WO2014017589A1 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

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之啓 新垣
渡辺　誠
龍一 末廣
高宮　俊人
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Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet, and more specifically to a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet with low iron loss and small variation.
  • Electrical steel sheets are soft magnetic materials that are widely used as iron cores for transformers and motors.
  • grain oriented electrical steel sheets are highly integrated in the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation, in which the crystal orientation is called the Goss orientation, Because of its excellent magnetic properties, it is mainly used for iron cores of large transformers.
  • iron loss can be reduced by increasing the Si content, reducing the thickness, improving the orientation of the crystal orientation, imparting tension to the steel sheet, smoothing the steel sheet surface, and secondary recrystallization. It is known that finer structure is effective.
  • the primary recrystallized texture can be obtained by rapid heating at the time of decarburization annealing or by performing a heat treatment for rapid heating immediately before decarburization annealing.
  • a method for improvement has been proposed.
  • Patent Document 1 when decarburizing and annealing a cold-rolled sheet rolled to the final sheet thickness, in a non-oxidizing atmosphere with a P H20 / P H2 of 0.2 or less, a temperature of 100 ° C./s or more and 700 ° C.
  • a technique for obtaining a grain-oriented electrical steel sheet with low iron loss by rapid heating to the above temperature is disclosed.
  • Patent Document 2 discloses that the oxygen concentration in the atmosphere is set to 500 ppm or less, and is rapidly heated to 800 to 950 ° C. at a heating rate of 100 ° C./s or more, and subsequently 775 to 840 ° C. lower than the temperature in the rapid heating.
  • a technique for obtaining a grain-oriented electrical steel sheet having a low iron loss by holding at a temperature of 815 to 875 ° C. is further disclosed.
  • Patent Document 3 discloses that the film characteristics and the film characteristics are obtained by heating a temperature range of 600 ° C. or higher to 800 ° C. or higher at a rate of temperature increase of 95 ° C./s or more, and appropriately controlling the atmosphere in this temperature range.
  • a technique for obtaining an electrical steel sheet having excellent magnetic properties is disclosed.
  • the amount of N as AlN in the hot-rolled sheet is limited to 25 ppm or less, and heating at a heating rate of 80 ° C./s to 700 ° C. or more during decarburization annealing reduces low iron loss.
  • a technique for obtaining a grain-oriented electrical steel sheet is disclosed.
  • the present invention has been made in view of the above-described problems of the prior art, and its purpose is to optimize the temperature rising pattern during decarburization annealing, thereby reducing iron loss and iron compared to the prior art.
  • the object is to propose a method of manufacturing grain-oriented electrical steel sheets with small variations in loss values.
  • the present invention contains C: 0.002 to 0.10 mass%, Si: 2.0 to 8.0 mass%, Mn: 0.005 to 1.0 mass%, and Al: 0.010 to 0.050 mass% and N: 0.003 to 0.020 mass%, or Al: 0.010 to 0.050 mass%, N: 0.003 to 0.020 mass%, Se: 0.003 to 0 0.030 mass% and / or S: 0.002 to 0.03 mass%, and the steel material consisting of Fe and unavoidable impurities in the balance is hot-rolled into a hot-rolled sheet, and then subjected to hot-rolled sheet annealing Alternatively, without cold treatment, cold-rolled to the final sheet thickness by cold rolling at least once with intermediate or intermediate annealing, and after decarburization annealing that also serves as primary recrystallization annealing, annealing separation on the steel sheet surface Apply the agent, In the method for producing a grain-oriented electrical steel sheet comprising a series of top annealing steps
  • the present invention contains C: 0.002 to 0.10 mass%, Si: 2.0 to 8.0 mass%, Mn: 0.005 to 1.0 mass%, and Se: 0.003 to
  • the 200-700 ° C section of the decarburization annealing is rapidly performed at 50 ° C / s or more.
  • heating between 250-600 ° C
  • the present invention contains C: 0.002 to 0.10 mass%, Si: 2.0 to 8.0 mass%, Mn: 0.005 to 1.0 mass%, and Al: 0.01 mass%. Less than, N: less than 0.0050 mass%, Se: less than 0.0030 mass% and S: less than 0.0050 mass%, the steel material consisting of Fe and inevitable impurities as the balance is hot-rolled and hot rolled Decarburization that also serves as the primary recrystallization annealing by cold rolling at the final plate thickness by cold rolling at least once with or without hot-rolled sheet annealing, with or without hot-rolled sheet annealing
  • the section of 200 to 700 ° C. of the decarburization annealing is set to 50 ° C./s or more.
  • Ni 0.010 to 1.50 mass%, Cr: 0.01 to 0.50 mass%, Cu: 0.01 to 0.50 mass%, P : 0.005 to 0.50 mass%, Sb: 0.005 to 0.50 mass%, Sn; 0.005 to 0.50 mass%, Bi: 0.005 to 0.50 mass%, Mo: 0.005 to 0 100 mass%, B: 0.0002 to 0.0025 mass%, Te: 0.0005 to 0.0100 mass%, Nb: 0.0010 to 0.0100 mass%, V: 0.001 to 0.010 mass%, and Ta: It contains one or more selected from 0.001 to 0.010 mass%. It is.
  • the present invention it is possible to provide a grain-oriented electrical steel sheet having a low iron loss and a small variation in iron loss value by maintaining for a predetermined time in a temperature range where recovery occurs during rapid heating in decarburization annealing. .
  • decarburization annealing was performed in a wet atmosphere of 50 vol% H 2 -50 vol% N 2 which also served as primary recrystallization annealing at 840 ° C. for 80 seconds.
  • the heating rate between 200 and 700 ° C. in the temperature increasing process up to 840 ° C. is set to 100 ° C./s, and further maintained at 450 ° C. during the temperature rising for 0 to 30 seconds.
  • the temperature increase rate of 100 ° C./s is the average temperature increase rate at t 1 and t 3 excluding the holding time t 2 from the time to reach from 200 ° C. to 700 ° C.
  • an annealing separator mainly composed of MgO was applied to the steel sheet surface, dried, and then subjected to finish annealing including secondary recrystallization annealing and purification treatment at 1200 ° C. for 7 hours in a hydrogen atmosphere.
  • Experiment 2 The cold rolled sheet having a final thickness of 0.27 mm obtained in Experiment 1 was subjected to decarburization annealing at 840 ° C. for 80 seconds in a wet atmosphere of 50 vol% H 2 -50 vol% N 2 .
  • the temperature increase rate in the decarburization annealing was set to 100 ° C./s, and a treatment for holding for 2 seconds was performed once at an arbitrary temperature in the temperature range of 200 to 700 ° C. during the temperature increase process.
  • an annealing separator mainly composed of MgO was applied to the steel sheet surface, dried, and then subjected to finish annealing including secondary recrystallization annealing and purification treatment at 1200 ° C. for 7 hours in a hydrogen atmosphere.
  • the ⁇ 111> // ND orientation with high strain energy recovers preferentially. Therefore, the driving force that causes recrystallization of ⁇ 111> // ND orientation generated from the rolled structure of ⁇ 111> // ND orientation selectively decreases, and as a result, other orientations cause recrystallization.
  • the relative ⁇ 111> // ND orientation after recrystallization is further reduced.
  • the retention time exceeds 10 seconds, recovery occurs over a wide range, so that the recovery structure remains as it is, and the structure is different from the primary recrystallization structure. As a result, it is considered that the secondary recrystallization is greatly adversely affected and the iron loss characteristic is lowered.
  • the magnetic properties are improved by holding for a short time at a temperature at which recovery during heating is performed.
  • the heating rate (10 to 20 ° C./s) using a conventional radiant tube or the like is used. It is considered that the heating rate is higher than that of (2), specifically, the temperature rising rate is 50 ° C./s or more. Therefore, in the present invention, the rate of temperature rise in the temperature range of 200 to 700 ° C. for decarburization annealing is defined as 50 ° C./s or more.
  • C 0.002 to 0.10 mass% If C is less than 0.002 mass%, the grain boundary strengthening effect due to C is lost, and defects such as cracks in the slab are produced. On the other hand, when it exceeds 0.10 mass%, it becomes difficult to reduce to 0.005 mass% or less in which demagnetization annealing does not cause magnetic aging. Therefore, C is preferably in the range of 0.002 to 0.10 mass%. More preferably, it is in the range of 0.010 to 0.080 mass%.
  • Si 2.0 to 8.0 mass%
  • Si is an element necessary for increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss. If the effect is less than 2.0 mass%, it is not sufficient. On the other hand, if it exceeds 8.0 mass%, the workability is lowered and it is difficult to roll and manufacture. Therefore, Si is preferably in the range of 2.0 to 8.0 mass%. More preferably, it is in the range of 2.5 to 4.5 mass%.
  • Mn 0.005 to 1.0 mass%
  • Mn is an element necessary for improving the hot workability of steel. If the effect is less than 0.005 mass%, it is not sufficient. On the other hand, if it exceeds 1.0 mass%, the magnetic flux density of the product plate is lowered. Therefore, Mn is preferably in the range of 0.005 to 1.0 mass%. More preferably, it is in the range of 0.02 to 0.20 mass%.
  • the inhibitor effect is not sufficiently obtained.
  • the addition amount exceeds the upper limit value, the inhibitor component remains undissolved during slab heating, resulting in a decrease in magnetic properties.
  • AlN and MnS / MnSe inhibitors may be used in combination.
  • the balance other than the above components in the grain-oriented electrical steel sheet of the present invention is Fe and inevitable impurities.
  • Ni 0.001 to 0.015 mass%
  • Sb 0.005 to 0.50 mass%
  • Sn 0.005 to 0.50 mass%
  • Bi 0.005 to 0 .50 mass%
  • Mo 0.005 to 0.100 mass%
  • B 0.0002 to 0.0025 mass%
  • Te 0.0005 to 0.010 mass%
  • Nb 0.0010 to 0.010 mass%
  • V One or more selected from 0.001 to 0.010 mass% and Ta: 0.001 to 0.010 mass% may be added as appropriate.
  • a steel material may be produced by a conventionally known ingot-bundling rolling method or continuous casting method after melting the steel having the above-described component composition by a conventional refining process, or directly.
  • a thin slab having a thickness of 100 mm or less may be manufactured by a casting method. The slab is heated to about 1400 ° C. according to a conventional method, for example, when it contains an inhibitor component, and when it does not contain an inhibitor component, it is heated to a temperature of 1250 ° C. or lower and then hot rolled. Provide. In addition, when not containing an inhibitor component, you may hot-roll immediately after casting, without heating. In the case of a thin slab, hot rolling may be performed, or hot rolling may be omitted and the subsequent process may be performed as it is.
  • the hot-rolled sheet obtained by hot rolling may be subjected to hot-rolled sheet annealing as necessary.
  • the annealing temperature of the hot-rolled sheet annealing is preferably in the range of 800 to 1150 ° C. in order to obtain good magnetic properties. If it is less than 800 degreeC, the band structure formed by hot rolling will remain, it will become difficult to obtain the primary recrystallized structure of a sized particle, and the development of secondary recrystallization will be inhibited. On the other hand, when the temperature exceeds 1150 ° C., the grain size after the hot-rolled sheet annealing is excessively coarsened, so that it becomes difficult to obtain a primary recrystallized structure of sized particles.
  • the hot-rolled sheet after hot-rolling or after hot-rolled sheet annealing is subjected to one or more cold rollings or two or more cold-rolling sandwiching the intermediate annealing to form a cold-rolled sheet having a final thickness.
  • the annealing temperature of the intermediate annealing is preferably in the range of 900 to 1200 ° C. When the temperature is lower than 900 ° C., the recrystallized grains after the intermediate annealing tend to be finer, and the Gos nuclei in the primary recrystallized structure tend to decrease, thereby decreasing the magnetic characteristics of the product plate.
  • the cold rolling (final cold rolling) to obtain the final sheet thickness is performed by increasing the steel plate temperature during cold rolling to 100 ° C. to 300 ° C., or during the cold rolling at 100 to 300 ° C. It is effective to improve the primary recrystallization texture and improve the magnetic properties by performing the aging treatment once or plural times at the temperature.
  • the cold-rolled sheet with the final thickness is then subjected to decarburization annealing that also serves as primary recrystallization annealing.
  • the annealing temperature is preferably in the range of 800 to 900 ° C. from the viewpoint of decarburization, and the atmosphere is preferably a wet atmosphere.
  • the primary recrystallization annealing may be performed separately from the decarburization annealing.
  • the section of 200 to 700 ° C. is rapidly heated at 50 ° C./s or more, and 1 at any temperature between 250 to 600 ° C. It is necessary to perform a holding process for ⁇ 10 seconds.
  • the rate of temperature increase (50 ° C./s or more) in the section of 200 to 700 ° C. is the rate of temperature increase in the time excluding the holding time, as described above. Further, the holding between 250 ° C. and 600 ° C.
  • the above temperature may be performed at any temperature within the above temperature range, but the above temperature does not necessarily have to be constant, and if it is a low temperature increase of 10 ° C./s or less, Since the same effect as holding can be obtained, a low temperature increase of 10 ° C./s or less may be employed.
  • the steel sheet subjected to decarburization annealing is then emphasized iron loss characteristics, and when forming a forsterite film, an annealing separator mainly composed of MgO is applied to the steel sheet surface, dried, and then subjected to finish annealing.
  • the secondary recrystallized structure highly accumulated in the Goss orientation is developed and a forsterite film is formed.
  • separation agent is effective when not forming a forsterite film to perform electrostatic application
  • a heat resistant inorganic material sheet (silica, alumina, mica) may be used in place of the annealing separator.
  • the annealing temperature for finish annealing is to perform secondary recrystallization at 800 ° C. or higher for expression, and to complete secondary recrystallization at 800 ° C. or higher. It is preferable to hold at a temperature of 20 hours or more.
  • the annealing temperature is preferably in the range of 850 to 950 ° C, and finish annealing is completed only by holding for several hours in this temperature range. It is also possible to do.
  • the steel sheet is then subjected to water washing, brushing, pickling, etc. to remove the unreacted annealing separator adhering to the steel sheet surface, and then flattening annealing to correct the shape.
  • This is effective in reducing the loss.
  • finish annealing is generally performed in a coil state, so that the coil has wrinkles, which may cause deterioration in characteristics when measuring iron loss.
  • it is effective to form an insulating film on the steel plate surface before or after the above-described flattening annealing, and in particular, in order to reduce iron loss,
  • As the insulating coating it is preferable to apply a tension applying coating capable of applying tension to the steel sheet.
  • a method of applying a tension film via a binder or a method of depositing an inorganic substance on the surface of a steel sheet by physical vapor deposition or chemical vapor deposition is used, and the film adhesion is excellent and the iron is remarkably increased. It is preferable because an insulating film having a large loss reducing effect can be formed.
  • a magnetic domain fragmentation treatment it is preferable to perform a magnetic domain fragmentation treatment.
  • a processing method as in general practice, a groove is formed in the final product plate, or thermal strain or impact strain is introduced linearly or in a dot shape by laser irradiation, electron beam irradiation, or plasma irradiation.
  • a method of forming a groove by etching the steel plate surface in an intermediate process, such as a steel plate cold-rolled to the final plate thickness can be used.
  • a steel slab is manufactured by a continuous casting method, heated to a temperature of 1420 ° C., and then hot-rolled to form a hot-rolled sheet having a thickness of 2.4 mm and subjected to hot-rolled sheet annealing at 1000 ° C. for 50 seconds.
  • the intermediate sheet thickness was set to 1.8 mm by primary cold rolling, subjected to intermediate annealing at 1100 ° C. for 20 seconds, and then subjected to secondary cold rolling to finish a cold rolled sheet having a final sheet thickness of 0.27 mm.
  • decarburization annealing was performed at 840 ° C. for 100 seconds in a wet atmosphere of 50 vol% H 2 -50 vol% N 2 .
  • the temperature increase rate between 200 to 700 ° C. during the temperature increase process up to 850 ° C. is changed as shown in Table 1, and the temperature and time shown in Table 1 are maintained during the temperature increase. did.
  • an annealing separator mainly composed of MgO was applied to the surface of the steel sheet, dried, and then subjected to finish annealing accompanied by a purification treatment at 1200 ° C. for 10 hours.
  • the atmosphere of the finish annealing was H 2 when maintaining at 1200 ° C. for the purification treatment, and N 2 when raising and lowering the temperature.
  • a steel slab having the component composition shown in Table 2 and the balance being Fe and inevitable impurities is manufactured by a continuous casting method, heated to a temperature of 1380 ° C., and then hot-rolled to a thickness of 2.0 mm.
  • a hot-rolled sheet was subjected to hot-rolled sheet annealing at 1030 ° C. for 10 seconds, and then cold-rolled to finish a cold-rolled sheet having a final sheet thickness of 0.23 mm. Thereafter, decarburization annealing was performed in a wet atmosphere of 50 vol% H 2 -50 vol% N 2 which also served as primary recrystallization annealing at 840 ° C. for 60 seconds. At this time, the temperature increase rate between 200 and 700 ° C.
  • the technology of the present invention can also be applied to texture control of steel plates for automobiles.

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Description

方向性電磁鋼板の製造方法
　本発明は、方向性電磁鋼板の製造方法に関し、具体的には、鉄損が低くかつばらつきの小さい方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
　電磁鋼板は、変圧器やモータの鉄心等として広く用いられている軟磁性材料であり、中でも方向性電磁鋼板は、結晶方位がＧｏｓｓ方位と呼ばれる｛１１０｝＜００１＞方位に高度に集積し、磁気特性に優れているため、主として大型の変圧器の鉄心等に使用されている。変圧器における無負荷損（エネルギーロス）を低減するためには、低鉄損であることが必要である。方向性電磁鋼板において、鉄損を低減する方法としては、Ｓｉ含有量の増加や、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、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。
　これらの方法のうち、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したり、脱炭焼鈍直前に急速加熱する熱処理を施したりすることで、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１には、最終板厚まで圧延した冷延板を脱炭焼鈍する際、ＰＨ２０／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。また、特許文献２には、雰囲気中の酸素濃度を５００ｐｐｍ以下とし、かつ、加熱速度１００℃／ｓ以上で８００～９５０℃に急速加熱し、続いて急速加熱での温度より低い７７５～８４０℃の温度に保定し、さらに、８１５～８７５℃の温度に保定することで、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３には、６００℃以上の温度域を９５℃／ｓ以上の昇温速度で８００℃以上に加熱し、かつ、この温度域の雰囲気を適正に制御することによって、被膜特性と磁気特性に優れる電磁鋼板を得る技術が開示されている。さらに、特許文献４には、熱延板中のＡｌＮとしてのＮ量を２５ｐｐｍ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。
　急速加熱することで一次再結晶集合組織を改善するこれらの技術は、急速加熱する温度範囲を室温から７００℃以上とし、昇温速度も一義的に規定するものである。この技術思想は、再結晶温度近傍までを短時間で昇温することで、通常の加熱速度であれば優先的に形成されるγファイバー（｛１１１｝／／ＮＤ方位）の発達を抑制し、二次再結晶の核となる｛１１０｝＜００１＞組織の発生を促進することで、一次再結晶集合組織を改善しようとするものである。そして、この技術の適用により、二次再結晶後の結晶粒（Ｇｏｓｓ方位粒）が細粒化し、鉄損特性が改善されることが知られている。
特開平０７－０６２４３６号公報 特開平１０－２９８６５３号公報 特開２００３－０２７１９４号公報 特開平１０－１３０７２９号公報
　しかしながら、発明者らの知見によれば、昇温速度を高くした場合、昇温時の鋼板内部の温度ムラに起因すると思われる鉄損特性のばらつきが大きくなる。製品出荷時の鉄損評価には、一般に、鋼板の全幅の鉄損を平均した値を用いられているが、ばらつきが大きいと、鋼板全幅の鉄損平均値が、最良の場所と比較して劣ることとなり、所期した急速加熱の効果が得られなくなる。
　本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、脱炭焼鈍時の昇温パターンを適正化することで、従来技術に比べて低鉄損でかつ鉄損値のばらつきが小さい方向性電磁鋼板の製造方法を提案することにある。
　発明者らは、上記課題の解決に向けて鋭意検討を重ねた。その結果、脱炭焼鈍において急速加熱する際、回復が起こる温度領域で所定時間保定してやることで、鋼板内部の温度が均一化され、急速加熱の効果を鋼板の全幅にわたって得られるとともに、＜１１１＞／／ＮＤ方位が優先的に回復を起こして一次再結晶後の＜１１１＞／／ＮＤ方位が減少し、代わりにＧｏｓｓ核が増加し、二次再結晶後の再結晶がより細粒化される結果、低鉄損でかつ鉄損値のばらつきが小さい方向性電磁鋼板を得ることができることを見出し、本発明を開発するに至った。
　すなわち、本発明は、Ｃ：０．００２～０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０～８．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．００５～１．０ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ａｌ：０．０１０～０．０５０ｍａｓｓ％およびＮ：０．００３～０．０２０ｍａｓｓ％を含有し、あるいは、Ａｌ：０．０１０～０．０５０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３～０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．００３～０．０３０ｍａｓｓ％および／またはＳ：０．００２～０．０３ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍を施した後もしくは施すことなく、１回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、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、仕上焼鈍する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、前記脱炭焼鈍の２００～７００℃の区間を５０℃／ｓ以上で急速加熱する際、２５０～６００℃間のいずれかの温度で１～１０秒間保定することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法である。
　また、本発明は、Ｃ：０．００２～０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０～８．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．００５～１．０ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ｓｅ：０．００３～０．０３０ｍａｓｓ％およびＳ：０．００２～０．０３ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍を施した後もしくは施すことなく、１回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、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、仕上焼鈍する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、前記脱炭焼鈍の２００～７００℃の区間を５０℃／ｓ以上で急速加熱する際、２５０～６００℃間のいずれかの温度で１～１０秒間保定することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法である。
　また、本発明は、Ｃ：０．００２～０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０～８．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．００５～１．０ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％未満、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％未満、Ｓｅ：０．００３０ｍａｓｓ％未満およびＳ：０．００５０ｍａｓｓ％未満に低減してなり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍を施した後もしくは施すことなく、１回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、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、仕上焼鈍する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、前記脱炭焼鈍の２００～７００℃の区間を５０℃／ｓ以上で急速加熱する際、２５０～６００℃間のいずれかの温度で１～１０秒間保定することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法である。
　本発明における上記鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｉ：０．０１０～１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１～０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１～０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５～０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５～０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｎ；０．００５～０．５０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５～０．５０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５～０．１００ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００２～０．００２５ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．０００５～０．０１００ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１０～０．０１００ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％およびＴａ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
である。
　本発明によれば、脱炭焼鈍において急速加熱する際、回復が起こる温度領域で所定時間保定してやることで、低鉄損でかつ鉄損値のばらつきが小さい方向性電磁鋼板を提供することができる。
本発明の脱炭焼鈍にける昇温パターンを説明する図である。 昇温途中における保定時間が鉄損に及ぼす影響を示すグラフである。 昇温途中における保定温度が鉄損に及ぼす影響を示すグラフである。
　まず、本発明を開発する契機となった実験について説明する。
＜実験１＞
　Ｃ：０．０６５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．４４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０８ｍａｓｓ％を含有する鋼を溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした後、１４１０℃に加熱し、熱間圧延して板厚２．４ｍｍの熱延板とし、１０５０℃×６０秒の熱延板焼鈍を施した後、一次冷間圧延して中間板厚の１．８ｍｍとし、１１２０℃×８０秒の中間焼鈍を施した後、２００℃で温間圧延で最終板厚０．２７ｍｍの冷延板とした。
　次いで、５０ｖｏｌ％Ｈ２－５０ｖｏｌ％Ｎ２の湿潤雰囲気下で８４０℃×８０秒の一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した。なお、上記脱炭焼鈍は、８４０℃までの昇温過程における２００～７００℃間の昇温速度を１００℃／ｓとし、さらにその昇温途中の４５０℃の温度で０～３０秒間保定する処理を施した。ここで、上記１００℃／ｓの昇温速度は、図１に示したように、２００℃から７００℃まで到達する時間から保定時間ｔ２を除いたｔ１およびｔ３における平均昇温速度（（７００－２００）／（ｔ１＋ｔ３））のことをいう（以降、同様）。その後、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、乾燥した後、二次再結晶焼鈍と水素雰囲気下で１２００℃×７時間の純化処理を含む仕上焼鈍を施した。
　斯くして得られた製品板から、鋼板幅方向に幅１００ｍｍの試験片を各条件で１０枚ずつ採取し、ＪＩＳ　Ｃ２５５６に記載の方法で鉄損Ｗ１７／５０を測定し、平均値を求めた。この鉄損測定方法によれば、鉄損のばらつきが幅方向にある場合には測定値が悪化するので、ばらつきを含めて鉄損を評価できると考えられるからである。その結果を、４５０℃での保定時間と鉄損との関係として図２に示した。これより、保定時間が１～１０秒の範囲で鉄損が低減していることがわかる。
＜実験２＞
　実験１で得られた最終板厚０．２７ｍｍの冷延板に、５０ｖｏｌ％Ｈ２－５０ｖｏｌ％Ｎ２の湿潤雰囲気下で、８４０℃×８０秒の脱炭焼鈍を施した。なお、上記脱炭焼鈍における昇温速度は１００℃／ｓとし、その昇温過程の２００～７００℃の温度範囲の任意の温度で１回、２秒間保定する処理を施した。その後、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、乾燥した後、二次再結晶焼鈍と水素雰囲気下で１２００℃×７時間の純化処理を含む仕上焼鈍を施した。
　斯くして得られた製品板から実験１と同様にして試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｃ２５５６に記載の方法で鉄損Ｗ１７／５０を測定した。その結果を、保定温度と鉄損との関係として図３に示した。これより、保定温度が２５０から６００℃の間で、鉄損が低減していることがわかる。
　上記実験１および実験２のように、脱炭焼鈍の昇温過程の適正温度で適正時間保持したことによって鉄損が低減した理由については、まだ十分明らかとなっていないが、発明者らは次のように考えている。
　急速加熱処理は、前述したように、再結晶集合組織における＜１１１＞／／ＮＤ方位の発達を抑制する効果がある。一般的に、＜１１１＞／／ＮＤ方位には、再結晶前の冷間圧延時に多くの歪が導入されるため、他の方位と比較して蓄積される歪エネルギーが高い状態にある。そのため、通常の昇温速度で加熱する脱炭焼鈍では、蓄積された歪エネルギーが高い＜１１１＞／／ＮＤ方位の圧延組織から優先的に再結晶を起こす。再結晶によって、＜１１１＞／／ＮＤ方位の圧延組織からは、＜１１１＞／／ＮＤ方位粒が出現するため、＜１１１＞／／ＮＤ方位が主方位となる。しかし、急速加熱を行うと、再結晶によって放出できるエネルギーよりも多くの熱エネルギーが付与されることから、比較的蓄積された歪エネルギーの低い方位でも再結晶が起こるようになるので、相対的に再結晶後の＜１１１＞／／ＮＤ方位が減少する。これが、従来技術の急速加熱を行う理由である。
　ここで、急速加熱の途中で、回復が起こる温度に所定時間保持した場合には、歪エネルギーが高い＜１１１＞／／ＮＤ方位が優先的に回復を起こす。そのため、＜１１１＞／／ＮＤ方位の圧延組織から生じる＜１１１＞／／ＮＤ方位の再結晶を起こす駆動力が選択的に低下し、その結果、それ以外の方位が再結晶を起こすようになり、相対的に再結晶後の＜１１１＞／／ＮＤ方位がさらに減少する。ただし、保定時間が１０秒を超えると、広い範囲で回復が起こってしまうため、回復組織がそのまま残り、一次再結晶組織とは異なる組織となってしまう。その結果、二次再結晶に大きな悪影響を与え、鉄損特性の低下につながるものと考えられる。
　なお、上記考えによれば、加熱途中の回復が起こる温度で短時間の保定を行うことによって磁気特性が向上するのは、従来のラジアントチューブ等を用いた昇温速度（１０～２０℃／ｓ）よりも速い加熱速度、具体的には昇温速度が５０℃／ｓ以上の場合に限られると考えられる。そこで、本発明においては、脱炭焼鈍の２００～７００℃の温度範囲における昇温速度を５０℃／ｓ以上と規定する。
　次に、本発明を適用する方向性電磁鋼板の鋼素材（スラブ）が有すべき好ましい成分組成について説明する。
Ｃ：０．００２～０．１０ｍａｓｓ％
　Ｃは、０．００２ｍａｓｓ％に満たないと、Ｃによる粒界強化効果が失われ、スラブに割れが生じるなど、製造に支障を来たす欠陥を生ずるようになる。一方、０．１０ｍａｓｓ％を超えると、脱炭焼鈍で、磁気時効の起こらない０．００５ｍａｓｓ％以下に低減することが困難となる。よって、Ｃは０．００２～０．１０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは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、鉄損を低減すのに必要な元素である。上記効果は、２．０ｍａｓｓ％未満では十分ではなく、一方、８．０ｍａｓｓ％を超えると、加工性が低下し、圧延して製造すること困難となる。よって、Ｓｉは２．０～８．０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは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ために必要な元素である。上記効果は、０．００５ｍａｓｓ％未満では十分ではなく、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％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは０．０２～０．２０ｍａｓｓ％の範囲である。
　上記Ｓｉ，ＣおよびＭｎ以外の成分については、二次再結晶を生じさせるために、インヒビターを利用する場合と、しない場合とに分けられる。
　まず、二次再結晶を生じさせるためにインヒビターを利用する場合で、例えば、ＡｌＮ系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のが好ましい。また、ＭｎＳ・ＭｎＳｅ系インヒビターを利用する場合には、前述した量のＭｎと、Ｓ：０．００２～０．０３０ｍａｓｓ％およびＳｅ：０．００３～０．０３０ｍａｓｓ％のうちの１種または２種を含有させることが好ましい。それぞれ添加量が、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、上限値を超えると、インヒビター成分がスラブ加熱時に未固溶で残存し、磁気特性の低下をもたらす。なお、ＡｌＮ系とＭｎＳ・ＭｎＳｅ系のインヒビターは併用して用いてもよい。
　一方、二次再結晶を生じさせるためにインヒビターを利用しない場合には、上述したインヒビター形成成分であるＡｌ，Ｎ，ＳおよびＳｅの含有量を極力低減し、Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％未満、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％未満、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％未満およびＳｅ：０．００３０ｍａｓｓ％未満に低減した鋼素材を用いるのが好ましい。
　本発明の方向性電磁鋼板における上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、磁気特性の改善を目的として、Ｎｉ：０．００１～０．０１５ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５～０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００５～０．５０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５～０．５０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５～０．１００ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００２～０．００２５ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．０００５～０．０１０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１０～０．０１０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％およびＴａ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を適宜添加してもよい。
　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。
　前述した成分組成を有する鋼を常法の精錬プロセスで溶製した後、従来公知の造塊－分塊圧延法または連続鋳造法で鋼素材（スラブ）を製造してもよいし、あるいは、直接鋳造法で１００ｍｍ以下の厚さの薄鋳片を製造してもよい。上記スラブは、常法に従い、例えば、インヒビター成分を含有する場合には、１４００℃程度まで加熱し、一方、インヒビター成分を含まない場合は、１２５０℃以下の温度に加熱した後、熱間圧延に供する。なお、インヒビター成分を含有しない場合には、鋳造後、加熱することなく直ちに熱間圧延してもよい。また、薄鋳片の場合には、熱間圧延してもよいし、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。
　次いで、熱間圧延して得た熱延板は、必要に応じて熱延板焼鈍を施してもよい。この熱延板焼鈍の焼鈍温度は、良好な磁気特性を得るためには、８００～１１５０℃の範囲とするのが好ましい。８００℃未満では、熱間圧延で形成されたバンド組織が残留し、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなり、二次再結晶の発達が阻害される。一方、１１５０℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化し過ぎて、やはり、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなるからである。
　熱延後あるいは熱延板焼鈍後の熱延板は、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延をして最終板厚の冷延板とする。上記中間焼鈍の焼鈍温度は、９００～１２００℃の範囲とするのが好ましい。９００℃未満では、中間焼鈍後の再結晶粒が細かくなり、さらに、一次再結晶組織におけるＧｏｓｓ核が減少して製品板の磁気特定が低下する傾向がある。一方、１２００℃を超えると、熱延板焼鈍のときと同様、結晶粒が粗大化し過ぎて、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなる。
　また、最終板厚とする冷間圧延（最終冷間圧延）は、冷間圧延時の鋼板温度を１００℃～３００℃に上昇させて行うことや、冷間圧延の途中で１００～３００℃の温度で時効処理を１回または複数回施すことが、一次再結晶集合組織を改善し、磁気特性を向上させるのに有効である。
　最終板厚とした冷延板は、その後、一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施す。この脱炭焼鈍は、脱炭性の観点からは、焼鈍温度は８００～９００℃の範囲とするのが好ましく、また、雰囲気は湿潤雰囲気とするのが好ましい。ただし、脱炭が不要なＣが０．００５ｍａｓｓ％以下しか含有していない鋼素材を用いる場合は、この限りではない。なお、一次再結晶焼鈍は、脱炭焼鈍とは別にして行ってもよい。
　ここで、本発明において重要なことは、上記脱炭焼鈍の加熱過程において、２００～７００℃の区間を５０℃／ｓ以上で急速加熱するとともに、２５０～６００℃間のいずれかの温度で１～１０秒間の保定処理を施すことが必要なことである。
　ここで、上記２００～７００℃の区間における昇温速度（５０℃／ｓ以上）は、前述したように、保定する時間を除いた時間における昇温速度である。
　また、２５０～６００℃間での保定は、上記温度範囲のいずれかの温度で行えばよいが、上記温度は必ずしも一定でなくてもよく、１０℃／ｓ以下の低速昇温であれば、保定と同様の効果を得ることができるので、１０℃／ｓ以下の低速昇温としてもよい。
　脱炭焼鈍を施した鋼板は、その後、鉄損特性を重視し、フォルステライト被膜を形成させる場合には、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布、乾燥した後、仕上焼鈍を施し、Ｇｏｓｓ方位に高度に集積させた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。一方、打抜加工性を重視し、フォルステライト被膜を形成させない場合には、焼鈍分離剤を適用しないか、あるいは、シリカやアルミナ等を主体とした焼鈍分離剤を用いて仕上焼鈍を施すのが好ましい。なお、焼鈍分離剤の塗布は、水分を持ち込まない静電塗布を行うことも、フォルステライト被膜を形成しない場合には有効である。また、焼鈍分離剤に代えて、耐熱無機材料シート（シリカ、アルミナ、マイカ）を用いてもよい。
　仕上焼鈍の焼鈍温度は、フォルステライト被膜を形成させる場合には、二次再結晶を発現のためには８００℃以上で行うことが、また、二次再結晶を完了させるためには８００℃以上の温度で２０時間以上保持することが好ましい。一方、フォルステライト被膜を形成させない場合には、二次再結晶が完了すればよいので、焼鈍温度は８５０～９５０℃の範囲が好ましく、この温度域で数時間以上の保持だけで仕上焼鈍を終了することも可能である。なお、鉄損特性を重視するために純化処理を施す場合や、トランスの騒音を低下させるためにフォルステライト被膜を形成させる場合には、１２００℃程度の温度まで昇温するのが好ましい。
　仕上焼鈍後の鋼板は、その後、鋼板表面に付着した未反応の焼鈍分離剤を除去するための水洗やブラッシング、酸洗等を行った後、平坦化焼鈍を施して形状矯正することが、鉄損の低減には有効である。これは、仕上焼鈍は一般的にコイル状態で行うため、コイルの巻き癖が付き、それが原因で鉄損測定時に特性が劣化する場合があるためである。さらに、鋼板を積層して使用する場合には、上記平坦化焼鈍の前もしくは後で、鋼板表面に絶縁被膜を被成することが有効であり、特に、鉄損の低減を図るためには、絶縁被膜として、鋼板に張力を付与することができる張力付与被膜を適用するのが好ましい。なお、張力付与被膜の形成には、バインダーを介して張力被膜を塗布する方法や、物理蒸着法や化学蒸着法により無機物を鋼板表層に蒸着させる方法を採用すると、被膜密着性に優れかつ著しく鉄損低減効果が大きい絶縁被膜を形成することができるので好ましい。
　また、鉄損をより低減するためには、磁区細分化処理を施すことが好ましい。処理方法としては、一般的に実施されているような、最終製品板に溝を形成したり、レーザー照射や電子ビーム照射、プラズマ照射により、線状または点状に熱歪や衝撃歪を導入する方法、最終板厚に冷間圧延した鋼板等、中間工程の鋼板表面にエッチング加工を施して溝を形成したりする方法等を用いることができる。
　Ｃ：０．０７０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．３５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０２５ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．０２５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１２ｍａｓｓ％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを連続鋳造法で製造し、１４２０℃の温度に加熱した後、熱間圧延して、板厚２．４ｍｍの熱延板とし、１０００℃×５０秒の熱延板焼鈍を施した後、一次冷間圧延により１．８ｍｍの中間板厚とし、１１００℃×２０秒の中間焼鈍を施した後、二次冷間圧延して最終板厚が０．２７ｍｍの冷延板に仕上げた。
　その後、５０ｖｏｌ％Ｈ２－５０ｖｏｌ％Ｎ２の湿潤雰囲気下で、８４０℃×１００秒の脱炭焼鈍を施した。この際、８５０℃までの昇温過程における２００～７００℃間の昇温速度を表１に記載のごとく変化させるとともに、その昇温途中において、表１記載の温度および時間に保定する処理を施した。
　次いで、ＭｇＯを主体とした焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布、乾燥した後、さらに１２００℃×１０時間の純化処理を伴う仕上焼鈍を施した。仕上焼鈍の雰囲気は、純化処理する１２００℃保定時はＨ２、昇温時および降温時はＮ２とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記のようにして得た仕上焼鈍後の鋼板から、鋼板幅方向に幅１００ｍｍの試験片を各条件で１０枚ずつ採取し、ＪＩＳ　Ｃ２５５６に記載の方法で鉄損Ｗ１７／５０を測定し、平均値を求めた。その結果を表１に併記した。同表から、本発明を適用することで鉄損の低い方向性電磁鋼板が得られることがわかる。
　表２に記載の成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを連続鋳造法で製造し、１３８０℃の温度に加熱した後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、１０３０℃×１０秒の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延して最終板厚が０．２３ｍｍの冷延板に仕上げた。その後、５０ｖｏｌ％Ｈ２－５０ｖｏｌ％Ｎ２の湿潤雰囲気下で８４０℃×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、８４０℃までの昇温過程における２００～７００℃間の昇温速度を７５℃／ｓとし、さらにその昇温途中の４５０℃の温度で１．５秒間の保定処理を施した。
　次いで、ＭｇＯを主体とした焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布、乾燥した後、さらに１２２０℃×４時間の純化処理を伴う仕上焼鈍を施した。仕上焼鈍の雰囲気は、純化処理する１２２０℃保定時はＨ２、昇温時および降温時はＡｒとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上記のようにして得た仕上焼鈍後の鋼板から、鋼板幅方向に幅１００ｍｍの試験片を各条件で１０枚ずつ採取し、ＪＩＳ　Ｃ２５５６に記載の方法で鉄損Ｗ１７／５０を測定し、平均値を求めた。その結果を表２に併記した。同表から、本発明に適合する条件において鉄損の低い方向性電磁鋼板が得られていることがわかる。
　本発明の技術は、自動車用鋼板等の集合組織制御にも適用することができる。

Claims (4)

  1. Ｃ：０．００２～０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０～８．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．００５～１．０ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ａｌ：０．０１０～０．０５０ｍａｓｓ％およびＮ：０．００３～０．０２０ｍａｓｓ％を含有し、あるいは、Ａｌ：０．０１０～０．０５０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３～０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．００３～０．０３０ｍａｓｓ％および／またはＳ：０．００２～０．０３ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍を施した後もしくは施すことなく、１回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、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、仕上焼鈍する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、
    前記脱炭焼鈍の２００～７００℃の区間を５０℃／ｓ以上で急速加熱する際、２５０～６００℃間のいずれかの温度で１～１０秒間保定することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. Ｃ：０．００２～０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０～８．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．００５～１．０ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ｓｅ：０．００３～０．０３０ｍａｓｓ％およびＳ：０．００２～０．０３ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍を施した後もしくは施すことなく、１回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、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、仕上焼鈍する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、
    前記脱炭焼鈍の２００～７００℃の区間を５０℃／ｓ以上で急速加熱する際、２５０～６００℃間のいずれかの温度で１～１０秒間保定することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
  3. Ｃ：０．００２～０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０～８．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．００５～１．０ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％未満、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％未満、Ｓｅ：０．００３０ｍａｓｓ％未満およびＳ：０．００５０ｍａｓｓ％未満に低減してなり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍を施した後もしくは施すことなく、１回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、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、仕上焼鈍する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、
    前記脱炭焼鈍の２００～７００℃の区間を５０℃／ｓ以上で急速加熱する際、２５０～６００℃間のいずれかの温度で１～１０秒間保定することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
  4. 前記鋼素材は、前記成分組成に加えてさらに、Ｎｉ：０．０１０～１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１～０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１～０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５～０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５～０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｎ；０．００５～０．５０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５～０．５０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５～０．１００ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００２～０．００２５ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．０００５～０．０１００ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１０～０．０１００ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％およびＴａ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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KR1020147035233A KR101558292B1 (ko) 2012-07-26 2013-07-25 방향성 전자 강판의 제조 방법
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Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014126089A1 (ja) * 2013-02-14 2014-08-21 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
WO2014132930A1 (ja) * 2013-02-28 2014-09-04 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2015183189A (ja) * 2014-03-20 2015-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板とその製造方法
JP2015193921A (ja) * 2014-03-17 2015-11-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鉄損特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法
CN106414780A (zh) * 2014-05-12 2017-02-15 杰富意钢铁株式会社 取向性电磁钢板的制造方法
EP3214188A4 (en) * 2014-10-30 2017-09-06 JFE Steel Corporation Production method for oriented grain-electromagnetic steel sheet

Families Citing this family (34)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5716870B2 (ja) 2012-07-26 2015-05-13 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP5672273B2 (ja) 2012-07-26 2015-02-18 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
KR101707539B1 (ko) 2012-07-26 2017-02-16 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 방향성 전자 강판의 제조 방법
JP6137490B2 (ja) * 2014-03-28 2017-05-31 Ｊｆｅスチール株式会社 一次再結晶集合組織の予測方法および方向性電磁鋼板の製造方法
JP6143010B2 (ja) * 2014-04-04 2017-06-07 Ｊｆｅスチール株式会社 鉄損特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法
CN104372238B (zh) * 2014-09-28 2016-05-11 东北大学 一种取向高硅钢的制备方法
CN104294155B (zh) * 2014-09-28 2016-05-11 东北大学 一种超低碳取向硅钢及其制备方法
US20170298467A1 (en) * 2014-10-06 2017-10-19 Jfe Steel Corporation Low iron loss grain oriented electrical steel sheet and method for manufacturing the same
JP6354957B2 (ja) 2015-07-08 2018-07-11 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板とその製造方法
JP6572855B2 (ja) * 2016-09-21 2019-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP6631725B2 (ja) * 2016-11-01 2020-01-15 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
KR102295735B1 (ko) * 2017-02-20 2021-08-30 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 방향성 전기 강판의 제조 방법
RU2661967C1 (ru) * 2017-04-10 2018-07-23 Публичное Акционерное Общество "Новолипецкий металлургический комбинат" Способ производства электротехнической анизотропной стали с высокими характеристиками адгезии и коэффициента сопротивления электроизоляционного покрытия
US11145446B2 (en) 2017-07-13 2021-10-12 Nippon Steel Corporation Grain-oriented electrical steel sheet
US11459633B2 (en) * 2017-12-28 2022-10-04 Jfe Steel Corporation Low-iron-loss grain-oriented electrical steel sheet and production method for same
JP7063032B2 (ja) * 2018-03-20 2022-05-09 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
BR112020018664B1 (pt) * 2018-03-22 2024-04-30 Nippon Steel Corporation Chapa de aço elétrica com grão orientado e método para produzir a chapa de aço elétrica com grão orientado
EP3854892B1 (en) 2018-09-27 2024-06-05 JFE Steel Corporation Grain-oriented electrical steel sheet and method for producing same
RU2769149C1 (ru) 2018-09-28 2022-03-28 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Способ изготовления листа из текстурированной электротехнической стали и стан холодной прокатки
KR102142511B1 (ko) * 2018-11-30 2020-08-07 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그의 제조방법
JP6888603B2 (ja) * 2018-11-30 2021-06-16 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
KR102583079B1 (ko) * 2019-01-16 2023-10-04 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 방향성 전자 강판의 제조 방법
KR102579761B1 (ko) 2019-01-16 2023-09-19 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 방향성 전자 강판의 제조 방법
PL3913100T3 (pl) 2019-01-16 2024-01-29 Nippon Steel Corporation Blacha cienka ze stali elektrotechnicznej o ziarnach zorientowanych
CN111485166A (zh) * 2019-01-29 2020-08-04 宝山钢铁股份有限公司 一种冷轧耐低温酸露点腐蚀钢及其制造方法
JP7006851B1 (ja) * 2020-05-19 2022-02-10 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
EP4174194A4 (en) * 2020-06-24 2024-07-03 Nippon Steel Corporation METHOD FOR PRODUCING A GRAIN-ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET
JP7107454B1 (ja) * 2020-09-01 2022-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
CN112159935B (zh) * 2020-09-30 2021-11-09 武汉钢铁有限公司 一种具有低噪声特性的高磁感取向硅钢及生产方法
JP7392848B2 (ja) * 2021-02-04 2023-12-06 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法およびそれに用いる焼鈍分離剤
US20240150875A1 (en) * 2021-03-31 2024-05-09 Jfe Steel Corporation Method for producing grain-oriented electrical steel sheet
CN117355622A (zh) * 2021-05-28 2024-01-05 杰富意钢铁株式会社 取向性电磁钢板的制造方法
CN117545862A (zh) * 2021-06-30 2024-02-09 杰富意钢铁株式会社 取向性电磁钢板的制造方法及取向性电磁钢板制造用轧制设备
CN118127288B (zh) * 2024-01-30 2026-04-07 武汉钢铁有限公司 快速加热常化制备低温高磁感取向硅钢的方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63105926A (ja) * 1986-10-23 1988-05-11 Kawasaki Steel Corp 一方向性けい素鋼板の製造方法
JPH0762436A (ja) 1993-08-24 1995-03-07 Nippon Steel Corp 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH10130729A (ja) 1996-10-31 1998-05-19 Nippon Steel Corp 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH10298653A (ja) 1997-04-25 1998-11-10 Nippon Steel Corp 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法
JP2003027194A (ja) 2001-07-12 2003-01-29 Nippon Steel Corp 皮膜特性と磁気特性に優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2008001983A (ja) * 2006-05-24 2008-01-10 Nippon Steel Corp 磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法
JP2013047383A (ja) * 2011-07-28 2013-03-07 Jfe Steel Corp 極薄方向性電磁鋼板の製造方法

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4975127A (en) * 1987-05-11 1990-12-04 Kawasaki Steel Corp. Method of producing grain oriented silicon steel sheets having magnetic properties
US4898626A (en) 1988-03-25 1990-02-06 Armco Advanced Materials Corporation Ultra-rapid heat treatment of grain oriented electrical steel
JP2983129B2 (ja) 1993-08-24 1999-11-29 新日本製鐵株式会社 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH07312306A (ja) 1994-05-18 1995-11-28 Rohm Co Ltd チップ抵抗器における端子電極膜の塗布装置
JP3011609B2 (ja) 1994-05-18 2000-02-21 新日本製鐵株式会社 磁気特性の優れたグラス被膜の少ない一方向性電磁鋼板の製造方法
KR100293141B1 (ko) * 1997-04-16 2001-06-15 아사무라 타카싯 피막특성과 자기특성이 우수한 일방향성 전자강판과 그 제조방법및그제조방법에사용되는탈탄소둔설비
JP3537339B2 (ja) 1999-01-14 2004-06-14 新日本製鐵株式会社 皮膜特性と磁気特性に優れた方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP2000256810A (ja) * 1999-03-11 2000-09-19 Kawasaki Steel Corp 低磁場高周波での磁気特性及び打ち抜き加工性に優れる方向性けい素鋼板及びその製造方法
JP4823719B2 (ja) * 2006-03-07 2011-11-24 新日本製鐵株式会社 磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法
BRPI0712010B1 (pt) 2006-05-24 2014-10-29 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Métodos de produção de uma chapa de aço elétrico com grãos orientados
JP2008001979A (ja) 2006-05-24 2008-01-10 Nippon Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法とその製造方法に用いる脱炭焼鈍炉
KR101165430B1 (ko) * 2006-11-22 2012-07-12 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 피막 밀착성이 우수한 일방향성 전자 강판 및 그 제조법
JP4833906B2 (ja) * 2007-04-20 2011-12-07 新日本製鐵株式会社 誘導加熱設備
WO2010047414A1 (ja) * 2008-10-22 2010-04-29 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2010163634A (ja) 2009-01-13 2010-07-29 Chugai Ro Co Ltd ストリップ材処理装置
JP5991484B2 (ja) 2011-12-06 2016-09-14 Ｊｆｅスチール株式会社 低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法
JP5672273B2 (ja) 2012-07-26 2015-02-18 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
KR101707539B1 (ko) 2012-07-26 2017-02-16 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 방향성 전자 강판의 제조 방법

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63105926A (ja) * 1986-10-23 1988-05-11 Kawasaki Steel Corp 一方向性けい素鋼板の製造方法
JPH0762436A (ja) 1993-08-24 1995-03-07 Nippon Steel Corp 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH10130729A (ja) 1996-10-31 1998-05-19 Nippon Steel Corp 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH10298653A (ja) 1997-04-25 1998-11-10 Nippon Steel Corp 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法
JP2003027194A (ja) 2001-07-12 2003-01-29 Nippon Steel Corp 皮膜特性と磁気特性に優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2008001983A (ja) * 2006-05-24 2008-01-10 Nippon Steel Corp 磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法
JP2013047383A (ja) * 2011-07-28 2013-03-07 Jfe Steel Corp 極薄方向性電磁鋼板の製造方法

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014126089A1 (ja) * 2013-02-14 2014-08-21 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
US10192662B2 (en) 2013-02-14 2019-01-29 Jfe Steel Corporation Method for producing grain-oriented electrical steel sheet
WO2014132930A1 (ja) * 2013-02-28 2014-09-04 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP5737483B2 (ja) * 2013-02-28 2015-06-17 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
US10134514B2 (en) 2013-02-28 2018-11-20 Jfe Steel Corporation Method for producing grain-oriented electrical steel sheet
JP2015193921A (ja) * 2014-03-17 2015-11-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鉄損特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法
JP2015183189A (ja) * 2014-03-20 2015-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板とその製造方法
CN106414780A (zh) * 2014-05-12 2017-02-15 杰富意钢铁株式会社 取向性电磁钢板的制造方法
EP3144400A4 (en) * 2014-05-12 2017-05-17 JFE Steel Corporation Method for producing oriented electromagnetic steel sheet
US10294543B2 (en) 2014-05-12 2019-05-21 Jfe Steel Corporation Method for producing grain-oriented electrical steel sheet
EP3214188A4 (en) * 2014-10-30 2017-09-06 JFE Steel Corporation Production method for oriented grain-electromagnetic steel sheet

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