JP6404356B2 - 軟質高珪素鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、軟質高珪素鋼板に関し、より詳細には、シリコン含量が４％を超える高珪素鋼板であるにもかかわらず延性の性質を保有し、追加の浸珪過程を経ることなく圧延のみによって高いシリコン含量を有する鋼板に製造されることができる軟質高珪素鋼板に関する。

高珪素鋼板は、変圧器、電動機、発電機及びその他の電子機器などの鉄心材料として用いられる鋼板であり、通常、電磁鋼板とも呼ばれている。上記高珪素鋼板に求められる代表的な性質として高い磁束密度と低い鉄損が挙げられる。

磁束密度は単位面積当たりの磁束の数を示すものであり、同一の使用条件で磁束密度が高いほど鉄心の量が少ないため、電気機器の小型化が可能である。また、鉄損は、鉄心が時間的に変化する磁場内に置かれたときに発生するエネルギー損失を意味するものであり、渦電流損失とヒステリシス損失からなる。このうち、渦電流損失は、鉄心に磁場が誘導されるときに発生する渦電流（ｅｄｄｙ ｃｕｒｒｅｎｔ）によって発生する。

シリコンは、このような渦電流損失を減少させるのに効果的な元素であり、電磁鋼板には核心的な元素として添加される。特に、シリコンが６．５％まで添加されると、騒音の原因となる磁歪がほぼ０に減り、透磁率が最大に高まることができる。また、高いシリコン含量は、高周波（例えば、５０Ｈｚ以上、好ましくは、４００Ｈｚ又は１０００Ｈｚなど）で用いられるとき、鉄損を減少させ、使用効率を極大化させることができるという長所がある。したがって、高珪素鋼板は、その性質を考慮すると、インバータとリアクタ、ガスタービン用発電機誘導加熱装置、無停電電源装置のリアクタなどの高付加価値電気機器用として有利に用いられることができる。

このような理由で、鋼板の特性からみると、シリコンはできるだけ多く添加するのがよい。しかし、シリコンが多量に添加されると、加工性が劣化するため、通常、シリコンが３．５重量％以上添加される場合には、通常の方法では冷間圧延が非常に困難になる。

日本特開昭５６−３６２５号公報では、このような問題を克服するために、回転体に溶融体を噴出させて急冷凝固させる方法を提案している。他の方法として、日本特開平５−１７１２８１号公報には、内部に高珪素鋼を入れ、周囲を低珪素鋼でクラッドした鋼材を圧延して製造する方法がある。しかし、このような技術は未だ工業的に実用化されていない。

さらに他の方法として、韓国登録特許公告１０−０３７４２９２号公報などでは、粉末冶金法を利用して高珪素鋼板の代わりに粉末からなる高珪素鋼ブロックを作り、高珪素鋼板の代替材として用いている。上記文献では、純鉄粉末コア、高珪素鋼粉末コア、センダスト粉末コアを複合して用いているが、粉末が有する限界により軟磁性特性は高珪素鋼板より劣る。

鋼板の量産技術として現在用いられる技術としては、日本特公昭３８−２６２６３号公報、日本特公昭４５−２１１８１号公報、日本特開昭６２−２２７０７８号公報に記載されたような化学気相蒸着法（ＣＶＤ）が挙げられるが、これは、約３％のシリコンを含む鋼板を製造した後、その鋼板にＳｉＣｌ_４を利用してシリコンを浸透及び拡散焼鈍させる方法である。上記方法は、鋼板のシリコン含量を低くして加工性を維持したまま加工した後、拡散によってシリコン含量を所望のレベルまで高める技術である。しかし、このような方法は、毒性のあるＳｉＣｌ_４を利用しなければならず、拡散焼鈍に多くの時間がかかり、生産性が落ちるという問題がある。

他に、日本特開平−２９９７０２号公報などには、高珪素鋼板を熱間圧延した後に、冷間圧延せず、例えば、３５０℃以上の温度で温間圧延することにより薄鋼板を製造しようとする実験室的な試みがある。しかし、冷間圧延だけでなく熱間圧延工程にも加工性の問題があり得るため、圧延温度を上げるだけでは鋼板の加工性を確保するのに十分でない。即ち、通常の方法で連続鋳造してスラブを製造すると、熱間圧延温度を確保するためにスラブを再加熱する必要があるが、このような場合には、スラブと表面部と中心部の温度差によってクラックが発生し、再加熱炉から抽出した後熱間圧延するときにも破断が発生しやすい。図１は、シリコンを６．５％含有した高珪素鋼板を１１００℃のアルゴンガス雰囲気で１時間３０分間加熱した後熱間圧延したとき、板が破断する形状を示した写真である。図示のように、高珪素鋼板は、冷間圧延だけでなく熱間圧延時にも板破断の恐れが大きい。したがって、ただ圧延温度を調節するだけでは、鋼板の加工性を制御することが困難である。

本発明は、上述の従来技術の問題点を解決するためのものであり、本発明の一目的としては、４％以下、好ましくは、３．５％以下の比較的低いシリコン含量を有する電磁鋼板の製造方法から大きく外れない製造方法で製造することができる軟質高珪素鋼板を提供することである。

本発明の他の目的としては、磁束密度が高く、鉄損が低い軟質高珪素鋼板を提供することである。

なお、本発明の課題は上述の内容に限定されない。本発明の属する技術分野における通常の技術者であれば、明細書の全般的な内容から、ここに記載されていない本発明の追加の課題を十分に理解することができる。

本発明の一側面による軟質高珪素鋼板は、重量％で、Ｓｉ：４％超〜７％以下、Ｃｒ：１〜２０％及びＢ：０．０１〜０．０５％を含む組成を有することができる。

また、上記高珪素鋼板は、Ｔｏｔａｌ Ａｌ：０．１〜３重量％をさらに含むことができ、ＳｉとＴｏｔａｌ Ａｌの組成の和であるＳｉ＋Ｔｏｔａｌ Ａｌが４．１％超〜７％以下の範囲を有することができる。

本発明の他の側面による軟質高珪素鋼板は、重量％で、Ｓｉ＋Ｔｏｔａｌ Ａｌ：５〜７％、Ｃｒ：１〜２０％及びＢ：０．０１〜０．０５％を含む組成を有することができる。

このとき、これらの鋼板は、Ｍｏ：０．１％以下、Ｎｉ：０．０１％以下、Ｐ：０．０５％以下及びＣｕ：０．０１％以下のうちから選択された１種又は２種以上をさらに含むことができ、不純物として、ＣとＮの含量をそれぞれＣ：０．０５％以下及びＮ：０．０５％以下に制限して含むことができる。

本発明のさらに他の側面による軟質高強度鋼の製造方法は、重量％で、Ｓｉ：４％超〜７％以下、Ｃｒ：１〜２０％を含む組成を有する鋼材を準備する段階と、上記鋼材を８００℃以上の温度で熱間圧延して熱延板を得る段階と、上記熱延板を１５０〜３００℃の温度で冷間圧延する段階と、を含む過程であり得る。

このとき、上記鋼材は、Ｔｏｔａｌ Ａｌ：０．１〜３重量％をさらに含む組成を有することができる。

このとき、上記鋼材は、不純物として、ＣとＮの含量をそれぞれＣ：０．０５％以下及びＮ：０．０５％以下に制限して含むことができる。

また、上記鋼材は、Ｍｏ：０．１％以下、Ｎｉ：０．０１％以下、Ｐ：０．０５％以下及びＣｕ：０．０１％以下のうちから選択された１種又は２種以上をさらに含むことができる。

このとき、上記鋼材は、連続鋳造又はストリップキャスティングによって製造されることができる。

また、上記熱延板は、内部組織の結晶粒サイズが１５０〜２５０μｍであり、加工性に非常に優れる。

鋼板の内部に存在する規則相を減少させて加工性をさらに向上させるために、上記熱延板を得る段階は、熱間圧延後、８００〜１００℃の温度区間を３０℃／秒以上の冷却速度で冷却する過程をさらに含むことが好ましい。

また、その代案として、上記熱延板を得る段階の後、熱延板を８００〜１２００℃の温度で熱処理した後、８００〜１００℃の温度区間を３０℃／秒以上の冷却速度で冷却する過程をさらに含むこともできる。

上述のように、本発明は、その組成を適切に制御することにより、通常の電磁鋼板の製造過程によっても製造可能なシリコン（Ｓｉ）４％超の軟質高珪素鋼板を提供することができる。

また、本発明は、鋼板の内部に存在する規則相の比率を制御することにより、鋼板の製造時、加工性の劣化を防止することができ、浸珪処理のような方法を用いなくても高珪素鋼板を製造することができる。

高珪素鋼を熱間圧延したときに板が破断する現象を観察した写真である。 高珪素鋼において鋼の脆性を引き起こす規則相が生成されることを説明するためのＦｅ−Ｓｉ２元系状態図である。 ５％Ｓｉ−１％Ａｌ鋼板のＣｒ添加量による４００℃と２００℃における均一伸び率を観察した結果を示したグラフであって、左側は４００℃、右側は２００℃における結果を示したグラフである。 クロムを添加していない高珪素鋼板の熱間圧延後の結晶粒サイズと集合組織を観察した結果である。 クロムを添加した高珪素鋼板の熱間圧延後の結晶粒サイズと集合組織を観察した結果である。

以下、本発明を詳細に説明する。

本発明は、シリコン（Ｓｉ）重量基準（以下、添加元素の含量は、特に定めない限り、重量を基準とする）で、４％超の高珪素鋼板を対象とする。上述のように、シリコンが４％を上回る場合には、鋼板の磁束密度と鉄損が飛躍的に向上するだけでなく、高周波鉄心材のような用途で用いるのに非常に適する。但し、シリコン含量が高すぎる場合には加工性が顕著に劣化するため、その含量の上限は７％とする。したがって、本発明の高珪素鋼板は、シリコンを４％超〜７％以下含有する鋼板を意味する。

本発明の発明者らは、上述の本発明の課題を解決するために多様な面から検討した結果、鋼板の添加元素とその組成を適切な範囲に制御する場合には高珪素鋼板を軟質化し、加工性を大きく向上させることができることが確認できた。

鋼板に添加可能な第３の元素としてニッケル（Ｎｉ）、マンガン（Ｍｎ）などを用いる結果に対する報告が一部ある。

例えば、Ｃ．Ａ．Ｃｌａｒｋなどは、「Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ｎｉｃｋｅｌ ｏｎ ｔｈｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｇｒａｉｎ−ｏｒｉｅｎｔｅｄ ｓｉｌｉｃｏｎ−ｉｒｏｎ ａｌｌｏｙｓ」、Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ ｔｈｅ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｉｏｎ ｏｆ Ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ、Ｖｏｌｕｍｅ １１３、Ｉｓｓｕｅ ２、Ｆｅｂｒｕａｒｙ １９６６、３４５−３５１頁で、ニッケルの添加によって得られる効果を報告し、Ｋ．Ｎａｒｉｔａなどは、「Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ｏｒｄｅｒｉｎｇ ｏｎ ｍａｇｎｅｔｉｃ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ６．５−ｐｅｒｃｅｎｔ ｓｉｌｉｃｏｎ−ｉｒｏｎ ａｌｌｏｙ」、ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ、１９７９で、マンガンの添加によって得られる効果を報告している。しかし、これらの文献に記載された追加元素は、冷間圧延によって鋼板を製造することができるほど鋼板の加工性を改善していないため、依然として冷間圧延によって鋼板を製造することは困難であるという問題点がある。

本発明の発明者らは、鋼板の添加元素としてクロム（Ｃｒ）を１〜２０重量％添加することが効果的であることを見出し、本発明に至った。クロムが１重量％以上添加される場合には、次のような理由で、本発明の課題を解決するのに非常に有用である。これは、クロムが鋼板の内部に規則相が形成されることを抑制することができるだけでなく、他にも鋼板のクラック発生の起点の生成を防止することができるためである。

即ち、図２のＦｅ−Ｓｉ２元状態図を参照すると、本発明で対象とするようにシリコンが４％を超えて添加される場合、鋼板の内部には規則相と呼ばれるＢ２、ＤＯ_３相が形成されるが、規則相は鋼板に脆性を引き起こすため、加工性に非常に不利である。不規則相（図２に示されたようにＡ２相）に比べて、次の二つの理由のうち一つ以上の理由で鋼板の脆性を増加させるものと予想される。

規則相内で移動する規則格子転位は交差すべりすることが困難であり、その結果、結晶粒界に応力集中、粒界破壊が起こりやすかったり、２規則合金の粒界構造が特異であり、粒内に比べて粒界に沿って伝播するクラックのエネルギーが低いため、粒界破壊が起こりやすい可能性がある。したがって、高珪素鋼板の脆性を緩和させるためには規則相が生成されないように抑制するのがよく、このためにはクロムを１重量％以上添加するのがよい。１重量％以上のクロムを添加する場合には、常温で不規則相であるＡ２相の比率が増加し、鋼板の脆性を減少させることができる。規則相は転位だけでなく磁区の移動も妨害するため、クロムを添加すると、磁気的特性の向上にも有利である。

しかし、クロムを添加したときには均一伸び率が大きく増加することが分かる。即ち、図３は、シリコン５％、アルミニウム１％を含有する鋼板のクロム含量の変化による均一伸び率の変化を示しており、図示のように、クロム含量が０％の場合には均一伸び率（Ｕ−Ｅｌ）が、４００℃では１０〜１５％、２００℃では１０％内外に過ぎないが、いずれの場合でもクロム含量が増加しながら均一伸び率が増加する。

また、クロムを添加した高珪素鋼は、熱間圧延後の結晶粒サイズを小さく制御する効果を有することができるため、熱間圧延性と冷間圧延（又は温間圧延）性に優れる。図４は、クロムを含有せず、シリコン５．１％、アルミニウム１％を含有する高珪素鋼板の熱間圧延（１１００℃で熱間圧延終了、熱延板の厚さ２．５ｍｍ）後の微細組織を示したものであり、図５は、図４の鋼板と同一のシリコン、アルミニウム含量にクロムを８％添加した鋼の熱間圧延後の微細組織を示したものである。両方の場合のスラブの厚さ、熱間圧延温度及び最終鋼板の厚さは同一である。図面から確認できるように、図４のクロムが添加されていない鋼よりも、図５のクロムが添加された鋼の結晶粒がさらに微細に制御されている。したがって、本発明において１％以上のクロムの添加は、高珪素鋼板の加工性を確保するのに非常に重要である。

また、熱間圧延するために鋳造されたスラブを再加熱する場合には、再加熱温度でファイアライト（Ｆｅ_２ＳｉＯ_４）と呼ばれる低融点酸化物が形成されるが、このような酸化物はスラブの表面と側面を侵食し、クラック発生の起点を形成させやすい。しかし、クロムを本発明で制限する範囲で添加する場合には、ファイアライトの形成を抑制し、クラック発生の起点を大幅に減少させることができる。したがって、クロムを添加しない場合に比べてクラック発生や板破断が起こることなく、熱間圧延して、例えば、１〜３ｍｍの厚さの板を製造することができ、ストリップキャスティング装置と熱間圧延装置を直結して製造する場合には、厚さ０．１ｍｍまでの高珪素薄鋼板を高い生産性を維持しながら製造することができる。

また、高珪素鋼板は、内部に立方体集合組織（ｃｕｂｅ ｔｅｘｔｕｒｅ）と呼ばれる｛１００｝＜００１＞が多く形成されるほど磁気的特性が向上し、クロムを添加する場合には上記立方体集合組織の分率を増加させることができる。

但し、クロム含量が多すぎる場合には、熱間圧延時、エッジクラックが多数発生し、圧延性が悪くなる可能性があるため、上記クロムは２０％以下添加されることが好ましく、１６％以下添加されることがより好ましい。

また、圧延性をさらに向上させるために、ボロンを０．０１〜０．０５％、好ましくは、０．０１〜０．０３％添加する場合には、低い温度で冷間圧延時、素材の加工性をさらに確保し、商業的な生産が可能なレベルの歩留まりを確保することができる。即ち、圧延性を確保するためにはＢを添加し且つ適切なレベルで添加するのがよく、本発明のようにＳｉ含量とＣｒ含量を制御する場合には、上記Ｂの適正含量は０．０１〜０．０５％、好ましくは、０．０１〜０．０３％である。これは、下記のようにＳｉ＋Ａｌ含量を適正範囲に制御する場合にも同様である。

したがって、本発明の一側面による軟質高珪素鋼板は、重量比で、Ｓｉ：４％超〜７％以下、Ｃｒ：１〜２０％及びＢ：０．０１〜０．０５％を含む組成を有することができる。

本発明のさらに他の有利な側面によれば、上記軟質高珪素鋼板は、０．１〜３％のアルミニウム（Ｔｏｔａｌ Ａｌ）をさらに含むことができる。上記アルミニウム（Ｔｏｔａｌ．Ａｌ）が０．１％以上添加される場合には、圧延性の改善に効果的である。但し、過多に添加される場合には逆に圧延性が劣化するため、３％以下添加するのがよい。

また、アルミニウムは、シリコンと共に添加される場合には、シリコンの添加による磁束密度の向上と鉄損の減少などの磁気的特性の改善効果を分担することができ、シリコン添加量を減少させることができる。このような理由で、本発明の一側面によれば、上記シリコンとアルミニウムの添加量の和（Ｓｉ＋Ｔｏｔａｌ Ａｌ）は４％以上であり、他の側面によれば、４．１％超であり、さらに他の側面によれば、５％以上であることがより好ましい。但し、上記Ｓｉ＋Ｔｏｔａｌ Ａｌが７％を超える場合には圧延性が減少する可能性があるため、上記Ｓｉ＋Ｔｏｔａｌ Ａｌの上限は７％とする。

このような効果は、上述のように、クロムを１〜２０％、好ましくは、１〜１６％添加する場合にさらに発揮されることができる。したがって、本発明のさらに他の側面による軟質高珪素鋼板は、シリコンとアルミニウム含量の和（Ｓｉ＋Ｔｏｔａｌ Ａｌ）を５〜７％に制御し、Ｃｒ：１〜２０％、Ｂ：０．０１〜０．０５％を添加する組成を有することを特徴とする。

また、鋼板の磁性を向上させるために、Ｍｏ：０．１％以下、Ｎｉ：０．０１％以下、Ｐ：０．０５％以下及びＣｕ：０．０１％以下のうちから選択された１種又は２種以上をさらに含むことができる。これらの元素を追加する場合には、鋼板の磁気的特性や脆性などが改善されることができる。特に、高珪素電磁鋼板の場合、水素脆性が発生することがあり得るが、０．１％以下のＭｏを添加すると、水素脆性の発生を効果的に抑制することができるという長所がある。

本発明の高珪素鋼の残りの成分は、Ｆｅとその他の製造過程で不可避に混入される不純物である。また、本発明は、本発明の本旨から外れない限り、鉄心材の用途で用いられる鋼板に含まれる添加元素をさらに含むことを特に除外しない。

本発明の鋼板に含まれることができる不純物の非制限的な例としては、Ｃ：０．０５％以下とＮ：０．０５％以下が挙げられる。これらの元素の含量が高まると、鋼材の脆性が悪くなり、圧延性が劣化する可能性があるため、それぞれ０．０５％までの添加のみを許容することが好ましい。

本発明の高珪素鋼板は、立方体集合組織の比率が面積を基準に１３〜２５％程度であり得る。これは、高いシリコン及びクロムの添加などによって達成されることができるものであり、従来の鋼板の立方体集合組織の比率が１２％又はそれ以下である点に照らしてみると、本発明の高珪素鋼板は非常に優れた磁気的特性を示すことが分かる。

上述の本発明の有利な軟質高珪素鋼板は、熱間圧延及び冷間圧延又は熱間圧延及び低温温間圧延を含む工程により製造されることができる。このような工程により製造される場合であればその詳細な条件は特に制限されず、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者であれば、本発明の高珪素鋼板の有利な条件を参考して本発明の高珪素鋼板を得ることに特に困難がない。

但し、本発明の発明者によって導出された一つの有利な製造条件を説明すると、次の通りである。

スラブ熱間圧延温度：８００℃以上
熱間圧延は、鋼板の厚さを１次調整する役割を行うだけでなく、鋼板の組織を微細に改善する効果があり、後続の冷間圧延や温間圧延を容易にすることができる。このとき、スラブ熱間圧延温度は８００℃以上に設定することが好ましい。それより低い温度では規則相が生成されやすいため、８００℃未満の温度で圧延を行う場合には鋼板の脆性が強くなり、破壊が起こる恐れがある。熱間圧延温度の上限は、高珪素鋼板の通常の熱間圧延温度範囲であれば特に制限されないが、一つの非制限的な例を挙げると、均一なスラブ加熱と表面品質の制御のために熱間圧延温度を１２００℃以下とすることができる。

上述の熱間圧延は、鋳造後スラブが冷却される前に再加熱せずすぐに行うこともでき、冷却されたスラブを再加熱して行うこともできるが、再加熱によるファイアライトの生成を防止するためには、鋳造後冷却されていない熱間のスラブに対してすぐに行うのがよりよい。また、スラブを再加熱する場合には、必ずしもこれに制限されるものではないが、凝固後の鋳片の表面温度が７００℃未満に減少しなかった時点で再加熱することが好ましい。また、一つの好ましい具現例では、鋳造によってスラブを製造せず、ストリップキャスティングによって薄鋼板を鋳造した後、鋳造段階の後に直結される熱間圧延工程により熱間圧延する方法を採用することもできる。ストリップキャスティングは、相互反対方向に回転する一対のロールの間（双ロール法）又は回転する一つのロールの表面（単ロール法）に溶鋼を注入し、溶鋼が薄鋼板に鋳造されるようにする技術（他にも単一ベルト法などがある）であり、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者であればその実施に特に困難がない。但し、このような場合にも、上記熱間圧延温度は８００℃以上に制限することが好ましい。

また、上記熱間圧延によって得られる鋼板（熱延板）の厚さは３ｍｍ以下であることが好ましい。熱延板の厚さが厚すぎる場合には、後続の冷間圧延又は温間圧延時、鋼板の圧下量が大きくなり、板破断などの問題が発生する可能性がある。熱延板の厚さが薄くても本発明を具現することには特に問題がないため、熱延板の厚さの下限を特に定めない。但し、熱延板の厚さを非常に薄くする場合には、圧延負荷が大きくなり、熱延板の破断やクラックなどの問題が発生する可能性があるため、必ずしもこれに限定されるものではないが、上記熱延板の厚さの下限を２ｍｍとしてもよい。特に、ストリップキャスティングによって鋼板を製造する場合には、鋼板の厚さの下限は１．０ｍｍまで減少し得る。但し、熱間圧延技術が改善される場合には上記熱延板の厚さの下限はさらに減少し得るため、必ずしも上述の範囲に熱延板の厚さを制限するものではない。

上述の過程により製造された熱延鋼板は、結晶粒サイズが１５０〜２５０μｍであり、通常の熱延鋼板に比べて優れた加工性を有するため、後続の冷間圧延時、良好な加工性を有して圧延されることができる。従来の高珪素熱延鋼板が５００μｍ以上の結晶粒サイズを有することを考慮すると、本発明の熱延鋼板は非常に微細なサイズの結晶粒を有することが分かる。

冷間圧延：１５０〜３００℃
本発明の鋼板の組成は従来技術に比べて鋼板の加工性を向上させることができるため、熱間圧延後の圧延温度を３００℃以下、好ましくは、２５０℃以下として鋼板を製造することができる。但し、圧延温度が低すぎる場合には鋼板の破断が起こる可能性があるため、その温度の下限は１５０℃とする。

上記冷間圧延によって製造される鋼板は、求められる最終製品の特性によって０．１〜０．５ｍｍの厚さを有することができる。

したがって、本発明の軟質高珪素鋼板の製造方法は、上述の組成のスラブを準備する段階と、上記スラブを８００℃以上の温度で熱間圧延して熱延板を得る段階と、上記熱延板を冷間圧延して最終厚さの鋼板を得る段階と、を含む。

このとき、上記冷間圧延は、熱間圧延後すぐに行われることもできるが、磁気的特性に有利な集合組織を発達させ、結晶粒サイズを制御し、規則相の比率を減少させて加工性をさらに向上させるためには、熱処理後に行われるのがよりよい。したがって、本発明の一つの有利な側面によれば、上記熱間圧延と冷間圧延の間には熱処理過程がさらに含まれることができる。

熱処理温度：８００〜１２００℃
熱間圧延された鋼板は、内部に規則相が多量に形成されており、そのまま冷間圧延又は低温温間圧延する場合には板割れなどが発生し、圧延性が非常に悪くなる可能性がある。したがって、本発明の一つの好ましい具現例では、冷間圧延又は温間圧延前に８００℃以上の温度で熱処理する過程が含まれることができる。８００℃以上の熱処理温度は、相変態によって鋼板の内部に存在する規則相を除去するためのものである。但し、熱処理温度が高すぎる場合にはエネルギーコストが増加し、鋼板の表面にスケールが増加するなどの問題があり得るため、その温度の上限を１２００℃とする。より好ましい熱処理温度は９００〜１２００℃である。

熱処理時の雰囲気
上記熱処理時、鋼板の表面にスケールが発生すると、圧延性が劣化する可能性があるため、できるだけスケールが発生しない非酸化性雰囲気で熱処理を行うことが好ましい。したがって、上記熱処理時の雰囲気ガスとしては、窒素、アルゴン又は窒素とアルゴンの混合ガスからなる不活性ガス又は上記ガスに３５体積分率（％）未満の水素ガスを含む還元性ガスを用いることができる。

熱処理後冷却：８００℃から１００℃までの区間を含む温度区間を３０℃／秒以上の冷却速度で冷却
上述の温度に加熱された高温の鋼板の内部には規則相が除去されているが、熱処理後徐冷する場合には再び規則相が形成される可能性があるため、規則相の形成を抑制するために３０℃／秒以上の冷却速度で冷却する必要がある。冷却速度が高ければ高いほどよいため、冷却速度の上限は特に定めず、例えば、鋼板をクエンチング（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）して冷却することもできる。但し、冷却が８００℃未満の温度で開始されたり１００℃超の温度で中止される場合には規則相が多量に形成される恐れがあるため、上記冷却区間は８００℃から１００℃までの区間を含むことが好ましい。但し、本冷却条件は、鋼板の加工性（圧延性）をより改善するためのものであり、本発明の組成範囲に該当する鋼板のすべての組成範囲において必ずしも必須のものではない。本発明の組成を有する鋼板の大部分は、Ｃｒの添加によって加工性を相当に改善した結果、空冷などの比較的低い冷却速度で冷却されても後続の冷間圧延工程で圧延が可能である。

上述のように、上記熱処理及び冷却過程は、冷間圧延又は温間圧延前に規則相の生成を抑制するために含まれる過程である。上述の熱処理過程を行わない場合には、熱間圧延を終了し、８００℃以上の温度から１００℃以下の温度まで３０℃／秒以上の冷却速度で急冷する過程を代わりに行うこともできる。冷却速度の上限は、熱処理後冷却と同様に特に制限しない。但し、鋼板の組織を効果的に制御するためには熱処理するのがよりよい。

鋼板を冷間圧延又は温間圧延した後には通常の方法で最終焼鈍することができる。最終焼鈍は９００〜１２００℃の温度範囲で行うことが好ましい。即ち、立方体集合組織の比率を増加させるためには、上記最終焼鈍を９００℃以上の温度で行うのがよい。但し、温度が１２００℃を超えると、その効果が飽和し、エネルギーコストも増加するため、上記最終焼鈍温度の上限は１２００℃とする。

なお、本明細書に特に記載されていない製造条件は通常の製造条件に準じて適用されることができ、通常利用される過程が新たに追加されることもできる。

以下、実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。但し、後述の実施例は、本発明を例示して具体化するためのものであり、本発明の権利範囲を制限するためのものではない。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項とここから合理的に類推される事項によって決定される。

（実施例）
「実施例１」
下記表１に示す組成で電磁鋼板鋳片を鋳造した。表に示されていない不純物のうち主要成分はＣ、Ｎであり、それぞれ０．００５％、０．００３３％に制御された。その後、上記鋳片を１１００℃で１時間加熱した後、１０５０℃の温度で熱間圧延を開始し、８５０℃で終了した。熱間圧延によって厚さ３０ｍｍの鋳片が２．５ｍｍの熱延板に圧延された。熱間圧延された珪素鋼板を１０００℃で５分間、水素２０体積％、窒素８０体積％の雰囲気で熱処理した後、常温まで空冷し、熱処理された熱延板を得た。その後、上記熱延板を酸洗し、表面酸化層を除去した。上記熱延板に対して４００℃と１５０℃の温度でそれぞれ０．２ｍｍの最終厚さで冷間（温間）圧延を行った。

それぞれの場合に対して圧延時の圧延性を評価し、表１に共に示した。表において、ｉ）最終厚さに到達しておらず、板が破断した場合を「破断」、ｉｉ）最終厚さに到達したが、長さ１ｃｍ以上のクラックが圧延板に発生した場合を「不良」、ｉｉｉ）１ｃｍ未満の微細クラックが発生した場合を「普通」、ｉｖ）最終圧延板にクラックが発生しない場合を「優秀」に区分して表記した。

上記表１から確認できるように、比較例２のようにＳｉ含量が多すぎる場合には、ＣｒとＢを一定のレベル以上添加したにもかかわらず、４００℃と１５０℃の圧延ですべて板破断が起こった。また、比較例３は、Ｃｒ含量が本発明で規定する範囲に達していないものであり、規則相の生成を十分に防止していないため、圧延性が良好でない。比較例４は、Ｃｒ含量が多すぎるものであり、圧延性が不良である。比較例５は、Ａｌを、本発明で規定する範囲を超えて添加したものであり、これも板破断の原因として作用した。比較例６は、Ｂ含量が足りないものであり、４００℃における圧延性は普通であるが、１５０℃では不良である。したがって、Ｂも圧延性を確保するのに必要な元素であることが確認できた。但し、Ｂが多すぎる場合（比較例７）には、逆に圧延性が悪化し、４００℃でも不良であると判定された。

しかし、本発明の条件を満たす発明例は、４００℃ではすべて優れた圧延性を示しており、本発明の一つの具現例による冷間圧延温度である１５０℃の低温でも普通以上の圧延性を示している（クラックサイズは約０．２ｃｍ以下である）。特に、発明例１及び２は、Ａｌを実質的に添加していないものである。

「実施例２」
実施例１と同一の方式で０．２ｍｍの厚さまで圧延に成功した場合の鋼板に対して、最終磁性を具現するために、１０００℃で１０分間、水素２０体積％、窒素８０体積％、露点−１０℃の乾燥雰囲気で焼鈍した後、磁性を測定し、その結果を下記表２に示した。また、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）のＥＢＳＤ装備を利用して熱間圧延板の＜１００＞｛００１｝集合組織（いわゆる立方体組織）の分率を表２で比較分析した。熱間圧延板（熱延板）の立方体組織の比率は、最終板の磁気的性質に大きな影響を及ぼす。上記＜１００＞｛００１｝集合組織の分率が高くなるにつれて磁気的特性が向上することができる。

上述のように、Ｓｉ含量が低い比較例８は、発明例に比べて鉄損が非常に高いことが分かる。鉄損が高いほどエネルギー損失が大きいため、電磁鋼板に適さない。これに比べて、本発明の組成条件を満たす発明例はすべて優れた鉄損値を示している。特に、本発明の条件による発明例は、１０００Ｈｚの高周波でも低い鉄損値を示しているため、高周波鉄心材として用いるのに適することが確認できた。

「実施例３」
重量％で、Ｓｉ：５％、Ａｌ：１％、Ｃｒ：１２％、Ｃ：０．００２％、Ｎ：０．００３％を含有した珪素鋼合金を、垂直型双ロールストリップキャスタ（ｓｔｒｉｐ ｃａｓｔｅｒ）を利用して厚さ２．０ｍｍに鋳造した。ストリップキャストに連結された熱間圧延機を利用して、厚さ２．０ｍｍに鋳造された板を１．０ｍｍに熱間圧延した。熱間圧延時の熱間圧延開始温度は１０００℃であり、終了温度は８５０℃であった。熱間圧延された高珪素鋼板を１０００℃で５分間、水素２０体積％、窒素８０体積％の雰囲気で加熱した後、冷却した。冷却時、８００〜１００℃の区間の冷却速度を１００℃／秒と１０℃／秒の二つにし、冷却された鋼板を塩酸液で酸洗して表面の酸化層を除去した後、１５０℃の温度で温間圧延した。冷却速度に関係なく、両方の場合とも０．１ｍｍの厚さまで圧延が可能であったが、冷却速度が１００℃／秒の場合は圧延性がより良好である。これは、Ｃｒの添加によって規則相を抑制することにより、圧延性を根本的に改善し、冷却過程で規則相の発生を最大限に抑制したためである。

Claims (10)

1. 重量％で、Ｓｉ：４％超〜７％以下、Ｃｒ：１〜２０％、Ｂ：０．０１１〜０．０４８％、Ｃ：０．０５％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｔｏｔａｌ Ａｌ：０．１〜３重量％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる組成を有し、立方体集合組織を面積基準で１３〜２５％含む、軟質高珪素鋼板。
2. Ｓｉ＋Ｔｏｔａｌ Ａｌ：４．１％超〜７％以下の範囲を満たす、請求項１に記載の軟質高珪素鋼板。
3. Ｍｏ：０．１％以下、Ｎｉ：０．０１％以下、Ｐ：０．０５％以下及びＣｕ：０．０１％以下のうちから選択された１種又は２種以上をさらに含む、請求項１又は２に記載の軟質高珪素鋼板。
4. 重量％で、Ｓｉ：４％超〜７％以下、Ｃｒ：１〜２０％、Ｂ：０．０１１〜０．０４８％、Ｃ：０．０５％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｔｏｔａｌ Ａｌ：０．１〜３重量％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる組成を有する鋼材を準備する段階と、
   前記鋼材を８００℃以上の温度で熱間圧延して熱延板を得る段階と、
   前記熱延板を１５０〜３００℃の温度で冷間圧延する段階と、を含み、
   立方体集合組織を面積基準で１３〜２５％含む軟質高珪素鋼板を製造する、軟質高珪素鋼板の製造方法。
5. Ｓｉ＋Ｔｏｔａｌ Ａｌ：４．１％超〜７％以下の範囲を満たす、請求項４に記載の軟質高珪素鋼板の製造方法。
6. 前記鋼材は、Ｍｏ：０．１％以下、Ｎｉ：０．０１％以下、Ｐ：０．０５％以下及びＣｕ：０．０１％以下のうちから選択された１種又は２種以上をさらに含む、請求項４又は５に記載の軟質高珪素鋼板の製造方法。
7. 前記鋼材は、連続鋳造又はストリップキャスティングによって製造される、請求項４又は５に記載の軟質高珪素鋼板の製造方法。
8. 前記熱延板の内部組織の結晶粒サイズが１５０〜２５０μｍである、請求項４又は５に記載の軟質高珪素鋼板の製造方法。
9. 前記熱延板を得る段階は、熱間圧延後、８００〜１００℃の温度区間を３０℃／秒以上の冷却速度で冷却する過程をさらに含む、請求項４又は５に記載の軟質高珪素鋼板の製造方法。
10. 前記熱延板を得る段階の後、熱延板を８００〜１２００℃の温度で熱処理した後、８００〜１００℃の温度区間を３０℃／秒以上の冷却速度で冷却する過程をさらに含む、請求項４又は５に記載の軟質高珪素鋼板の製造方法。

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