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技術 鉄板およびその製造方法

出願人 公立大学法人兵庫県立大学
発明者 岡井大祐土井俊哉
出願日 2015年2月20日 (6年2ヶ月経過) 出願番号 2015-032147
公開日 2016年8月25日 (4年8ヶ月経過) 公開番号 2016-153521
状態 特許登録済
技術分野 電磁鋼板の製造 軟質磁性材料
主要キーワード 曲面突起 磁気測定法 材料表 X線回折法 タングステン含有量 無方向性 含有レベル 保持条件
関連する未来課題
重要な関連分野

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図面 (6)

課題

高い生産効率生産でき、板面が{100}面と平行な集合組織を有する鉄板およびその製造方法を提供する。

解決手段

90質量%以上の鉄(Fe)と、0.002質量%以下の炭素(C)と、0.002質量%以下のマンガン(Mn)と、0.002質量%以下のリン(P)と、0.002質量%以下の硫黄(S)と、0.001質量%以下の窒素(N)とを含み、マンガン(Mn)とリン(P)と硫黄(S)と窒素(N)の含有量の合計が0.0056質量%以下であり、面積比で主面の90%以上が{100}面との角度が25°以内であることを特徴とする鉄板である。

概要

背景

鉄板鋼板を含む)を製造する際に、圧延加工等の製造条件により、得られた鉄板に結晶粒方位が特定の方向に配向している集合組織を形成することができる。所定の集合組織を有する鉄板は、例えば、優れた磁気特性および機械的特性のような優れた特性を有している。このような集合組織を用いて所望の特性を得ている鉄板が研究および実用化されている。

板面(主面)が{110}面と平行で、かつ圧延方向と<001>方向が平行になるように結晶粒が配向した{110}<001>集合組織を有する体心立方構造(bcc)の鉄板が、方向性電磁鋼板として実用化され,変圧器などの電気機器鉄心材料として広く用いられている。
さらに、板面が{100}面と平行な集合組織を有する鉄板は、例えば磁気特性等のいくつかの特性について、上述の板面が{110}面と平行な集合組織を有する鉄板よりも優れていることから、板面が{100}面と平行な集合組織を有する鉄板を得る方法が検討されている。

特許文献1は、曲面突起付き曲面ダイスを備えた遊星圧延機を用いて遊星圧延を行った後、二次再結晶焼鈍を行うことにより、板面が{100}面に平行であり、かつ圧延方向と<001>方向が平行である{100}<001>集合組織を有する鉄板を得ることができることを開示している。
特許文献2および3は、一方向に冷間圧延し、さらにこの冷延方向と交叉方向に冷間圧延を行う交差冷間圧延を行った後に、二次再結晶焼鈍を行うことにより、{100}<001>集合組織を有する鉄板を得ることができることを開示している。
特許文献4は、単軸圧縮加工により、板面が結晶粒の{110}面に平行で、かつ特定の方向が優先的に圧延方向と平行となっていない無方向性{100}電磁鋼板板面内結晶軸<001>が回転対称である{100}<0vw>集合組織)の製造方法を開示している。

概要

高い生産効率生産でき、板面が{100}面と平行な集合組織を有する鉄板およびその製造方法を提供する。90質量%以上の鉄(Fe)と、0.002質量%以下の炭素(C)と、0.002質量%以下のマンガン(Mn)と、0.002質量%以下のリン(P)と、0.002質量%以下の硫黄(S)と、0.001質量%以下の窒素(N)とを含み、マンガン(Mn)とリン(P)と硫黄(S)と窒素(N)の含有量の合計が0.0056質量%以下であり、面積比で主面の90%以上が{100}面との角度が25°以内であることを特徴とする鉄板である。

目的

本発明は、このような状況を鑑み為されたものであり、高い生産効率で生産でき、主面が{100}面と平行な集合組織を有する鉄板を提供する

効果

実績

技術文献被引用数
0件
牽制数
0件

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請求項1

90質量%以上の鉄(Fe)と、0.002質量%以下の炭素(C)と、0.002質量%以下のマンガン(Mn)と、0.002質量%以下のリン(P)と、0.002質量%以下の硫黄(S)と、0.001質量%以下の窒素(N)とを含み、マンガン(Mn)とリン(P)と硫黄(S)と窒素(N)の含有量の合計が0.0056質量%以下であり、面積比で主面の90%以上が{100}面との角度が25°以内であることを特徴とする鉄板

請求項2

圧延方向における平均結晶粒径(D)の板厚(t)に対するアスペクト比(D/t)が0.3〜25であり、表面部の<001>方向が無配向であることを特徴とする請求項1に記載の鉄板。

請求項3

99.9質量%以上の鉄(Fe)を含み、残部が不可避的不純物からなり、圧延方向における平均結晶粒径(D)の板厚(t)に対するアスペクト比(D/t)が0.7〜40であり、表面部の<001>方向が無配向であり、面積比で主面の90%以上が{100}面との角度が15°以内であることを特徴とする請求項1に記載の鉄板。

請求項4

99.99質量%以上の鉄(Fe)と、0.002質量%以下の炭素(C)と、0.001質量%以下のマンガン(Mn)と、0.001質量%以下のリン(P)と、0.001質量%以下の硫黄(S)と、0.001質量%以下の窒素(N)と、不可避的不純物とから成り、マンガン(Mn)とリン(P)と硫黄(S)と窒素(N)の含有量の合計が0.0033質量%以下であり、圧延方向における平均結晶粒径(D)の板厚(t)に対するアスペクト比(D/t)が1.1以上50以下であり、面積比で主面の90%以上が{100}面との角度が10°以内であり、表面部の<001>方向が無配向であることを特徴とする請求項1に記載の鉄板。

請求項5

圧延方向における平均結晶粒径(D)の板厚(t)に対するアスペクト比(D/t)が0.3〜500であり、表面部の<001>方向および<011>方向の一方が圧延方向に配向していることを特徴とする請求項1に記載の鉄板。

請求項6

99.9質量%以上の鉄(Fe)を含み、残部が不可避的不純物からなり、圧延方向における平均結晶粒径(D)の板厚(t)に対するアスペクト比(D/t)が0.7〜750であり、表面部の<001>方向および<011>方向の一方が圧延方向に配向し、面積比で主面の90%以上が{100}面との角度が15°以内であることを特徴とする請求項1に記載の鉄板。

請求項7

99.99質量%以上の鉄(Fe)と、0.002質量%以下の炭素(C)と、0.001質量%以下のマンガン(Mn)と、0.001質量%以下のリン(P)と、0.001質量%以下の硫黄(S)と、0.001質量%以下の窒素(N)と、不可避的不純物とから成り、マンガン(Mn)とリン(P)と硫黄(S)と窒素(N)の含有量の合計が0.0033質量%以下であり、平均結晶粒径(D)の板厚(t)に対するアスペクト比(D/t)が1.1以上であり、表面部の<001>方向および<011>方向の一方が圧延方向に配向し、面積比で主面の95%以上が{100}面との角度が10°以内であることを特徴とする請求項1に記載の鉄板。

請求項8

90質量%以上の鉄(Fe)と、0.002質量%以下の炭素(C)と、0.002質量%以下のマンガン(Mn)と、0.002質量%以下のリン(P)と、0.002質量%以下の硫黄(S)と、0.001質量%以下の窒素(N)とを含み、マンガン(Mn)とリン(P)と硫黄(S)と窒素(N)の含有量の合計が0.0056質量%以下であり、面内無配向{100}集合組織を有する鋳造材を準備する工程と、前記鋳造材を圧下率50〜90%で圧延する工程と、前記圧延を行った圧延材酸素分圧1.4×10−3Pa以下で、850℃以上でのトータル時間が8〜41時間となるように加熱する工程と、を含む、請求項1〜4のいずれか1項に記載の鉄板の製造方法。

請求項9

90質量%以上の鉄(Fe)と、0.002質量%以下の炭素(C)と、0.002質量%以下のマンガン(Mn)と、0.002質量%以下のリン(P)と、0.002質量%以下の硫黄(S)と、0.001質量%以下の窒素(N)とを含み、マンガン(Mn)とリン(P)と硫黄(S)と窒素(N)の含有量の合計が0.0056質量%以下であり、面内無配向{100}集合組織、{100}<011>集合組織または{100}<001>集合組織を有する鋳造材を準備する工程と、前記鋳造材を圧下率50〜90%で圧延する工程と、前記圧延を行った圧延材を酸素分圧1.4×10−3Pa以下で、850℃以上でのトータル時間が60時間以上となるように加熱する工程と、を含む、請求項1、5、6および7のいずれか1項に記載の鉄板の製造方法。

請求項10

90質量%以上の鉄(Fe)と、0.002質量%以下の炭素(C)と、0.002質量%以下のマンガン(Mn)と、0.002質量%以下のリン(P)と、0.002質量%以下の硫黄(S)と、0.001質量%以下の窒素(N)とを含み、マンガン(Mn)とリン(P)と硫黄(S)と窒素(N)の含有量の合計が0.0056質量%以下であり、面内無配向{100}集合組織、{100}<011>集合組織または{100}<001>集合組織を有する鋳造材を準備する工程と、前記鋳造材を圧下率90〜95%または95〜98%で圧延する工程と、前記圧延を行った圧延材を酸素分圧1.4×10−3Pa以下で、950℃〜1300℃間の温度で保持した後、900℃〜1000℃の範囲の温度まで冷却し、その温度で保持する熱処理工程と、前記熱処理工程の後、750℃〜850℃の間の温度で再結晶焼鈍または550℃〜650℃の温度で歪取り焼鈍を行う工程と、を含む、請求項1、5、6および7のいずれか1項に記載の鉄板の製造方法。

技術分野

0001

本発明は鉄板およびその製造方法、とりわけ、{100}集合組織を有し、結晶配向性に優れた鉄板およびその製造方法に関する。

背景技術

0002

鉄板(鋼板を含む)を製造する際に、圧延加工等の製造条件により、得られた鉄板に結晶粒方位が特定の方向に配向している集合組織を形成することができる。所定の集合組織を有する鉄板は、例えば、優れた磁気特性および機械的特性のような優れた特性を有している。このような集合組織を用いて所望の特性を得ている鉄板が研究および実用化されている。

0003

板面(主面)が{110}面と平行で、かつ圧延方向と<001>方向が平行になるように結晶粒が配向した{110}<001>集合組織を有する体心立方構造(bcc)の鉄板が、方向性電磁鋼板として実用化され,変圧器などの電気機器鉄心材料として広く用いられている。
さらに、板面が{100}面と平行な集合組織を有する鉄板は、例えば磁気特性等のいくつかの特性について、上述の板面が{110}面と平行な集合組織を有する鉄板よりも優れていることから、板面が{100}面と平行な集合組織を有する鉄板を得る方法が検討されている。

0004

特許文献1は、曲面突起付き曲面ダイスを備えた遊星圧延機を用いて遊星圧延を行った後、二次再結晶焼鈍を行うことにより、板面が{100}面に平行であり、かつ圧延方向と<001>方向が平行である{100}<001>集合組織を有する鉄板を得ることができることを開示している。
特許文献2および3は、一方向に冷間圧延し、さらにこの冷延方向と交叉方向に冷間圧延を行う交差冷間圧延を行った後に、二次再結晶焼鈍を行うことにより、{100}<001>集合組織を有する鉄板を得ることができることを開示している。
特許文献4は、単軸圧縮加工により、板面が結晶粒の{110}面に平行で、かつ特定の方向が優先的に圧延方向と平行となっていない無方向性{100}電磁鋼板板面内結晶軸<001>が回転対称である{100}<0vw>集合組織)の製造方法を開示している。

先行技術

0005

特開平9−003540号公報
特開昭35−2657号公報
特開平1−139722号
国際公開公報WO2011/105609

発明が解決しようとする課題

0006

しかし、特許文献1〜3が開示する圧延方法は、特殊な圧延設備を必要とするうえ、特殊な圧延設備を用いても設備への負荷が大きくかつ生産性が低いという問題があった。このため、{100}<001>集合組織を有する鉄板はほとんど実用化されていない。また、特許文献4が開示する圧延方法も生産性が低いという問題がある。このため、無方向性{100}電磁鋼板もほとんど実用化されていない。

0007

本発明は、このような状況を鑑み為されたものであり、高い生産効率生産でき、主面が{100}面と平行な集合組織を有する鉄板を提供すること、および高い生産効率を有する、主面が{100}面と平行な集合組織を有する鉄板の製造方法を提供することを目的とする。

課題を解決するための手段

0008

本発明の1つの実施形態に係る鉄板は、90質量%以上の鉄(Fe)と、0.002質量%以下の炭素(C)と、0.002質量%以下のマンガン(Mn)と、0.002質量%以下のリン(P)と、0.002質量%以下の硫黄(S)と、0.001質量%以下の窒素(N)とを含み、マンガン(Mn)とリン(P)と硫黄(S)と窒素(N)の含有量の合計が0.0056質量%以下であり、面積比で主面の90%以上が{100}面との角度が25°以内である。

発明の効果

0009

本発明により、高い生産効率で生産可能な、板面が{100}面と平行な集合組織を有する鉄板を提供することができる。また、本発明に係る製造方法を用いることにより、板面が{100}面と平行な集合組織を有する鉄板を高い生産効率で製造することが可能である。

図面の簡単な説明

0010

図1は、{100}<001>集合組織を有する詳細を後述する実施例2のサンプルNo.6の100極点図である。
図2は、{100}<011>集合組織を有する詳細を後述する実施例2のサンプルNo.1の100極点図である。
図3は、面内無配向{100}集合組織を有する詳細を後述する実施例1のサンプルNo.17の100極点図である。
図4は面内無配向{100}集合組織を有する鋳造試料(実施例1のサンプルNo.1)の100極点図を示す。
図5は、{100}<011>集合組織を有する鋳造試料(実施例2のサンプル材料No.8」)の100極点図を示す。

0011

本発明者は鋭意検討した結果、鉄中における固溶限の小さい元素、とりわけ炭素(C)と、マンガン(Mn)と、リン(P)と、硫黄(S)と、窒素(N)の含有量、およびマンガン(Mn)とリン(P)と硫黄(S)と窒素(N)の合計含有量を所定の値以下に抑制し、さらに詳細を後述するように、鋳造条件熱処理条件および圧延条件を適切に選択することにより、通常の圧延設備を用い、高い生産性で板面が{100}面と平行な集合組織を有する鉄板を製造できることを見いだしたものである。
さらに、本発明者は、熱処理条件および圧延条件(必要に応じて鋳造条件も)を変更することで、得られた{100}面と平行な集合組織を有する鉄板において、<001>方向および/または<011>方向の配向性を制御できることを見出したものである。すなわち、<001>方向が無配向である鉄板(<011>方向が無配向である鉄板)、<001>方向が圧延方向と平行な鉄板、<011>方向が圧延方向と平行な鉄板、および<001>方向が圧延方向と平行な部分と<011>方向が圧延方向と平行な部分とを含む鉄板を得ることができることを見出した。

0012

1.用語の定義等
以下に、本発明の詳細について説明するが、その前に幾つかの用語の定義およびその用語で定義される金属組織確認方法を説明する。
(1)結晶面、結晶方位
例えば、{100}で示されるように、結晶面(格子面)はミラー指数により示す。同様に、例えば<001>で示すように結晶方位もミラー指数により示す。
また、例えば、結晶面{hkl}のようにミラー指数をアルファベットで示した場合は、そのアルファベットは任意の数値が入ってよいことを意味する。同様に、例えば結晶方位<uvw>のようにミラー指数をアルファベットで示した場合は、そのアルファベットは任意の数値が入ってよいことを意味する。

0013

(2)集合組織
多結晶体の金属組織であって、多くの結晶粒が特定の方向に配向している組織をいう。圧延材の集合組織においては、圧延材の主面(圧延面)の結晶粒の多くが特定の結晶面と平行となっている。その主面と平行な結晶面をミラー指数で示し、例えば「{100}集合組織」という。すなわち、{100}集合組織とは、圧延材(鉄板)の主面が{100}面と平行である集合組織を意味する。

0014

ただし、{100}集合組織といっても、主面の全面(面積比で100%)が{100}面と平行になっている必要はない。面積比で主面の何パーセントが{100}面と平行であるかにより{100}集合組織の配向度を示すことができる。

0015

また、「主面と{100}面が平行」とは、主面と{100}面が完全に平行な場合だけでなく、25°以内であればよい。この角度範囲を「平行度」という場合がある。この角度が小さく、面積比が大きいほど配向性が高いことを示す。

0016

{100}集合組織において、例えば<001>方向のように、圧延方向に平行に特定の結晶方位が配向している場合、例えば{100}<001>集合組織のように「{100}」の後に、圧延方向に平行に配向している結晶方向を記載する。すなわち、{100}<001>集合組織とは、圧延材(鉄板)の主面(「板面」とも言う)と{100}面とが平行であり、<100>方向が圧延方向と平行に配向している集合組織を意味する。
なお、上述したように<uvw>と表記した場合、アルファベットu、vおよびwは任意の数値であってよいことから、{100}<uvw>集合組織とは、圧延材の主面が{100}面と平行であるが、例えば、<100>方向のような特定の結晶方向が圧延方向に配向していないことを意味する。すなわち、<100>方向が圧延方向に配向していないことは、主面内において<100>方向が無配向(面内無配向{100}集合組織)であることを意味する。
また、圧延方向に平行とは、<100>方向等の特定の方向が圧延方向に完全に平行な場合だけなく、当該特定方向と圧延方向との差が20°以内の場合も含む。

0017

(3){100}<001>集合組織および{100}<011>集合組織
{100}<001>集合組織および{100}<011>集合組織の存在は、例えば、SEMEBSD法(Scanning Electron Microscope −Electron Backsscatter Diffraction)またはX線回折法により100極点図を解析することで確認することができる。

0018

・{100}<001>集合組織
図1は、{100}<001>集合組織を有する詳細を後述する実施例2のサンプルNo.6の100極点図である。図1に示す例では、図中の5箇所の<100>極(極点図の円の中心部1箇所と外周部4箇所)のうち、極点図の円の外周部にある4箇所の{100}極密度最大値P外周(100)<100>maxは、極点図の円の中心部にある{100}極密度の最大値P中心(100)<100>maxの1倍となっている。本明細書においては、このP外周(100)<100>maxとP中心(100)<100>maxとの比、P外周(100)<100>max/P中心(100)<100>maxが0.85〜1.15の範囲にある場合を{100}<001>集合組織を有するとする。すなわち、下記の(1)式を満足する場合、{100}<001>集合組織を有する。

0.85≦P外周(100)<100>max/P中心(100)<100>max≦1.15 (1)

なお、上述のように{100}面が圧延材の主面(圧延面)から25°以内の範囲内で傾斜していてもよいことから、P外周(100)<100>maxおよびP中心(100)<100>maxを示す位置は、NDから20°以内の範囲内にあればよい。
ここで「ND」は、圧延面法線方向(Normal Direction)を意味する。また、図1中に記載のある「RD」は、圧延方向を(Rolling Direction)を意味し、「TD」は、圧延直角方向(板幅方向、Transverse Direction)を意味する。

0019

・{100}<011>集合組織
図2は、{100}<011>集合組織を有する詳細を後述する実施例2のサンプルNo.1の100極点図である。図2に示す例では、図中に示す4箇所(極点図の円周上で、TDとRDを示す直線と円周との交点同士の中間部近傍で極大値を示している4つの部分)における{100}極密度の最大値P外周(100)<110>maxは、極点図の円の中心部にある{100}極密度の最大値P中心(100)<100>maxの1倍(図2では、最大値P外周(100)<110>maxおよびP中心(100)<100>maxが38であるため)となっている。本明細書においては、このP外周(100)<110>maxとP中心(100)<100>maxとの比、P外周(100)<110>max/P中心(100)<110>maxが0.85〜1.15の範囲にある場合を{100}<011>集合組織を有するとする。すなわち、下記の(2)式を満足する場合、{100}<001>集合組織を有する。

0.85≦P外周(100)<110>max/P中心(100)<100>max≦1.15 (2)

なお、上述のように{100}面が圧延材の主面(圧延面)から25°以内の範囲内で傾斜していてもよいことから、P(100)<110>maxおよびP中心(100)<100>maxを示す位置は、それぞれ、NDから20°以内の範囲内にあればよい。

0020

(4)面内無配向{100}集合組織
図3は、面内無配向{100}集合組織を有する詳細を後述する実施例1のサンプルNo.17の100極点図である。
本明細書において、<001>方向が特定の方向に配向せず無配向である、面内無配向{100}集合組織を有するとは、100極点図において、極点図の円の外周部(外周から20°以内)の{100}極密度の最大値P外周(100)の極点図の円の中心部(中心から20°以内)における{100}極密度の最大値P中心(100)に対する比率が0.5以下である場合を言う。すなわち、以下に示す(3)式を満足する場合である。

P外周(100)max/P中心(100)max ≦ 0.6 (3)

なお、好ましくは以下に示す(4)式を満足する。より配向のランダム無配向状態であるからである。

P外周(100)max/P中心(100)max ≦ 0.5 (4)

図3では、図から判るように、P外周(100)maxが11であり、P中心(100)maxが23であることから、(3)式および(4)式を満足している。

0021

(5)鉄板主面と{100}面との平行度および鉄板主面と平行な{100}の面積比
上述したように、本明細書において「主面と{100}面とが平行」は、鉄板の主面(圧延面)と{100}面が完全に平行な場合だけでなく、その間の角度が25°以内であればよい。すなわち、平行度は25°平行度であればよい。
また、上述のように{100}集合組織といっても、主面の全面(面積比で100%)が{100}面と平行になっている必要はない。本願の発明に係る鉄板の{100}集合組織は、面積比で主面の90%以上が{100}面と平行となっている。
このような平行度および主面の面積の何パーセントが{100}に平行であるかは、例えば、SEM−EBSD測定で得たデータをEBSD測定装置付属解析ソフト(例えば、TSL OIMAnalysis)により解析することで求めることができる。

0022

1.{100}集合組織を有する鉄板
以下に、本発明に係る{100}集合組織を有する鉄板の詳細を説明する。
1−1.組成
上述したように、本発明の1つの特徴は、鉄中における固溶限の小さい元素、とりわけ炭素(C)と、マンガン(Mn)と、リン(P)と、硫黄(S)と、窒素(N)の含有量、およびマンガン(Mn)とリン(P)と硫黄(S)と窒素(N)の合計含有量を所定の値以下に抑制することである。これにより、鋳造条件、熱処理条件および圧延条件を適切に選択することにより、通常の圧延設備を用い、高い生産性で板面が{100}面と平行な集合組織を有する鉄板を得ることができる。
以下に組成の詳細を示す。

0023

(1)炭素(C)
炭素の含有量は、0.002質量%以下(0質量%を含む)である。炭素の含有量が0.002質量%を超えると、鉄マトリクスに固溶できない炭素が粒界集まり、加工時の粒界移動の妨げとなり{100}集合組織形成の妨げとなるからである。

0024

(2)マンガン(Mn)
マンガンの含有量は、0.002質量%以下(0質量%を含む概念)である。マンガンの含有量が0.002質量%を超えると、鉄マトリクスに固溶できないマンガンが粒界に集まり、加工時の粒界移動の妨げとなり{100}集合組織形成の妨げとなるからである。
好ましくは、マンガンの含有量は0.001質量%以下(0質量%を含む概念)である。例えば、主面と{100}面との角度差をより小さくできる(平行度を向上できる)等、配向度を向上できるからである。

0025

(3)リン(P)
リンの含有量は、0.002質量%以下(0質量%を含む概念)である。リンの含有量が0.002質量%を超えると、鉄マトリクスに固溶できないリンが粒界に集まり、加工時の粒界移動の妨げとなり{100}集合組織形成の妨げとなるからである。
好ましくは、リンの含有量は0.001質量%以下(0質量%を含む概念)である。例えば、主面と{100}面との平行度を向上できる等、配向度を向上できるからである。

0026

(4)硫黄(S)
硫黄の含有量は、0.002質量%以下(0質量%を含む概念)である。硫黄の含有量が0.002質量%を超えると、鉄マトリクスに固溶できない硫黄が粒界に集まり、加工時の粒界移動の妨げとなり{100}集合組織形成の妨げとなるからである。
好ましくは、硫黄の含有量は0.001質量%以下(0質量%を含む概念)である。例えば、主面と{100}面との平行度を向上できる等、配向度を向上できるからである。

0027

(5)窒素(N)
窒素の含有量は、0.001質量%以下(0質量%を含む)である。窒素の含有量が0.001質量%を超えると、鉄マトリクスに固溶できない窒素が粒界に集まり、加工時の粒界移動の妨げとなり{100}集合組織形成の妨げとなるからである。

0028

(6)マンガン(Mn)とリン(P)と硫黄(S)と窒素(N)の含有量の合計
個々の元素を上記の範囲内とすることに加えて、マンガンとリンと硫黄と窒素の含有量(以下、「A値」という場合がある)の合計を0.0056質量%以下としている。これにより、再結晶過程での粒成長を妨げる元素の総量を抑制することで,より確実に所望の{100}集合組織を得ることができるからである。好ましくは、マンガンとリンと硫黄と窒素の含有量の合計は0.0033質量%以下である。例えば、主面と{100}面との平行度を向上できる等、配向度を向上できるからである。

0029

(7)残部
好ましい、実施形態の1つは、上記元素以外の残部は鉄と不可避的不純物から成る。この場合、鉄の純度を99.9質量%以上とするのが好ましく、99.99質量%以上とすることがより好ましい。配向度を向上できるからである。

0030

しかし、この実施形態に限定されるものでははい。鉄の含有量が90質量%以上である限り、例えば固溶強化による強度向上等、所望の特性を得るように意図的に他の元素を添加してよい。好ましい添加元素として、鉄における固溶限が大きい元素、例えばシリコン(Si)、アルミニウム(Al)およびタングステン(W)を例示できる。
シリコンを含有する場合、シリコン含有量は0.1質量%〜5質量%とすることが好ましい。シリコン含有量が0.1質量%未満だと、シリコン添加の効果を十分に得られない場合があり、シリコン含有量が5質量%を超えると、加工性が悪化し、圧延時に割れを生じる場合があるからである。
アルミニウムを含有する場合、アルミニウム含有量は0.001質量%〜0.3質量%とすることが好ましい。アルミニウム含有量が0.001質量%未満だと、アルミニウム添加の効果を十分に得られない場合があり、アルミニウム含有量が0.3質量%を超えると、再結晶過程での{100}集合組織形成の妨げとなるという問題を生じる場合があるからである。
タングステンを含有する場合、タングステン含有量は0.01質量%〜3質量%とすることが好ましい。タングステン含有量が0.01質量%未満だと、タングステン添加の効果を十分に得られない場合があり、タングステン含有量が3質量%を超えると、再結晶過程での{100}集合組織形成の妨げとなるという問題を生じる場合があるからである。

0031

1−1.集合組織
本願の発明に係る鉄板は上述の組成を有する{100}集合組織を有する。より詳細には、面積比で主面の90%以上が{100}面との角度が25°以内となっている。
そして、詳細を後述するように製造条件を変えることにより、その金属組織を面内{100}集合組織、{100}<001>集合組織もしくは{100}<011>集合組織を有する鉄板、または{100}<001>集合組織および{100}<011>集合組織を有する鉄板を得ることができる。

0032

(1)面内無配向{100}集合組織
本発明に係る1つの実施形態に係る鉄板は、面内無配向{100}集合組織を有する。すなわち、表面部(すなわち、X線回折またはEBSD法により確認できる部分)の<001>方向が無配向である。そして、この面内無配向{100}集合組織は、後述する製造方法により得ることができる。この製造方法を適用の結果、好ましい実施形態の1つにおいて、圧延方向における平均結晶粒径(D)の板厚(t)に対するアスペクト比(D/t)が0.3〜25である。
なお、圧延方向の平均結晶粒径(D)は、例えば、EBSD測定のIPF(Inverse Pole Figure)マップまたは組織の光学顕微鏡観察により測定できる。
より具体的には、圧延材の面内で,粒径が1mm以下の場合,結晶粒が50個〜100個が視野に入る範囲で、また粒径が1mm以上の場合、結晶粒が10個〜40個が視野に入る範囲で結晶粒径の測定を行う。各粒毎に圧延方向の最大長さを測り得られた測定値を平均することで圧延方向の平均結晶粒径を求める。また、圧延方向(RD)と板幅方向(TD)での結晶粒径の異方性が3倍を超えない場合、EBSD解析ソフトTSL OIMAnalysisの平均粒径計算機能から得られる平均結晶粒径を圧延方向の平均粒径として用いる。

0033

面内無配向{100}集合組織を有する鉄板の好ましい実施形態の1つでは、鉄の含有量を99.9質量%以上とし、上述の「1−1.組成」に示すように、炭素とマンガンとリンと硫黄と窒素の量を規制し、残部を不可避的不純物とすることで、面積比で主面の90%以上が{100}面との角度が15°以内と配向度を高くすることができる。そして、アスペクト比(D/t)が0.7〜40である。

0034

また、面内無配向{100}集合組織を有する鉄板の別の好ましい実施形態の1つでは、鉄の含有量を99.99%とし、0.002質量%以下の炭素と、0.001質量%以下のマンガンと、0.001質量%以下のリンと、0.001質量%以下の硫黄と、0.001質量%以下の窒素と、残部を不可避的不純物として、マンガンとリンと硫黄と窒素の含有量の合計が0.0033質量%以下とすることで、面積比で主面の90%以上が{100}面との角度が10°以内と配向度を高くすることができる。そして、アスペクト比(D/t)が1.1以上50以下である。

0035

このような本発明に係る面内無配向{100}集合組織を有する鉄板は、主面が{100}面に平行であり、かつ<001>方向等の結晶軸が特定の方向に配向していないため、磁気特性に優れる。このため、例えば、トランス等に用いた場合、従来の電磁鋼板より鉄損が少なくできる。とりわけ、アスペクト比(D/t)が0.5〜1.7である場合、または結晶粒を300μm以下(例えば、量産性を考慮して200〜300μm以下)である場合、より顕著に優れた磁気特性を得ることができる。

0036

(2){100}<001>集合組織および{100}<011>集合組織
本発明に係る1つの実施形態に係る鉄板は、{100}<001>集合組織および{100}<011>集合組織の一方を有する(2軸配向組織)。すなわち、表面部(すなわち、X線回折またはEBSD法により確認できる部分)の<001>方向および<011>方向の一方が圧延方向に配向している。
そして、{100}<001>集合組織および{100}<011>集合組織の一方を有する鉄板は、後述する製造方法により得ることができる。この製造方法を適用の結果、好ましい実施形態の1つにおいて、アスペクト比(D/t)が0.3〜500、好ましくは0.3〜100となる。

0037

{100}<001>集合組織および{100}<011>集合組織の一方を有する鉄板の好ましい実施形態の1つでは、鉄の含有量を99.9質量%以上とし、上述の「1−1.組成」に示すように、炭素とマンガンとリンと硫黄と窒素の量を規制し、残部を不可避的不純物とすることで、面積比で主面の90%以上が{100}面との角度が15°以内と配向度を高くすることができる。そして、アスペクト比(D/t)が0.7〜750、好ましくは0.7〜130である。

0038

{100}<001>集合組織および{100}<011>集合組織の一方を有する鉄板の別の好ましい実施形態の1つでは、鉄の含有量を99.99%とし、0.002質量%以下の炭素と、0.001質量%以下のマンガンと、0.001質量%以下のリンと、0.001質量%以下の硫黄と、0.001質量%以下の窒素と、残部を不可避的不純物として、マンガンとリンと硫黄と窒素の含有量の合計が0.0033質量%以下とすることで、面積比で主面の90%以上が{100}面との角度が10°以内と配向度を高くすることができる。そして、アスペクト比(D/t)が1.1以上、好ましくは1.1〜150である。

0039

このような本発明に係る、{100}<001>集合組織および{100}<011>集合組織の一方を有する鉄板は、主面が{001}面と平行で且つ、圧延方向等<001>方向または<011>方向が平行であるため、主面において、複数の結晶粒が同じ方向に配向した状態となっている。このため、例えば、YBa2Cu3O7超伝導テープ線材のような基板上に成膜して形成する各種材料の基板として用いることができる。
このような基板として用いる場合、粒径は50μm〜1.2mm以下であることが好ましい粒径が1.2mm以上となるとテープ線材としての基板の強度低下という問題を生じる場合があるからである。

0040

従来は、高価な単結晶基板を用いて製造していた、YBa2Cu3O7超伝導薄膜等の各種のエピタキシャル成長膜を{100}<001>集合組織または{100}<011>集合組織を有する鉄板を用いることで、より安価に大量に製造することが可能となる。

0041

2.{100}集合組織を有する鉄板の製造方法
次に本発明に係る{100}集合組織を有する鉄板の製造方法を説明する。
表1は、製造方法の概略を示しており、「鉄板の集合組織」の欄に示す集合組織を得るために必要な各工程の条件を示している。
これらは得ようとする鉄板の集合組織、圧延の圧下率等により大きく4つに大別できることから、この4つを便宜上、製造方法1〜4とした。

0042

本願発明者は鋭意検討した結果、鋳造およびそれ以降の工程において、主面(中間段階においては圧延時に圧延面となる面)と{111}面とが平行となる{111}集合組織が一旦形成されると、その後の圧延および熱処理等の工程において、この{111}集合組織をなくすことが困難であること、および{211}集合組織も同じく、その後の圧延および熱処理等の工程においてなくすことが困難であることを見いだした。一方、{111}集合組織および{211}集合組織以外の{h11}集合組織および{h10}集合組織については(例えば{100}集合組織および{110}集合組織)、その後の圧延および熱処理等の工程において{100}集合組織とすることができることも見いだした。
この知見をもとに表1に示す。製造方法1〜4にたどり着いたものである。

0043

(*1):必要に応じて適宜実施する工程

0044

以下、表1に基づいて製造方法1〜4について説明する。
本発明に係る面内無配向{100}集合組織を有する鉄板の製造方法である製造方法1においては、鋳造材の時点で{100}集合組織を形成させる。そして、圧延をトータル圧下率50〜90%となるように行った後に第1圧延後熱処理を実施する。この第1圧延後熱処理において、加熱、保持および冷却を含めて、850℃以上の温度に置かれる時間(トータル加熱時間)を41時間以内とすることが重要である。これにより、面内無配向{100}集合組織を有する本発明の鉄板を得ることができる。

0045

本発明に係る{100}<011>集合組織を有する鉄板の製造方法は、表1に示す製造方法2および3の2つある。製造方法2および3のどちらにおいても、用いる鋳造材は、面内無配向{100}集合組織を有するものに限定されず、{100}<011>集合組織と{100}<001>集合組織と有する鋳造材、および{100}<011>集合組織を有する鋳造材を用いてもよい。
製造方法2では、この鋳造材を用いて、トータル圧下率50〜90%となるように第1圧延を行った後に第1圧延後熱処理を実施する。この第1圧延後熱処理において、加熱、保持および冷却を含めて、850℃以上の温度に置かれる時間(トータル加熱時間)を60時間以上とすることが重要である。これにより、{100}<011>集合組織を有する鉄板を得ることができる。
製造方法3では、上述の鋳造材を用いて、トータル圧下率95〜98%で第1圧延を行った後に950℃〜1200℃に保持し、冷却して温度を下げて900℃〜1000℃で保持し、その後750℃〜850℃×10分〜12時間の再結晶焼鈍または550℃〜650℃×1分〜6時間の歪取り焼鈍を行う。
この製造方法2または3を実施することにより、本発明に係る{100}<011>集合組織を有する鉄板を得ることができる。

0046

本発明に係る{100}<001>集合組織を有する鉄板の製造方法4に用いる鋳造材は、面内無配向{100}集合組織を有するものに限定されず、{100}<011>集合組織と{100}<001>集合組織と有する鋳造材、および{100}<001>集合組織を有する鋳造材を用いてもよい。
製造方法4では、この鋳造材を用いて、トータル圧下率90〜95%で第1圧延を行った後に950℃〜1200℃に保持し、冷却して温度を下げて900℃〜1000℃で保持し、その後750℃〜850℃×10分〜12時間の再結晶焼鈍または550℃〜650℃×1分〜6時間の歪取り焼鈍を行う。
この製造方法4を実施することにより、本発明に係る{100}<001>集合組織を有する鉄板を得ることができる。

0047

次に各工程の詳細を順に説明する。
(1)鋳造工程
鋳造は、例えばアルゴンガス中でのアーク溶解既知真空溶解法で、所望の組成(「1−1.組成」で述べた組成)を有する溶湯を得て、鋳造を行う。
本発明に係る鉄板は、上述のように鉄中における固溶限の小さい元素、とりわけ炭素と、マンガンと、リンと、硫黄と、窒素の含有量、およびマンガンとリンと硫黄と窒素の合計含有量を所定の値以下に抑制しているため、用いる溶解原料金属原料)も純度の高いものを用いる。
好ましい、金属原料のうち、鉄について例えば電解鉄のなかでも99.9%以上の純度を有す電解鉄を例示できる。特に得られる鉄板の鉄の含有量を99.99質量%とする場合は、電解鉄のなかでも99.99%以上の純度を有する電解鉄を用いることができる。また、シリコンを添加する場合は、純度6Nのシリコンを用いてよく、アルミニウムを添加する場合は純度4Nのアルミニウムを用いてよく、タングステンを添加する場合は純度3Nのタングステンを用いてよい。

0048

鋳造工程では、得られる鋳造材が、面内無配向{100}集合組織、{100}<011>集合組織と{100}<001>集合組織、{100}<011>集合組織、または{100}<001>集合組織を有するように鋳造する。
鋳造時の冷却速度が遅いと、面内無配向{100}集合組織が得られ、冷却速度が速くなると{100}<011>集合組織と{100}<001>集合組織を両方含み、さらに冷却速度が速くなると{100}<011>集合組織または{100}<001>集合組織を含むようになる。
このため、鋳込開始温度およびインゴットサイズ等(例えば、インゴット厚み)により、冷却速度を調整して所望の鋳造組織を得ている。例えば、鋳込み開始温度を融点よりも60℃以上高くする、または融点から約300℃までの冷却速度を6℃/秒以下とすることで得られた鋳造材は面内無配向{100}集合組織を有する。

0049

鋳造材の集合組織は、X線回折法およびEBSD法による極点図により確認することができる。図4は面内無配向{100}集合組織を有する鋳造試料(実施例1サンプルNo.1)の100極点図を示し、図5は、{100}<011>集合組織を有する鋳造試料(実施例2のサンプルNo.8)の100極点図を示す。
なお、鋳造材において、{100}<011>集合組織を有するとは上述の(2)式を満足することを言い、{100}<001>集合組織を有するとは上述の(1)式を満足することを言う。図5に示す例では、図から判るように、P外周(100)<110>maxが14であり、P中心(100)<100>maxも14であることから、(2)式を満足している。

0050

一方、鋳造材において、面内無配向{100}集合組織を有するとは、上述の(3)式を満足することを言う。
図4においては、P外周(100)maxが5であり,P中心(100)maxが11であることから、式(3)を満足している。

0051

(2)圧延前熱処理
得られた鋳造材は、後述する第1圧延を行う前に熱処理を行うことが好ましい。例えば、インゴットから切り出した圧延用材料表面に導入された歪みを除去できる。また、2次再結晶により、鋳造材の有する{001}集合組織を更に増やすことができる。
圧延前熱処理の条件として850℃〜1200℃の温度で0.5〜3時間保持することを例示できる。
圧延前熱処理は、好ましくは酸素分圧を1.4×10−3Pa以下、より好ましくは4×10−4Pa以下として行う。

0052

(3)第1圧延
次に鋳造材(鋳造材を切り出す等の加工を行い所望のサイズとした材料であってよい)を冷間圧延する。第1圧延におけるトータルの圧下率は、製造方法1および2では50〜90%であり、製造方法3では、95〜98%であり、製造方法4では90〜95%である。第1圧延により導入された結晶方向を回転させて所望の集合組織の形成を図る。そして、結晶の回転状態をトータル圧下率により制御している。製造方法3および4では、大きな圧下率とすることができるため、例えば、厚さ0.1〜0.3mmのような比較的薄い仕上げサイズの鉄板でも1回の圧延工程で製造できるという利点を有している。

0053

このようなトータル圧下率を得るため、通常は複数パスの圧延を行う。1パス毎の圧下率は例えば10%以下としてよい。好ましい圧延条件の1つとして、1パス毎に例えば、0.03mm〜0.05mmの間の厚さのような、一定の減厚を行うことを挙げることができる。複数パスの圧延は、同じ圧延方向で圧延を行う。すなわち、前のパスの圧延方向と直角となる方向を圧延方向とする、または前のパスの圧延方向と反対の方向を圧延とする双方向圧延は行わない。これは、前のパスでの圧延よる結晶粒回転の効果を失わせないためである。圧延速度は任意であってよいが、低速の方が好ましい。効果的に歪みを導入でき、圧延後に実施する熱処理(第1圧延後)の際の二次再結晶駆動力を確実に得ることができるからである。好ましい圧延速度の例として、0.90m/秒〜1.35m/秒を例示できる。

0054

圧延ロールは表面が平滑な超硬ロールを用いることが好ましい。表面が荒いダルロールを用いた場合、圧延材の表面部に深さ10μm程度の転位密度の高い層が形成されるが、超硬ロールを用いるとこの転位密度の高い層の深さを5μm程度に抑制することができるからである。

0055

また、圧延後の材料について、この転位密度の多い組織を除去するとともに表面の酸化膜を除去するために、表面から深さ5〜10μmまでの部分を、例えば電解研磨または酸洗等により除去することが好ましい。

0056

(4)第1圧延後熱処理
次に第1圧延を行った材料(圧延材)に熱処理を施す。
第1圧延後熱処理では、熱処理中に表面に酸化皮膜が形成されると再結晶粒成長を抑制し、所望の集合組織の形成を阻害し{100}面と主面との平行度が低くなってしまう場合があることから酸素分圧を1.4×10−3Pa以下、好ましくは4×10−4Pa以下とする。

0057

製造方法1では、この熱処理時の2次再結晶による粒成長が進みすぎて{100}<011>集合組織が形成されるのを抑制するために、850℃でのトータル加熱時間(加熱時、保持時および冷却時の間に850℃以上の温度となっている時間)を8時間以上41時間以下とする。このような加熱は、例えば、加熱速度および冷却速度を5℃/時間〜25℃/時間、保持950℃〜1250℃×30秒〜1時間の範囲内で条件を適正に選択することで実現できる。
なお、1200℃〜1250℃の間の加熱速度を150℃/時間〜250℃/時間と速くする等、加熱速度および冷却速度を途中で変えてもよい。また、加熱速度と冷却速度は同じであってもよいし、異なっていてもよい。

0058

製造方法2では、熱処理時の2次再結晶を積極的に行わせて、{100}<011>集合組織を発達させることを目的に、850℃でのトータル加熱時間(加熱時、保持時および冷却時の間に850℃以上の温度となっている時間)を60時間以上とする。このような加熱は、例えば、加熱速度および冷却速度を3℃/時間〜10℃/時間、保持950℃〜1200℃×10秒〜5時間の範囲内で条件を適正に選択することで実現できる。
なお、1200℃〜1300℃の間の加熱速度を150℃/時間〜250℃/時間と速くする等、加熱速度および冷却速度を途中で変えてもよい。また、加熱速度と冷却速度は同じであってもよいし、異なっていてもよい。

0059

製造方法3および4では、950℃〜1300℃に加熱保持し、2次再結晶を行った後、900℃〜1000℃の範囲の温度まで冷却し、その温度で保持し再結晶粒をさらに成長させる。その後、750℃〜850℃の間の温度(例えば、750℃〜850℃の間の温度で保持)で再結晶焼鈍(仕上げ焼鈍)するか、または550℃〜650℃の温度(例えば、550℃〜650℃の間の温度で保持)で歪取り焼鈍を行う。

0060

950℃〜1300℃までの加熱速度、特に850℃以降の加熱速度として、3℃/時間〜10℃/時間を例示できる。なお、1200℃〜1300℃の間の加熱速度を150℃/時間〜250℃/時間と速くする等、加熱速度および冷却速度を途中で変えてもよい。また、この温度での保持時間として30秒〜15分を例示できる。
冷却後、900℃〜1000℃の範囲の温度での保持時間として5〜10時間を例示できる。この保持後、再結晶粒焼鈍を行う場合、保持条件として750℃〜850℃×6時間〜24時間を例示できる。一方、歪取り焼鈍を行う場合、保持条件として550℃〜650℃×30秒〜6時間を例示できる。
なお、再結晶粒焼鈍(仕上げ焼鈍)を行うと結晶粒径およびアスペクト比(D/t)を小さくできる。
製造方法3および4では、これにより本願の発明に係る{100}集合組織を有する鉄板を得ることができる。

0061

(5)第2圧延
製造方法1および2では、第1圧延の圧下率が比較的小さいため、例えば得ようとする鉄板の板圧が0.1mm〜0.3mmと比較的薄い場合、仕上げサイズに冷間圧延する第2圧延を行ってよい。
第2圧延は、1パスのみの圧延でもよく複数パスの圧延であってもよい。1パス毎の圧下率は例えば10%以下としてよい。好ましい圧延条件の1つとして、1パス毎に例えば、0.03mm〜0.05mmの間の厚さのような、一定の減厚を行うことを挙げることができる。複数パスの圧延を行う場合、同じ圧延方向で圧延を行う。すなわち、前のパスの圧延方向と直角となる方向を圧延方向とする、または前のパスの圧延方向と反対の方向を圧延とする双方向圧延は行わない。これは、前のパスでの圧延よる結晶粒回転の効果を失わせないためである。圧延速度は任意であってよいが、低速の方が好ましい。効果的に歪みを導入でき、圧延後に実施する熱処理(第1圧延後)の際の二次再結晶の駆動力を確実に得ることができるからである。好ましい圧延速度の例として、0.90m/秒〜1.35m/秒を例示できる。

0062

圧延ロールは表面が平滑な超硬ロールを用いることが好ましい。表面が荒いダルロールを用いた場合、圧延材の表面部に深さ10μm程度の転位密度の高い層が形成されるが、超硬ロールを用いるとこの転位密度の高い層の深さを5μm程度に抑制することができるからである。

0063

また、圧延後の材料について、この転位密度の多い組織を除去するとともに表面の酸化膜を除去するために、表面から深さ5〜10μmまでの部分を、例えば電解研磨または酸洗等により除去することが好ましい。

0064

(6)第2圧延後熱処理
製造方法1および2では、第2圧延を行った後、再結晶粒焼鈍または歪取り焼鈍を行ってよい。また、この再結晶粒焼鈍または歪取り焼鈍は、第2圧延を行わない場合でも第1圧延後熱処理の後に行ってよい。
再結晶粒焼鈍(仕上げ焼鈍)を行うと結晶粒径およびアスペクト比(D/t)を小さくできる。

0065

製造方法1の場合、再結晶粒焼鈍(仕上げ焼鈍)は、700℃〜800℃×30分〜12時間の条件で行う。製造方法2の場合、再結晶粒焼鈍(仕上げ焼鈍)は、750℃〜850℃×30分〜12時間の条件で行う。熱処理中に表面に酸化皮膜が形成されると再結晶粒成長を抑制し、所望の集合組織の形成を阻害し{100}面と主面との平行度が低くなってしまう場合があることから、酸素分圧を好ましくは1.4×10−3Pa以下、より好ましくは4×10−4Pa以下とする。

0066

製造方法1および製造方法2において、歪取り焼鈍は、550℃〜650℃×1分〜6時間の条件で行う。
なお、製造方法2においては、再結晶粒焼鈍または歪取り焼鈍の前に、保持温度950℃〜1200℃、保持時間30分〜2時間、850℃以上でのトータル時間を21時間以上76時間以下の熱処理を行ってよい。この場合、酸素分圧を好ましくは1.4×10−3Pa以下、より好ましくは4×10−4Pa以下とする。

0067

1.面内無配向{100}集合組織
(1)鋳造

0068

表中の下線は本発明に係る製造方法の範囲から外れていることを示す。

0069

(1)鋳造
表2に示す組成を有する鋳造材を得た。表3に鋳造条件を示す。用いる電解鉄を通常純度レベルのもの、3Nレベル高純度のもの、およびより純度の高い4Nレベルのものと使い分けて炭素、マンガン、リン、硫黄および窒素等の含有レベルを変えた。アルゴン雰囲気中においてアーク溶解法により金属原料を溶解し、続いて鋳造を行う、傾角鋳造法により鋳造を行った。所定の組成を有する溶湯を得て、溶湯が鋳込み温度(融点+80℃)に達したら溶湯を鋳型内に注いで鋳造し、インゴットを得た。表3に示すインゴットサイズとし、融点から約300℃までの冷却速度(表3では「冷却速度」と記載)を3℃/秒とした。
得られたインゴットは、表面部に形成されたチル層を除去するべく、表面から少なくとも0.5mm以上除去した部分から、圧延用の試料(鋳造材)を切り出した。得られた圧延用の鋳造材から、EBSD解析により100極点図を得て(EBSD出器装置:TSLソリューソンズ株式会社製TSL OIMData Collection EDS解析ソフト:同社製TSL OIM Analysis)、上述の(3)式を用いて、集合組織を評価した。表3に示すように何れの鋳造材サンプルも面内無配向{100}組織となっていた。

0070

0071

(2)圧延前熱処理
次に真空中で圧延前熱処理を行った。熱処理を行った試料(圧延用鋳造材)の厚さ、保持温度および保持時間、酸素分圧を表4に示す。

0072

0073

(3)第1圧延
次に圧延前熱処理を行ったサンプルを用いて第1圧延を行った。トータル圧下率および圧延後の板厚等の圧延条件を表5に示す。
表5から分かるように圧延速度(圧延ロール周速)は、0.90m/秒とし、1パス毎に減圧量(板厚の減少量)を0.3mmで第1圧延を行った。
なお、圧延は、1パスの圧延を複数回(複数パス)行い、圧延方向を同じ方向とした。
第1圧延後のサンプルは電解研磨を行い、表面を5〜10μm除去した。

0074

0075

(4)第1圧延後熱処理
次に第1圧延後熱処理を行った。表6に第1圧延後熱処理の条件(保持温度×保持時間(表6の「保持温度保持時間」欄)、850℃以上でのトータル加熱時間(表6の「850℃以上加熱時間」欄)および酸素分圧)を示す。「850℃以上加熱時間」については、本発明に係る製造条件から外れる条件に下線を付した。

0076

表中の下線は本発明に係る製造方法の範囲から外れていることを示す。

0077

(5)第2圧延
次に第1圧延後熱処理を行ったサンプルを用いて第2圧延を行った。トータル圧下率、減圧量(圧延1パス毎の減圧量(板厚の減少量)および圧延後の板厚等の圧延条件を表7に示す。
表7から分かるように圧延速度(圧延ロール周速)は、1.35m/秒とし、1パス毎の減圧量(板厚の減少量)を0.03〜0.05mmで第2圧延を行った。
なお、圧延は、1パスの圧延を複数回(複数パス)行い、圧延方向を同じ方向とした。
第2圧延後のサンプルは電解研磨を行い、表面を5〜10μm除去した。

0078

0079

(6)第2圧延後熱処理
第2圧延を行ったサンプルについて、表8に示すように、再結晶焼鈍または歪取り焼鈍を行った。
再結晶粒焼鈍の条件は保持750℃×30分〜8時間であり、歪取り焼鈍の条件は保持600℃×5分〜4時間である。

0080

0081

(8)組織評価結果
得られた各サンプルの集合組織、主面のうち、{100}面との角度差が25°以内である面積の比率(角度差25°以内の{100}面の面積比)、圧延方向における平均結晶粒径(D)の板厚(t)に対するアスペクト比(D/t)を測定した。
集合組織、{100}面との角度が25°以内である主面の面積比(表9の「角度差25℃以内の{100}面の面積比)については、EBSD解析により得られるOIMデータより評価した(EBSD出器装置:TSLソリューソンズ株式会社製TSL OIMData Collection EDS解析ソフト:同社製TSL OIM Analysis)。面内無配向{100}集合組織となっているかは、上述の(3)式を用いて評価した。

0082

圧延材の面内で、粒径が1mm以下の場合、結晶粒が50個〜100個が視野に入る範囲で、また粒径が1mm以上の場合、結晶粒が10個〜40個が視野に入る範囲で光学顕微鏡により結晶粒径の測定を行った。各粒毎に圧延方向の最大長さを測り、得られた測定値を平均することで圧延方向の平均結晶粒径(D)は求めた。また、圧延方向(RD)と板幅方向(TD)での結晶粒径の異方性が3倍を超えない場合、EBSD解析ソフトTSL OIMAnalysisの平均粒径計算機能から得られる平均結晶粒径を圧延方向の平均粒径として用いた。得られた平均結晶粒径(D)を板厚で除してアスペクト比(D/t)を求めた。

0083

得られた結果を表9に示す。表9では、上述の(3)式を満足した場合、すなわち、面内無配向{100}集合組織を有する場合を○とし、(3)式を満足しない場合を「×」とした。

0084

(注):{211}集合組織を有していた。

0085

(9)磁気特性評価結果
得られた、実施例サンプルのうち、サンプルNo.20、21および23については、幅25〜30mm、長さ36mm以上、厚さ約0.2mmの磁気測定用サンプルを切り出した。磁気特性測定用試料の切り出しでは、試料内を貫通する磁束線方向(印加磁場方向)に関連して磁束線方向が圧延方向に対して、0°(平行)と、45°方向になるように切り出した。
これらのサンプルを用いて、単板磁気測定法により、磁束密度B50(L)(T)と磁束密度B50(C)(T)を測定した。測定結果を表10に示す。

B50は磁化力が5000(A/m)における磁束密度(T)を表している。磁束密度B50(L)とB50(C)の値の比は1に近く、各試料では面内での磁束密度が均一である。また磁束密度(B50)は1.50(T)以上と優れた磁気特性を有している。

0086

0087

2.{100}<001>集合組織および{100}<011>集合組織
(1)鋳造

0088

表中の下線は本発明に係る製造方法の範囲から外れていることを示す。

0089

表11に示す組成を有する鋳造材を得た。表12に鋳造条件を示す。用いる電解鉄を通常純度レベルのもの、3Nレベルの高純度のもの、およびより純度の高い4Nレベルのものと使い分けて炭素、マンガン、リン、硫黄および窒素等の含有レベルを変えた。アルゴン雰囲気中においてアーク溶解法により金属原料を溶解し、続いて鋳造を行う、傾角鋳造法により鋳造を行った。所定の組成を有する溶湯を得て、溶湯が表12に示す鋳込み温度に達したら溶湯を鋳型内に注いで鋳造し、インゴットを得た。表12に示すように鋳込み温度およびインゴットサイズ(特に厚さ)を変えることにより融点から約300℃までの冷却速度(表12では「冷却速度」と記載)を3℃/秒または5℃/秒とした。
得られたインゴットは、表面部に形成されたチル層を除去するべく、表面から少なくとも0.5mm以上除去した部分から、圧延用の試料(鋳造材)を切り出した。得られた圧延用の鋳造材から、EBSD解析により100極点図を得て(EBSD出器装置:TSLソリューソンズ株式会社製TSL OIMData Collection EDS解析ソフト:同社製TSL OIM Analysis)、上述の(1)〜(3)式を用いて、集合組織を評価した。表12に示すように何れの鋳造材サンプルも面内無配向{100}組織、{100}<001>集合組織および{100}<011>集合組織のうちのいずれか1つとなっていた。

0090

0091

(3)第1圧延
次に圧延前熱処理を行ったサンプルを用いて第1圧延を行った。トータル圧下率および圧延後の板厚等の圧延条件を表13に示す。
表13から分かるように圧延速度(圧延ロール周速)は、0.90m/秒とし、1パス毎を減圧量(板厚の減少量)は、表13に示すように0.05〜0.3mmとして第1圧延を行った。
なお、圧延は、1パスの圧延を複数回(複数パス)行い、圧延方向を同じ方向とした。
第1圧延後のサンプルは電解研磨を行い、表面を5〜10μm除去した。

0092

0093

(4)第1圧延後熱処理
次に第1圧延後熱処理を行った。表14に第1圧延後熱処理の条件(保持温度×保持時間(表14の「保持温度保持時間」欄)、850℃以上でのトータル加熱時間(表14の「850℃以上加熱時間」欄)および酸素分圧)を示す。「850℃以上加熱時間」および「酸素分圧」については、本発明に係る製造条件下から外れる条件に下線を付した。
なお、サンプルNo.1、15および24は、表1に示す製造方法3に該当するサンプルであり、表14に示すように2つの温度での保持(例えば、サンプルNo.1の場合、1200℃で保持後、950℃で保持)後、再結晶粒焼鈍または歪取り焼鈍を行った。また、サンプルNo.6、10、19、25および29は、表1に示す製造方法4に該当するサンプルであり、表14に示すように2つの温度での保持(例えば、サンプルNo.6の場合、1100℃で保持後、950℃で保持)後、再結晶粒焼鈍または歪取り焼鈍を行った。ここで、再結晶粒焼鈍は、800℃×15分〜10時間の条件で行い、歪取り焼鈍は、600℃×5分〜6時間の条件で行った。

0094

下線は本発明に係る製造方法の範囲から外れていることを示す。

0095

(5)第2圧延
次に第1圧延後熱処理を行ったサンプルの幾つかについ第2圧延を行った。トータル圧下率、減圧量(圧延1パス毎の減圧量(板厚の減少量)および圧延後の板厚等の圧延条件を表15に示す。表15において、空欄となっているサンプルは第2圧延を行っていない 表15から分かるように圧延速度(圧延ロール周速)は、1.35m/秒とし、1パス毎の減圧量(板厚の減少量)を0.03〜0.05mmで第3圧延を行った。
なお、圧延は、1パスの圧延を複数回(複数パス)行い、圧延方向を同じ方向とした。
第2圧延後のサンプルは電解研磨を行い、表面を5〜10μm除去した。

0096

0097

(6)第2圧延後熱処理
第2圧延を行ったサンプルについて、表16に示すように、再結晶焼鈍または歪取り焼鈍を行った(空欄のサンプルは、第2圧延を行っていないサンプル)。
再結晶粒焼鈍の条件は保持800℃×30分〜11時間であり、歪取り焼鈍の条件は保持600℃×1分〜5時間である。

0098

0099

(8)組織評価結果
得られた各サンプルの集合組織、主面のうち、{100}面との角度差が25°以内である面積の比率(角度差25°以内の{100}面の面積比)、圧延方向における平均結晶粒径(D)の板厚(t)に対するアスペクト比(D/t)を測定した。
集合組織、{100}面との角度が25°以内である主面の面積比(表17の「角度差25℃以内の{100}面の面積比)については、EBSD解析により100極点図を得ることにより評価した(EBSD出器装置:TSLソリューソンズ株式会社製TSL OIMData Collection EDS解析ソフト:同社製TSL OIM Analysis)。{100}<001>集合組織または{100}<011>集合組織となっているかは、上述の(1)式および(2)式を用いて評価した。

0100

圧延材の面内で、粒径が1mm以下の場合、結晶粒が50個〜100個が視野に入る範囲で、また粒径が1mm以上の場合、結晶粒が10個〜40個が視野に入る範囲で光学顕微鏡により結晶粒径の測定を行った。各粒毎に圧延方向の最大長さを測り、得られた測定値を平均することで圧延方向の平均結晶粒径(D)は求めた。また、圧延方向(RD)と板幅方向(TD)での結晶粒径の異方性が3倍を超えない場合、EBSD解析ソフトTSL OIMAnalysisの平均粒径計算機能から得られる平均結晶粒径を圧延方向の平均粒径として用いた。得られた平均結晶粒径(D)を板厚で除してアスペクト比(D/t)を求めた。

0101

得られた結果を表17に示す。表17では、{100}<001>集合組織となっている場合(すなわち、(1)式を満足する場合)を「{100}<001>」、{100}<011>集合組織となっている場合(すなわち(2)式を満足する場合)を「{100}<011>」とした。そして、(1)式および(2)式のどちらも満足しない場合は「×」とした。

0102

(注1):{100}<011>集合粗域+{100}<0vw>集合組織
(注2):{211}集合組織

0103

(9)磁気特性評価結果
得られた、実施例サンプルのうち、サンプルNo.21、24および25については、幅25〜30mm、長さ36mm以上、厚さ約0.2mmの磁気測定用サンプルを切り出した。磁気特性測定用試料の切り出しでは,試料内を貫通する磁束線方向(印加磁場方向)に関連して,磁束線方向が圧延方向に対して,0°(平行)と,45°方向になるように切り出した。
これらのサンプルを用いて、単板磁気測定法により、磁束密度B50(L)(T)と磁束密度B50(C)(T)と、圧延方向から45°方向での磁気特性を示す磁束密度B50(L+45°)(T)と、板幅方向から45°方向での磁気特性を示す磁束密度B50(C+45°)(T)とを測定した。測定結果を表18に示す。
各サンプルで圧延方向のB50(L)と板幅方向のB50(C)の比、および圧延方向と45°なす角でのB50(L+45°)と板幅方向と45°なす角でのB50(C+45°)の比が1に近く、また磁束密度(B50)は1.80(T)以上と面内での二方向で優れた磁気特性を有している。

0104

0105

(10)基板としての特性評価
サンプルNo.1および6を基板として、その上にYBa2Cu3O7膜を形成し、形成したYBa2Cu3O7膜の超伝導特性を評価した。
サンプルNo.1および6からW5mm×L15mmサイズの基板を切り出した。サンプルNo.1および6基板上に第一中間層としてCeO2の中間層、第二中間層として二軸配向したイットリア安定化ジルコニア(Y2O3安定化ZrO2:YSZ)、第三中間層としてCeO2の中間層およびYBa2Cu3O7(YBCO)超伝導薄膜をレーザー蒸着法により成膜を行った。40nmの厚さの第一中間層CeO2は4.0×10−2Paの真空雰囲気中で780℃の成膜温度、360nmの厚さの第二中間層YSZは5Paの真空雰囲気中で720℃の成膜温度、30nmの厚さの第三中間層CeO2は4.0×10−2Paの真空雰囲気中で780℃の成膜温度、300nmの厚さのYBCOは,38Paの酸素雰囲気中で790℃の成膜温度で作製した。

0106

YBa2Cu3O7膜の結晶構造および結晶配向性は、X線回折法により評価した。通常のX線回折でのθ/2θ測定によりYBa2Cu3O7膜のc−軸配向性の評価を行い、X線極点図測定によりサンプルNo.1および6の基板および第三中間層CeO2上でのYBCO膜面内配向性の評価を行った。YBa2Cu3O7膜の臨界温度(Tc)および自己磁場中での臨界電流密度(Jc@77K)は直流四端子法により測定した。YBa2Cu3O7膜の超伝導転移にともない電気抵抗の急激な低下が生じる温度をTc,on、ゼロ抵抗になる温度をTc,zeroとした。転移温度幅はΔTc=Tc,on−Tc, zeroとした。評価結果を表19に示す。
サンプルNo.1および6基板を用いて作製したYBa2Cu3O7膜はc−軸配向しており、またYBCO膜はサンプルNo.1および6の基板それぞれの第三中間層CeO2に対して面内二軸配向していた。サンプルNo.1および6基板上のYBa2Cu3O7膜の超伝導特性は,既知の単結晶SrTiO3基板上に成膜されたYBa2Cu3O7膜のTc,zeroおよびΔTcと同等であり、既製品であるNi−W基板上のYBa2Cu3O7膜のJc=約2MA/cm2と同等の特性である。

実施例

0107

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