JP7623636B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、低鉄損かつ高磁束密度の方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
方向性電磁鋼板は、変圧器や発電機などの鉄心材料として用いられる軟磁性材料であり、鉄の磁化容易軸である＜００１＞方位が鋼板の圧延方向に高度に揃った結晶組織を有することが特徴である。このような集合組織は、方向性電磁鋼板の製造工程の仕上焼鈍において二次再結晶を起こさせ、ゴス（Ｇｏｓｓ）方位と称される｛１１０｝＜００１＞方位の結晶粒を優先的に巨大成長させることで形成される。
上記の二次再結晶を起こさせるには、インヒビターと呼ばれる微細析出物を使用する技術が一般的に用いられている。たとえば、特許文献１には、インヒビターとしてＭｎＳやＭｎＳｅを使用する方法が、特許文献２にはインヒビターとしてＡｌＮやＭｎＳを使用する方法が開示され、工業的に実用化されている。これらのインヒビターを用いる方法は、１３００℃以上という極めて高温へのスラブ加熱を必要とするが、二次再結晶を安定して発現させる方法としては非常に有効な方法である。
また、これらのインヒビターの働きを強化する技術として、特許文献３には、Ｐｂ，Ｓｂ，ＮｂやＴｅを添加する方法が、特許文献４には、Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，ＣｒおよびＭｏを添加する方法が開示されている。さらに、特許文献５には、鋼素材に酸可溶性Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）を０．０１０～０．０６０％含有させて、スラブ加熱温度を低温に抑え、脱炭焼鈍工程で適正な雰囲気下で窒化処理を施すことで、仕上焼鈍における二次再結晶時に（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを析出させてインヒビターとして用いる方法も提案されている。
一方、インヒビター形成成分を含有しない鋼素材を用いて、ゴス方位粒を二次再結晶により発達させる技術が特許文献６等に開示されている。この技術は、インヒビター形成成分のような不純物を極力排除して、一次再結晶時の結晶粒界が有する粒界エネルギーの粒界方位差角依存性を顕在化させることで、インヒビターを用いずともＧｏｓｓ方位を有する粒を二次再結晶させる技術であり、その効果はテクスチャーインヒビションとも呼ばれている。この方法は、インヒビター形成成分を純化する処理が不要となるため、仕上焼鈍を高温化する必要がないこと、さらに、インヒビターの微細分散が不要であるため、インヒビター形成成分を固溶させるのに不可欠な高温スラブ加熱も不要となるなど、コストや製造面でのメリットが大きい。
また、変圧器の特性を向上するには、無負荷損（エネルギーロス）を低減する必要があり、鉄心となる素材鋼板は低鉄損であることが不可欠である。方向性電磁鋼板における鉄損を低減する手法としては、Ｓｉ含有量の増加、板厚の低減、結晶方位の配向性向上、鋼板への張力付与、鋼板表面の平滑化や二次再結晶組織の細粒化などが有効であることが知られている。
上記手法のうち、二次再結晶粒を細粒化する技術として、脱炭焼鈍時に急速加熱することで一次再結晶集合組織を改善する方法が提案されている。例えば、特許文献７には、熱延板中のＡｌＮとしてのＮ量を２５ｍａｓｓｐｐｍ以下に制限し、かつ、脱炭焼鈍時に加熱速度８０℃／ｓ以上で７００℃以上まで加熱することで、低鉄損の方向性電磁鋼板を得る技術が開示されている。また、特許文献８には、最終板厚まで圧延した冷延板を脱炭焼鈍する際、ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２が０．２以下の非酸化性雰囲気中で、１００℃／ｓ以上で７００℃以上の温度に急速加熱することで、低鉄損の方向性電磁鋼板を得る技術が開示されている。
特公昭５１－０１３４６９号公報 特公昭４０－０１５６４４号公報 特公昭３８－００８２１４号公報 特開昭５２－０２４１１６号公報 特開平０３－００２３２４号公報 特開２０００－１２９３５６号公報 特開平１０－１３０７２９号公報 特開平０７－０６２４３６号公報
しかしながら、上記特許文献７および８に開示された技術では、脱炭焼鈍時に急速加熱することで、鉄損は低減するが、磁束密度も低下するという問題があった。そこで、本発明の目的は、インヒビター形成成分を含有する鋼素材を用いる場合において、脱炭焼鈍時の急速加熱による磁束密度の低下を防止し、もって、低鉄損、高磁束密度の方向性電磁鋼板を製造する方法を提案することにある。
発明者らは、上記脱炭焼鈍時の急速加熱により磁束密度が低下する原因について鋭意検討を行った。その結果、脱炭焼鈍の加熱過程における昇温速度を高める場合には、仕上焼鈍で二次再結晶が起こる温度域を徐加熱し、ゴス方位の結晶粒のみを粒成長させることで、磁束密度の低下を招くことなく、低鉄損化を実現できることを見出し、本発明を開発するに至った。
上記知見に基づく本発明は、Ｃ：０．００２～０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０～８．０ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．００５～１．０ｍａｓｓ％を含有し、さらに、インヒビター形成成分として、下記Ａ群またはＢ群の成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を１３００℃以上１４００℃以下の温度に加熱し、熱間圧延して熱延板とし、該熱延板に熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延して最終板厚の冷延板とし、該冷延板に一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した後、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を施した後、絶縁被膜を被成するにあたり、上記脱炭焼鈍の加熱過程における５００～７００℃間を１００～１０００℃／ｓで急速加熱するとともに、上記仕上焼鈍の加熱過程の８６０～９７０℃の区間において、０．５～４．０℃／ｈｒの昇温速度で少なくとも１０ｈｒ徐加熱する方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。
記
・Ａ群；Ａｌ：０．０１０～０．０５０ｍａｓｓ％およびＮ：０．００３～０．０２０ｍａｓｓ％
・Ｂ群；Ａｌ：０．０１０～０．０５０ｍａｓｓ％およびＮ：０．００３～０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．００３～０．０３０ｍａｓｓ％および／またはＳ：０．００２～０．０３０ｍａｓｓ％
本発明の方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｉ：０．０１～１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１～０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．００５～１．０００ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１０～０．０１００ｍａｓｓ％、Ｔａ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％およびＴｉ：０．００１～０．０１００ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする。
また、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、上記冷間圧延後のいずれかの工程で鋼板表面に圧延方向と交差する方向に溝を形成して磁区細分化処理を施すことを特徴とする。
また、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、上記絶縁被膜を被成した鋼板表面に圧延方向と交差する方向に電子ビームまたはレーザービームを照射して磁区細分化処理を施すことを特徴とする。
本発明によれば、仕上焼鈍における二次再結晶する温度域の昇温速度を適正化し、ゴス方位からずれた結晶粒の二次再結晶を抑制するので、脱炭焼鈍時に急速加熱する場合でも、磁束密度の低下を招くことなく低鉄損の方向性電磁鋼板を製造することが可能となる。
まず、本発明を開発するに至った実験について説明する。
Ｃ：０．０３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０１４ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ａｌ：０．０３８ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１１ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．０２２ｍａｓｓ％およびＳ：０．００９ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成からなる鋼スラブを連続鋳造法で製造した。次いで、該スラブを１３５０℃の温度に加熱した後、熱間圧延して板厚２．４ｍｍの熱延板に仕上げた。次いで、上記熱延板に１１００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、１回目の冷間圧延して１．８ｍｍの中間板厚とし、１０２０℃×１００秒の中間焼鈍を施した後、リバース圧延機で２回目の冷間圧延して最終板厚０．２３ｍｍの冷延板に仕上げた。次いで、上記冷延板に、５０ｖｏｌ％Ｈ２－５０ｖｏｌ％Ｎ２の湿潤雰囲気下で、８８０℃×６０秒の一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した。この際、５００～７００℃間の昇温速度は、３０℃／ｓおよび２００℃／ｓの２水準とした。次いで、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、コイルに巻いた状態の鋼板を、Ｎ２雰囲気下で、２５℃／ｈｒで９００℃まで昇温し、上記温度に２０ｈｒ保持した後、２５℃／ｈｒで９７０℃まで昇温し、さらに、Ｈ２：５０ｖｏｌ％－Ｎ２：５０ｖｏｌ％の混合雰囲気下で２５℃／ｈｒで１１８０℃まで昇温し、Ｈ２雰囲気下で上記温度に５ｈｒ保持して純化処理する仕上焼鈍を施した。
斯くして得た仕上焼鈍後の鋼板から試験片を採取し、鉄損Ｗ１７／５０（５０Ｈｚの周波数で１．７Ｔの励磁を行った場合の鉄損）と磁束密度Ｂ８（磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度）をＪＩＳ Ｃ ２５５０に記載の方法で測定した。なお、試験片は、製品コイルの両端部と中央部の３ヶ所から採取し、最も悪い（高い）鉄損値と最も低い（悪い）磁束密度の値をそのコイルの代表値とした。上記測定の結果を下記表１に示した。脱炭焼鈍加熱過程の５００～７００℃間の昇温速度が２００℃／ｓでは、昇温速度３０℃／ｓと比較して、鉄損値は改善傾向にあるが、磁束密度は逆に低下傾向にあることがわかる。
Figure 0007623636000001
そこで、脱炭焼鈍の加熱過程における５００～７００℃間の昇温速度を２００℃／ｓ（一定）とし、仕上焼鈍の加熱過程における８６０～９７０℃間の昇温速度を表２のように種々に変化させた実験を行い、上記と同様にして鉄損Ｗ１７／５０と磁束密度Ｂ８を測定した。上記測定の結果を下記表２に示した。この結果から、仕上焼鈍の昇温速度には、低鉄損と高磁束密度を両立することができる好適範囲がある、具体的には０．５～４．０℃／ｈｒであることがわかった。
Figure 0007623636000002
上記のように、仕上焼鈍の８６０～９７０℃間の昇温速度を適正化することで、磁束密度の低下を招くことなく、脱炭焼鈍の急速加熱の鉄損低減効果を享受できる理由についてはまだ十分には解明されていないが、発明者らは、以下のように考えている。
脱炭焼鈍の昇温速度を高めると、一次再結晶組織中のゴス方位とその近傍の再結晶粒が増加する。それにより、増加したゴス方位とその近傍の一次再結晶粒が仕上焼鈍において二次再結晶し、細粒化した二次再結晶組織となる。ここで、本発明が提案するように、８６０～９７０℃の温度範囲において０．５～４．０℃／ｈｒで徐加熱した場合には、ゴス方位粒のその近傍粒に対する粒成長性が優位となり、二次再結晶組織の方位先鋭性が高まり、磁束密度Ｂ８が高まる。これに対し、昇温速度が０．５℃／ｈｒ未満では、ゴス方位粒とその近傍粒との粒成長性の差が小さく、二次再結晶組織の方位先鋭性が低下し、一方、昇温速度４．０℃／ｈｒを超えると、ゴス方位とその近傍粒の成長速度がともに大幅に増加し、やはり、二次再結晶組織の方位先鋭性が低下するものと考えている。
本発明は、上記の新規な知見に基づき、開発したものである。
次に、本発明の方向性電磁鋼板の製造に用いる鋼素材（スラブ）の成分組成について説明する。
Ｃ：０．００２～０．１０ｍａｓｓ％
Ｃは、０．００２ｍａｓｓ％未満だと、Ｃによる粒界強化効果が失われ、スラブに割れが生じて、製造時に支障を来たしたり、表面欠陥が発生したりするおそれがある。一方、０．１０ｍａｓｓ％を超えると、脱炭焼鈍時に磁気時効が起こらない０．００５ｍａｓｓ％以下までＣを低減することが困難となる。よって、Ｃは０．００２～０．１０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０１０～０．０８０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓｉ：２．０～８．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼の比抵抗を高めて鉄損を低減するのに必須の成分であり、２．０ｍａｓｓ％未満では上記効果が十分ではなく、一方、８．０ｍａｓｓ％を超えると、加工性が低下し、圧延すること難しくなる。よって、Ｓｉは２．０～８．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは２．５～４．５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：０．００５～１．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼の熱間加工性を改善するであり、０．００５ｍａｓｓ％以上含有させる必要がある。一方、１．０ｍａｓｓ％を超えると、製品板の磁束密度が低下するようになる。よって、Ｍｎは０．００５～１．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０２～０．２０ｍａｓｓ％の範囲である。
上記Ｃ，ＳｉおよびＭｎ以外の成分としては、仕上焼鈍において二次再結晶を発現させるために必要なインヒビター形成成分を含有する必要がある。具体的には、インヒビターとしてＡｌＮ系のインヒビターを利用するときには、ＡｌおよびＮを、それぞれＡｌ：０．０１０～０．０５０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３～０．０２０ｍａｓｓ％の範囲で含有させる必要がある。好ましくは、Ａｌ：０．０１３～０．０２５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００５～０．０１０ｍａｓｓ％の範囲である。また、ＡｌＮ系とＭｎＳ・ＭｎＳｅ系のインヒビターを併用してもよく、その場合には、Ａｌ：０．０１０～０．０５０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３～０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２～０．０３０ｍａｓｓ％および／またはＳｅ：０．００３～０．０３０ｍａｓｓ％を含有させる必要がある。好ましくは、Ａｌ：０．０１３～０．０２５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００５～０．０１０ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００４～０．０１５ｍａｓｓ％および／またはＳｅ：０．００５～０．０２０ｍａｓｓ％の範囲である。それぞれの含有量が、上記下限値より少ないと、インヒビター効果が十分に得られず、一方、上記上限値を超えると、インヒビター形成成分がスラブ加熱時に未固溶のまま残存してインヒビター効果が低減し、二次再結晶が不安定となったり、十分な鉄損特性が得られなくなったりする。
本発明に用いる鋼素材は、上記の成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。ただし、鉄損特性の改善を目的として、上記成分に加えてさらに、Ｎｉ：０．０１～１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１～０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．００５～１．０００ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１０～０．０１００ｍａｓｓ％、Ｔａ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％およびＴｉ：０．００１～０．０１００ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を適宜含有してもよい。
次に、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、上記に説明した成分組成を有する鋼素材（スラブ）を所定の温度に加熱し、熱間圧延して熱延板とし、該熱延板に熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延して最終板厚の冷延板とし、該冷延板に一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施し、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施し、絶縁被膜を被成する一連の工程からなる。以下、具体的に説明する。
上記鋼素材（スラブ）は、通常公知の精錬プロセスで上記成分組成に調整した鋼を溶製し、連続鋳造法または造塊－分塊圧延法で製造することが好ましい。なお、直接鋳造法で、厚さ１００ｍｍ以下の薄スラブを製造してもよい。
次いで、上記鋼スラブは、１３００℃以上１４００℃以下の温度に加熱した後、熱間圧延に供する。上記スラブ加熱温度が１３００℃未満では、インヒビター形成成分が、未固溶のまま残存し、二次再結晶が不安定となったり、十分な磁気特性が得られなくなったりする。一方、１４００℃を超えると、スケールロスが大きくなったり、表面欠陥が発生したりするようになる。好ましくは１３１０～１３７５℃の範囲である。なお、熱間圧延条件については、方向性電磁鋼板の熱延条件として通常の条件で行えばよく、特に制限はない。また、薄スラブの場合は、熱間圧延を省略してもよい。
次いで、上記熱間圧延後の熱延板には、磁気特性を改善するため、熱延板焼鈍を施す。この熱延板焼は、通常公知の条件で行えばよく、特に制限はない。
次いで、上記熱間圧延後の熱延板は、酸洗して脱スケールした後、通常公知の１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚（製品板厚）の冷延板とする。
次いで、上記最終板厚とした冷延板は、一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施し、好ましい一次再結晶組織を得るとともに、鋼板中のＣを磁気時効が起こらない０．００５０ｍａｓｓ％以下に低減する。この際、重要なことは、一次再結晶組織を改善し、二次再結晶粒を細粒化するため、上記脱炭焼鈍の加熱過程における５００℃から７００℃間の昇温速度を１００～１０００℃／ｓとして急速加熱することである。上記昇温速度が１００℃／ｓ未満では、一次再結晶組織に占める二次再結晶の核となるＧｏｓｓ方位粒の数が少なくなり、一方、１０００℃／ｓを超えると、Ｇｏｓｓ方位粒以外の結晶粒の数が増加し、いずれの場合も磁気特性が低下するからである。好ましくは１５０～７００℃／ｓの範囲である。なお、脱炭焼鈍の均熱条件は、脱炭を促進する観点から、湿潤雰囲気下で、８００～９００℃×６０～３００ｓの範囲で行うのが好ましい。
次いで、上記脱炭焼鈍した鋼板は、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布、乾燥した後、コイルに巻き取り、コイル状態のまま仕上焼鈍を施し、二次再結晶させる。この際、上記仕上焼鈍では、ゴス方位の結晶粒を優先的に粒成長させ、ゴス方位からずれた二次再結晶粒の増加を抑制するため、加熱過程における８６０～９７０℃の範囲を０．５～４．０℃／ｈｒで徐加熱することが重要である。上記昇温速度が０．５℃／ｈｒ未満では、二次再結晶組織中でのＧｏｓｓ方位の方位先鋭性が低下し、一方、４．０℃／ｈｒを超えると、Ｇｏｓｓ方位とその近傍粒の成長速度が過度に増加し、二次再結晶粒のＧｏｓｓ方位への集積度が顕著に低下するようになるからである。好ましくは、０．７～２．０℃／ｈｒの範囲である。なお、上記のように０．５～４．０℃／ｈｒで徐加熱する時間は、上記効果を得るためには１０ｈｒ以上確保する必要がある。好ましくは２０ｈｒ以上である。また、徐加熱する区間は、１０ｈｒ以上徐加熱できれば、８６０～９７０℃間の一部としてもよい。また、この区間の雰囲気は、窒素、アルゴン、あるいは、窒素とアルゴンの混合雰囲気とするのが好ましい。
上記徐加熱過程に続いて、鋼板中の不純物を排除するため、１１５０～１２５０℃の温度に昇温したのち、該温度に５～２０ｈｒ保持する純化処理を施す。これにより、鋼板中のＡｌ、Ｎ，ＳおよびＳｅ等のインヒビター形成成分は不純物レベルまで低減される。純化処理時の雰囲気は、水素が好ましいが、必要に応じて、窒素、アルゴンも使用することができる。また、純化処理温度に至るまでの昇温速度は５℃／ｈｒ以上とするのが好ましい。また、その時の雰囲気は、窒素、アルゴンまたは窒素、アルゴンと水素との混合雰囲気とすることができる。
次いで、上記仕上焼鈍後の鋼板は、未反応の焼鈍分離剤を鋼板表面から除去し、平坦化焼鈍を施した後、絶縁被膜を塗布して、製品板とする。上記絶縁被膜は、鉄損を低減する観点から、張力付与型の絶縁被膜とするのが好ましい。
さらに、本発明の無方向性電磁鋼板は、より鉄損を低減する観点から、磁区細分化処理を施すことが好ましい。磁区細分化の方法としては、従来公知の方法を採用することができる。例えば、冷間圧延以降のいずれかの工程で、鋼板表面にエッチング等で圧延方向と交差する方向に連続的または断続的に、かつ、圧延方向に所定の間隔を開けて溝を形成する方法や、絶縁被膜被成後の鋼板表面に、電子ビームやレーザービームを圧延方向と交差する方向に連続的または断続的に、かつ、圧延方向に所定の間隔を開けて照射する方法等を採用することができる。
Ｃ：０．００４ｍａｓｓ％、Ｓｉ：４．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２３ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ａｌ：０．０１５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．００４ｍａｓｓ％およびＳ：０．００５ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成からなる鋼スラブを連続鋳造法で製造した。次いで、該スラブを１３５０℃の温度に加熱した後、熱間圧延して板厚２．４ｍｍの熱延板に仕上げた。次いで、上記熱延板に１１００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、１回目の冷間圧延して１．８ｍｍの中間板厚とし、１０２０℃×１００秒の中間焼鈍を施した後、リバース圧延機で２回目の冷間圧延して最終板厚０．２３ｍｍの冷延板に仕上げた。次いで、上記冷延板に、５０ｖｏｌ％Ｈ２－５０ｖｏｌ％Ｎ２の湿潤雰囲気下で、８８０℃×６０秒の一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した。この際、加熱過程の５００～７００℃間の昇温速度は、７００℃／ｓとした。次いで、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布して、コイルに巻き取った後、該鋼板コイルに仕上焼鈍を施した。この際、仕上焼鈍の加熱過程における８６０～９７０℃間の昇温条件、焼鈍雰囲気を表３のように変化させた。
斯くして得た仕上焼鈍後の鋼板から試験片を採取し、鉄損Ｗ１７／５０（５０Ｈｚの周波数で１．７Ｔの励磁を行った場合の鉄損）と磁束密度Ｂ８（磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度）をＪＩＳ Ｃ ２５５０に記載の方法で測定した。なお、試験片は、製品コイルの両端部と中央部の３ヶ所から採取し、最も高い（悪い）鉄損値と最も低い（悪い）磁束密度の値をそのコイルの代表値とした。上記測定の結果を下記表３に示した。この結果から、仕上焼鈍の８６０～９７０℃の区間の昇温速度が０．５～４．０℃／ｈｒの範囲で、低鉄損かつ高磁束密度の鋼板が得られていることがわかる。
Figure 0007623636000003
表４に示した種々の成分組成の有する鋼スラブを連続鋳造法で製造した。次いで、該スラブを１２００℃の温度に加熱した後、熱間圧延して板厚２．４ｍｍの熱延板に仕上げた。次いで、上記熱延板に１１００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、１回目の冷間圧延で最終板厚０．２３ｍｍの冷延板に仕上げた。次いで、上記冷延板に、５０ｖｏｌ％Ｈ２－５０ｖｏｌ％Ｎ２の湿潤雰囲気下で、８８０℃×６０秒の一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した。この際、加熱過程の５００～７００℃間の昇温速度は、３００℃／ｓとした。次いで、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、コイルに巻いた状態の鋼板に仕上焼鈍を施した。この際、８６０～９７０℃の徐加熱区間の加熱は、Ｎ２雰囲気下で、８８０～９４０℃間を１．０℃／ｈｒの昇温速度で６０ｈｒ徐加熱し、それ以外の温度での昇温速度は１５℃／ｈｒとした。その後、Ｈ２：７５ｖｏｌ％－Ｎ２：２５ｖｏｌ％の混合雰囲気下で２５℃／ｈｒで１１８０℃まで昇温し、Ｈ２雰囲気下で該温度に３０ｈｒ保持する純化処理を施した。
Figure 0007623636000004
斯くして得た仕上焼鈍後の鋼板から試験片を採取し、鉄損Ｗ１７／５０（５０Ｈｚの周波数で１．７Ｔの励磁を行った場合の鉄損）と磁束密度Ｂ８（磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度）をＪＩＳ Ｃ ２５５０に記載の方法で測定した。なお、試験片は、製品コイルの両端部と中央部の３ヶ所から採取し、最も高い（悪い）鉄損値と最も低い（悪い）磁束密度の値をそのコイルの代表値とした。上記測定の結果を表４中に併記した。この結果から、本発明を満たす鋼素材を用い、かつ、本発明に適合する条件を適用することで、低鉄損かつ高磁束密度の方向性電磁鋼板が安定して得られていることがわかる。

Claims (4)

  1. Ｃ：０．００２～０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０～８．０ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．００５～１．０ｍａｓｓ％を含有し、さらに、インヒビター形成成分として、下記Ａ群またはＢ群の成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を１３００℃以上１４００℃以下の温度に加熱し、熱間圧延して熱延板とし、該熱延板に熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延して最終板厚の冷延板とし、該冷延板に一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した後、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を施した後、絶縁被膜を被成するにあたり、上記脱炭焼鈍の加熱過程における５００～７００℃間を１００～１０００℃／ｓで急速加熱するとともに、
    上記仕上焼鈍の加熱過程の８６０～９７０℃の区間において、０．５～４．０℃／ｈｒの昇温速度で昇温することを徐加熱といい、少なくとも９００～９６０℃の区間は前記徐加熱を施す方向性電磁鋼板の製造方法。
    ただし、前記熱延板焼鈍または前記中間焼鈍の、焼鈍後の冷却過程において、８００℃から３００℃までを平均冷却速度２００℃／ｓ以上で急速冷却する場合を除く。
    記
    ・Ａ群；Ａｌ：０．０１０～０．０５０ｍａｓｓ％およびＮ：０．００３～０．０２０ｍａｓｓ％
    ・Ｂ群；Ａｌ：０．０１０～０．０５０ｍａｓｓ％およびＮ：０．００３～０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．００３～０．０３０ｍａｓｓ％および／またはＳ：０．００２～０．０３０ｍａｓｓ％
  2. 上記鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｉ：０．０１～１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１～０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．００５～１．０００ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１０～０．０１００ｍａｓｓ％、Ｔａ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％およびＴｉ：０．００１～０．０１００ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  3. 上記冷間圧延後のいずれかの工程で鋼板表面に圧延方向と交差する方向に溝を形成して磁区細分化処理を施すことを特徴とする請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  4. 上記絶縁被膜を被成した鋼板表面に圧延方向と交差する方向に電子ビームまたはレーザービームを照射して磁区細分化処理を施すことを特徴とする請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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