development of secondary recrystallization is inhibited. Further, when the hot-rolled sheet annealing temperature exceeds 1100 ° C., the grain size after hot-rolled sheet annealing is too coarse, which is extremely disadvantageous for realizing a primary recrystallized structure of sized particles.
[0036]
After hot-rolled sheet annealing, it is cooled and wound on a coil. Next, the final sheet thickness is finished by cold rolling, but it is important that the steel plate temperature immediately before cold rolling be 30 ° C or higher and 300 ° C or lower because the steel plate temperature immediately before cold rolling is 30 ° C. If it is less than the above, the steel plate will be cracked by cold rolling and the yield will be greatly degraded.On the other hand, if it exceeds 300 ° C, the cold rolling roll will thermally expand into a drum shape called a heat crown, This is because rolling becomes impossible.
[0037]
In addition, the thermal history of the steel sheet from coil winding after hot-rolled sheet annealing to just before cold rolling is expressed by the following equation (1)
(∫10 ^{(-4300 / T (t) -2.1)} dt) ^0.5 ≤ 2.0 × 10 ^-5 --- (1)
Where t: time from coil winding (s)
T (t): Steel plate temperature at time t (K)
It is important to control within a range that satisfies the above.
This is because if the diffusion distance L of C indicated by the left side of the above equation (1) exceeds 2.0 × 10 ⁻⁵ (cm), the magnetic properties deteriorate due to precipitation of solute C.
[0038]
Here, in order to set the thermal history of the steel sheet from coil winding after hot-rolled sheet annealing to immediately before cold rolling as the thermal history satisfying the above formula (1), the coil after hot-rolled sheet annealing It is necessary that the steel plate temperature at the time of winding is lower than before, desirably 20 ° C. or lower, and the steel plate is rapidly heated and cold-rolled immediately before cold rolling.
As a method for heating the steel plate, a heating device such as induction heating, infrared heating, electric heating, etc. is arranged between the coil payout device (pay-off reel) on the entry side of the rolling mill and the rolling mill to continuously heat the steel plate. It is desirable to do. This is because, in this method, the rate of temperature rise of the steel sheet can be set to about 1 to 100 ° C./s, and as a result, the carbon diffusion distance L to reach a desired temperature can be reduced. It is.
[0039]
Moreover, after hot-rolled sheet annealing, after performing hot-rolled sheet annealing as necessary, in addition to the above-mentioned method of making the product thickness by one cold rolling, it is performed by cold rolling at least twice sandwiching the intermediate annealing A method of finishing to the final thickness can also be applied.
In this case, the steel sheet temperature immediately before the final cold rolling is set to 30 ° C. or higher and 300 ° C. or lower, and the steel sheet between the coil winding after the intermediate annealing before the final cold rolling and immediately before the final cold rolling is performed. Thermal history is expressed by the following formula (1)
(∫10 ^{(-4300 / T (t) -2.1)} dt) ^0.5 ≤ 2.0 × 10 ^-5 (cm) --- (1)
It may be controlled within a range that satisfies
[0040]
Next, the cold-rolled steel sheet having the final finished thickness is subjected to decarburization annealing to reduce C to 50 ppm or less, preferably 30 ppm or less, which does not cause magnetic aging.
Such decarburization annealing is preferably performed at a temperature of 700 to 1000 ° C. using a humid atmosphere. Moreover, you may use together the technique which increases Si amount by the siliconization method after decarburization annealing.
Thereafter, an annealing separator is applied and a final finish annealing is performed to develop a secondary recrystallized structure and to form a forsterite film. The final finish annealing needs to be performed at 800 ° C. or higher for the secondary recrystallization, but the heating rate up to 800 ° C. does not have a great influence on the magnetic properties, and may be under any conditions.
[0041]
Thereafter, flattening annealing is performed to correct the shape.
Then, after the above-described flattening annealing, for the purpose of improving the iron loss, it is advantageous to provide an insulating coating that imparts tension to the steel sheet surface.
Furthermore, it goes without saying that known magnetic domain refinement techniques can be applied.
[0042]
【Example】
Example 1
C: 0.01%, Si: 3.8%, Mn: 0.15%, Al is reduced to 10 ppm, S is reduced to 20 ppm, Se is reduced to 0 ppm, N is reduced to 30 ppm, and the balance is Fe and inevitable impurities A slab was produced from the molten steel by continuous casting. This slab was hot rolled into a hot rolled sheet with a thickness of 2.0 mm without reheating, annealed at 1000 ° C for 1 minute, cooled, and then coiled at the temperature shown in Table 2 Winded up. Then, it changed to the heat history of the steel plate until cold rolling as shown in Table 2, and used for cold rolling.
Table 2 shows the measurement results of the carbon diffusion distance L (cm) from the coil winding to the start of cold rolling and the steel plate temperature just before the start of cold rolling.
[0043]
Next, it was finished into a cold-rolled sheet having a final thickness of 0.25 mm by cold rolling, and after decarburization annealing at 800 ° C. for 2 minutes, MgO was applied, and then finish annealing was performed at 1200 ° C. for 5 hours.
Thereafter, an insulating coating treatment liquid mainly composed of phosphate and silica was applied, followed by annealing for flattening.
The results of examining the magnetic properties of the products thus obtained are also shown in Table 2.
[0044]
[Table 2]

[0045]
As is apparent from the table, the product obtained according to the present invention showed a high magnetic flux density without cracking during cold rolling.
[0046]
Example 2
Contains C: 0.07%, Si: 3.3%, Mn: 0.05%, Cr: 0.08%, Cu: 0.08%, Sb: 0.02%, Al 60 ppm, S 20 ppm, Se 10 ppm, N A slab was produced by continuous casting from molten steel with a composition of Fe and inevitable impurities, the balance being reduced to 55 ppm. The slab was heated to 1200 ° C. and hot rolled to form a hot-rolled sheet having a thickness of 2.5 mm. Then, after the first cold rolling to an intermediate thickness of 1.8 mm and after an intermediate annealing at 900 ° C. for 1 minute, the steel was cooled and wound on a coil at the temperature shown in Table 3. Thereafter, the thermal history of the steel sheet until the second cold rolling was changed variously as shown in Table 3.
Table 3 shows the carbon diffusion distance L (cm) from the coil winding after the intermediate annealing to the start of the final cold rolling and the steel plate temperature just before the start of the second cold rolling.
[0047]
Then, the final sheet thickness is 0.22mm by the second cold rolling, decarburization annealing at 850 ° C for 5 minutes, and then MgO containing 5% TiO ₂ is applied, then finishing at 1200 ° C for 5h. Annealed.
Thereafter, an insulating coating treatment liquid mainly composed of phosphate and silica was applied, followed by annealing for flattening.
The results of examining the magnetic properties of the products thus obtained are also shown in Table 3.
[0048]
[Table 3]

[0049]
As is apparent from the table, the product obtained according to the present invention exhibited a high magnetic flux density without cracking during cold rolling.
[0050]
Example 3
C: 0.05%, Si: 2.5%, Mn: 0.5%, Al is reduced to 90 ppm, S is reduced to 48 ppm, Se is reduced to 3 ppm, N is reduced to 15 ppm, and Ni, Sn, Sb, Cu, Slabs were produced by continuous casting from molten steel containing P and Cr in the ranges shown in Table 4 with the balance being Fe and inevitable impurities. This slab was heated to 1100 ° C. and then hot rolled into a hot rolled sheet having a thickness of 2.5 mm. Next, after annealing the hot-rolled sheet at 850 ° C. for 1 minute, cooling, winding the coil, heating the coil, etc., and changing the thermal history of the steel sheet until cold rolling into two conditions, It was subjected to cold rolling. The carbon diffusion distance L (cm) from coil winding to cold rolling start was 2.0 × 10 ⁻⁵ (Condition I) and 8.2 × 10 ⁻⁴ (Condition II). The steel plate temperature just before the start of cold rolling was 40 ° C.
[0051]
Then, after finishing by cold rolling to a final thickness of 0.35 mm, after decarburization annealing at 800 ° C. for 2 minutes, MgO was applied, and then finish annealing was performed at 1200 ° C. for 5 hours.
Thereafter, an insulating coating treatment liquid mainly composed of phosphate and silica was applied, followed by annealing for flattening.
The results of examining the magnetic properties of the products thus obtained are also shown in Table 4.
[0052]
[Table 4]

[0053]
As is clear from the table, no cracks occurred during cold rolling in any of the products, but a sufficient magnetic flux density was not obtained in the comparative example (Condition II), whereas it was obtained according to the present invention. The obtained product (condition I) has a high magnetic flux density.
[0054]
【The invention's effect】
Thus, according to the present invention, when a grain-oriented electrical steel sheet is produced by a method of generating secondary recrystallization without using an inhibitor, coil winding after annealing before final cold rolling is performed to final cold rolling. By controlling the thermal history of the steel sheet until just before, it is possible to effectively prevent cracking at the edge of the steel sheet in the cold rolling process and improve the product yield, and also improve the magnetic properties. Can do.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 shows the ratio (%) of the grain boundaries around each crystal having various crystal orientations in the primary recrystallization structure of grain-oriented electrical steel sheets, with the grain boundary orientation difference angle being 20 to 45 °. ).

Claims

In mass%, C: 0.01-0.08%, Si: 2.0-8.0% and Mn: 0.005-3.0%, Al is reduced to less than 100 ppm, S and Se are reduced to 50 ppm or less respectively , and the balance is Fe and inevitable The steel slab made of impurities is hot-rolled and subjected to hot-rolled sheet annealing, then finished to the final sheet thickness by one cold rolling, then after decarburization annealing, after applying an annealing separator, the final In the manufacturing method of grain-oriented electrical steel sheet consisting of a series of steps for performing finish annealing,
The thermal history of the steel sheet from coil winding after hot-rolled sheet annealing to just before cold rolling is expressed by the following equation (1)
(∫10 ^{(-4300 / T (t) -2.1)} dt) ^0.5 ≤ 2.0 × 10 ^-5 --- (1)
Where t: time from coil winding (s)
T (t): Steel plate temperature at time t (K)
Controlled in a range satisfying, and method for producing oriented electrical steel sheets towards you and limits the temperature of the steel sheet immediately before cold rolling 30 ° C. or higher 300 ° C. or less.

In mass%, C: 0.01-0.08%, Si: 2.0-8.0% and Mn: 0.005-3.0%, Al is reduced to less than 100 ppm, S and Se are reduced to 50 ppm or less respectively , and the balance is Fe and inevitable Steel slabs made of impurities are hot-rolled and subjected to hot-rolled sheet annealing as necessary, and then finished to the final sheet thickness by two or more cold rollings with intermediate annealing in between, followed by annealing after decarburization annealing. In the method for producing a grain-oriented electrical steel sheet comprising a series of steps for applying a final finishing annealing after applying a separating agent,
The thermal history of the steel sheet from coil winding after intermediate annealing before final cold rolling to just before final cold rolling is expressed by the following equation (1)
(∫10 ^{(-4300 / T (t) -2.1)} dt) ^0.5 ≤ 2.0 × 10 ^-5 --- (1)
Where t: time from coil winding (s)
T (t): Steel plate temperature at time t (K)
Controlled in a range satisfying, and method for producing oriented electrical steel sheets towards you and limits the temperature of the steel sheet immediately before cold rolling 30 ° C. or higher 300 ° C. or less.

The steel slab is further in mass%, Ni: 0.005-1.50%, Sn: 0.01-0.50%, Sb: 0.005-0.50%, Cu: 0.01-1.50%, P: 0.005-0.50% and Cr: 0.01-1.50% one or method for producing oriented electrical steel sheets towards claim 1 or 2, wherein the containing two or more kinds selected from among.