JP6946848B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
方向性電磁鋼板は、質量%で、Siを0.5〜7%程度含有し、結晶方位を{110}<001>方位(ゴス方位)に集積させた鋼板である。結晶方位の制御には、二次再結晶と呼ばれるカタストロフィックな粒成長現象が利用される。二次再結晶には、インヒビターと呼ばれる微細析出物が利用される。
二次再結晶を制御する方法として、次の二つの方法がある。第1の方法では、素材(スラブ)を1280℃以上の温度で加熱して、インヒビターをほぼ完全に固溶させる。そして、加熱後の鋼材に対して、熱間圧延、冷間圧延、熱延板焼鈍、脱炭焼鈍等を行った後に仕上げ焼鈍を行い、熱間圧延及びこれに続く焼鈍の際にインヒビターを析出させる。第2の方法では、素材(スラブ)を1280℃未満の温度で加熱した後に、熱間圧延、冷間圧延、脱炭焼鈍、窒化処理、及び仕上げ焼鈍等を行い、仕上げ焼鈍中二次再結晶開始温度より十分低い温度まで(通常1000℃以下)にインヒビターとしてAlN等を析出させる。
ところで、第2の方法で二次再結晶を発現させる方向性電磁鋼板の製造方法では、脱炭焼鈍工程と仕上げ焼鈍工程との間において、窒化処理工程を実施することにより、二次再結晶が発現する仕上げ焼鈍工程前に、インヒビターとして機能する微細AlNを十分な量析出させている。つまり、窒化処理工程を実施することにより、二次再結晶の発現を実現している。しかしながら第2の方法の場合、第1の方法と比較して、1工程(窒化処理工程)多く製造工程を実施することとなる。
そこで、第2の方法で窒化処理を省略する製造方法が、特開平6−322443号公報(特許文献1)に提案されている。特許文献1では、仕上げ厚さが0.1〜0.5mmの一方向性電磁鋼板の製造方法が提案されている。提案されている製造方法では、連続鋳造又は鋼帯鋳造により製造されたスラブを1段又は2段で均熱する。均熱後のスラブに対して熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する。熱延鋼板に対して焼鈍及び急冷を実施する。急冷後の熱延鋼板に対して1段又は多段で冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する。冷延鋼板に対して、H及びNを含有する湿潤雰囲気中で脱炭を伴う再結晶焼鈍を実施する。その後、主としてMgOを含有する分離剤を冷延鋼板の両側に塗布し、高温焼鈍を実施する。最後に、鋼板に絶縁被膜をつけて最終焼鈍を実施する。以上の製造方法においてさらに、次の点を特徴とする。
(1)スラブが、C:0.005%を超え、好ましくは0.02〜0.10%、Si:2.5〜6.5%、及び、Mn:0.03〜0.15%、S:0.010超〜0.050%、Al:0.010〜0.035%、N:0.0045〜0.0120%、Cu:0.020〜0.300%を含有し、残部が不純物を含むFeである。
(2)製造されたスラブを、熱間圧延に先立ち、特定Si含有量に依存する硫化マンガン固溶温度T1より低い温度で、かつ、特定Si含有量に依存する硫化銅固溶温度T2より高い温度で均熱する。
(3)均熱されたスラブを中間厚みに熱間粗加工し、続いて、又は、その後直ちに、熱間仕上圧延して、1.5〜7mmの最終板厚とする。仕上げ圧延機への装入温度を少なくとも960℃とし、最終圧延温度を880℃〜1000℃の範囲とする。以上の工程により熱間圧延鋼帯を製造する。この工程において、全窒素含有量の少なくとも60%の量の窒素を析出させて粗いAlN粒子を形成させる。
(4)熱間圧延鋼帯を880〜1150℃の温度で100〜600秒焼鈍し、その後、15K/秒より高い冷却速度で冷却する。これにより、全窒素含有量のうち最大可能量までを粗い及び微細なAlN粒子の形態で析出させ、かつ、微細な硫化銅粒子を析出させる。
特許文献1では、従来インヒビターとして活用されているMnS及びAlNを、均熱工程及び熱間圧延工程にて粗大に生成することにより、インヒビターとして活用しない。一方で、熱間圧延工程後の焼鈍工程において、微細なCuS析出物を析出させて、この微細CuS析出物をインヒビターとして活用する(特許文献1の段落[0013]〜[0015])。これにより、窒化処理を省略しても、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板が製造できる、と特許文献1には記載されている。
特開平6−322443号公報
上記特許文献1の方向性電磁鋼板の製造方法では、窒化処理を省略した場合であっても、優れた磁気特性を得ることができる。しかしながら、窒化処理を省略した場合であっても、優れた磁気特性が得られる他の製造方法も望まれている。
本発明の目的は、窒化処理を省略した場合であっても、優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板の製造方法を提供することである。
本発明による方向性電磁鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、熱延板焼鈍工程と、冷間圧延工程と、脱炭焼鈍工程と、仕上げ焼鈍工程とを備える。
熱間圧延工程は、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程と、仕上げ圧延後冷却工程とを含む。粗圧延工程では、質量%で、C:0.005超〜0.10%、Si:2.5〜6.5%、Mn:0.03〜0.15%、S:0.010超〜0.050%、Al:0.010〜0.035%、N:0.0045〜0.0120%、Cu:0.020〜0.300%、Sn:0〜0.15%、及び、残部がFe及び不純物からなる鋼材に対して、粗圧延機を用いて熱間圧延を実施して粗鋼板を製造する。仕上げ圧延工程では、粗鋼板に対して、仕上げ圧延機を用いて熱間圧延を実施して仕上げ鋼板を製造する。仕上げ圧延後冷却工程では、仕上げ鋼板を冷却して熱延鋼板とする。仕上げ圧延工程において、仕上げ圧延機で熱間圧延を開始するときの粗鋼板の温度を960℃以上とし、仕上げ圧延機で熱間圧延を完了したときの仕上げ鋼板の温度を900〜1000℃とする。仕上げ圧延後冷却工程において、仕上げ鋼板の表面温度が900℃から750℃になるまでの平均冷却速度を30〜150℃/秒とする。
熱延板焼鈍工程では、第1焼鈍工程と、第2焼鈍工程と、第2焼鈍後冷却工程とを含む。第1焼鈍工程では、熱延鋼板を1080〜1200℃で70〜120秒間保持する。第2焼鈍工程では、第1焼鈍工程後、熱延鋼板を900〜980℃まで冷却し、熱延鋼板を900〜980℃で30〜450秒保持する。第2焼鈍後冷却工程では、第2焼鈍工程後、熱延鋼板を冷却して焼鈍鋼板とし、熱延鋼板が900℃から750℃になるまでの平均冷却速度を30〜150℃/秒とする。
冷間圧延工程では、焼鈍鋼板に対して冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する。
脱炭焼鈍工程は、脱炭工程と、脱炭後冷却工程とを含む。脱炭工程では、冷延鋼板を800〜950℃で脱炭焼鈍する。脱炭後冷却工程では、脱炭工程後の冷延鋼板を冷却して、鋼中におけるCuS析出物が質量%で5ppm以下である脱炭焼鈍鋼板とする。脱炭後冷却工程では、冷延鋼板が900℃から750℃になるまでの平均冷却速度を30〜150℃/秒とする。
仕上げ焼鈍工程では、脱炭焼鈍鋼板の表面にMgOを含有する焼鈍分離剤を塗布して、焼鈍分離剤が塗布された脱炭焼鈍鋼板に対して1150〜1250℃で5〜30時間の仕上げ焼鈍を実施する。
本発明による方向性電磁鋼板の製造方法は、窒化処理を省略しても、優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板を製造できる。
図1は、本発明の第1の実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法のフロー図である。 図2は、図1中の熱延板焼鈍工程の詳細を説明するためのフロー図である。 図3は、本発明の第2の実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法のフロー図である。
本発明者らは、方向性電磁鋼板の磁気特性の向上について調査及び検討を行った。
従前の一般的な方向性電磁鋼板の製造方法では、AlN及びCuS析出物をインヒビターとして活用する。また、特許文献1では、CuS析出物のみをインヒビターとして活用する。これらのインヒビターにより、仕上げ焼鈍時において二次再結晶の発現が促進される、と考えられてきた。
しかしながら、CuS析出物をインヒビターとして活用する場合、最終製品である方向性電磁鋼板にCuS析出物が残存する場合がある。この場合、CuS析出物が磁壁移動を阻害して、磁気特性が低下する。
なお、本明細書において、CuS析出物とは、CuとSとを含有する化合物を意味する。CuS析出物のCuとSの化学量論比には変動幅が考えられるが、後述のとおり、本明細書において、窒化処理鋼板中のCuS析出量は、計算上、CuのSに対する原子比を2/1として、その含有量を求める。詳細は後述する。
本発明者らは、これらのインヒビターの二次再結晶発現に対する効果について、詳細な検証を行った。その結果、以下の新たな知見を得た。なお、本知見には、推定のメカニズムについても記載している。しかしながら、この推定のメカニズムが出願後に否定されることがあっても、本発明の効果(磁気特性のばらつき低減及び磁気特性の向上)は変わらない。
熱延板焼鈍工程において、MnSが析出する温度域において、固溶Cuは微細MnSの析出を促進する。つまり、固溶Cuにより、微細MnSの析出量が増加する。微細MnSは、微細AlNの析出核となり得る。そのため、熱延板焼鈍工程において、初めに、固溶Cuにより、微細MnSの析出を促進させ、微細MnSが十分に析出した後、微細MnSの一部にAlNがとりつくように、微細AlNが析出させるように熱延板焼鈍工程での熱処理条件を制御すれば、インヒビターとして機能する微細AlNの量が顕著に増加し、かつ、鋼中に均一に分散する。微細AlN量が増加し、かつ、均一に分散されれば、窒化処理工程を省略した場合であっても、仕上げ焼鈍工程時に二次再結晶が十分に発現しやすくなる。その結果、窒化処理を省略した場合であっても、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を製造できる。
上記のメカニズムを活用すれば、CuS析出物をインヒビターとして活用せず、代わりに、十分な量の微細AlNをインヒビターとして活用することにより、二次再結晶を十分に発現できると考えられる。この場合、CuS析出物をインヒビターとして活用しないため、従来技術のように、CuS析出物を析出させる必要がない。そのため、CuS析出物の析出を抑制でき、鋼中にCuS析出物が残存することによる磁気特性の低下を抑制できる。
そこで、本発明者らは、上述のメカニズムを発現させ、かつ、CuS析出物の生成を抑制するための熱間圧延工程、熱延板焼鈍工程、及び、脱炭焼鈍工程の製造条件についてさらに検討を行った。その結果、熱間圧延工程、及び、脱炭焼鈍工程における冷却条件を次に示すとおりとし、かつ、熱延板焼鈍工程において、次の3つの工程を実施すれば、微細MnSの析出を促進し、微細AlNの析出量を増加させることができ、かつ、CuS析出物の析出を抑制できることを見出した。
[熱間圧延工程における冷却条件]
熱間圧延工程は、鋼材に対して粗圧延機を用いて熱間圧延を実施して粗鋼板を製造する粗圧延工程と、粗鋼板に対して仕上げ圧延機を用いて熱間圧延を実施して仕上げ鋼板を製造する仕上げ圧延工程と、仕上げ鋼板を冷却して熱延鋼板とする仕上げ圧延後冷却工程とを含む。仕上げ圧延後冷却工程において、鋼板(仕上げ鋼板の表面温度)が900℃から750℃になるまでの平均冷却速度を30〜150℃/秒とする。以降の説明において、900〜750℃の温度域を「特定温度域」という。鋼板の特定温度域での平均冷却速度を30〜150℃/秒にすることにより、熱延鋼板中でのCuS析出物の析出を抑えることができる。この場合、鋼中に固溶Cuが十分に存在する状態で、次工程である第1焼鈍工程(熱延板焼鈍工程)を実施できる。そのため、十分な量の固溶Cuにより、微細MnSを多数析出させることができる。
[熱延板焼鈍工程での3工程]
熱延板焼鈍工程は、次の3つの工程を含む。
第1焼鈍工程:熱延鋼板の温度が第1焼鈍温度(1080〜1200℃)になるように、熱延鋼板を加熱する。そして、第1焼鈍温度となった熱延鋼板を第1保持時間(70〜120秒)保持して焼鈍を実施する。これにより、熱延鋼板中において、CuS析出物の析出を抑制しつつ、固溶Cuを利用して、微細MnSの析出を促進する。
第2焼鈍工程:第1焼鈍工程後、熱延鋼板の温度を第2焼鈍温度(900〜980℃)に下げる。その後、第2焼鈍温度で第2保持時間(30秒〜450秒)保持して焼鈍を実施する。これにより、第1焼鈍工程で生成した微細MnSを生成核として、十分な量の微細AlNを析出させる。
第2焼鈍後冷却工程:第2焼鈍工程後の熱延鋼板を冷却して焼鈍鋼板とする。このとき、冷却中の熱延鋼板温度が900〜750℃の範囲(特定温度域)では、30〜150℃/秒の平均冷却速度で冷却する。特定温度域において上記平均冷却速度で冷却を実施することにより、鋼中におけるCuS析出物の析出を抑え、かつ、微細なAlNを追加で析出させる。
[脱炭焼鈍工程における冷却条件]
脱炭焼鈍工程は、冷延鋼板を脱炭焼鈍する脱炭工程と、脱炭工程後の鋼板を冷却して脱炭焼鈍鋼板とする脱炭後冷却工程とを含む。脱炭後冷却工程中の鋼板(冷延鋼板)の特定温度域での平均冷却速度を30〜150℃/秒とする。鋼板(冷延鋼板)の特定温度域での平均冷却速度を30〜150℃/秒にすることにより、脱炭後冷却工程後の脱炭焼鈍鋼板中でのCuS析出物の析出を抑えることができる。
以上の製造条件を全て満たすことにより、仕上げ焼鈍工程前の鋼板(脱炭焼鈍工程後であれば脱炭焼鈍鋼板、後述の窒化処理工程後であれば、窒化処理鋼板)でのCuS析出物量が質量%で5ppmになる。この場合、仕上げ焼鈍後の方向性電磁鋼板において、CuS析出物量を低減することができ、磁気特性が高まる。
なお、本発明では、脱炭焼鈍工程後であって、仕上げ焼鈍工程前に、窒化処理工程を実施してもよい。窒化焼鈍は脱炭工程後室温まで冷却したのち再度加熱して実施してもよいし、室温まで冷却せずに脱炭温度から窒化温度まで板温を変えて窒化処理焼鈍を継続してもよい。窒化処理工程を実施する場合、窒化処理工程での冷却条件は次のとおりが好ましい。
[窒化処理工程における冷却条件]
窒化処理工程は、脱炭焼鈍鋼板を窒化する窒化工程と、窒化工程後の鋼板を冷却して窒化処理鋼板とする窒化後冷却工程とを含む。窒化後冷却工程において、鋼板の特定温度域(900〜750℃)での平均冷却速度を30〜150℃/秒とする。鋼板の特定温度域での平均冷却速度を30〜150℃/秒にすることにより、窒化処理鋼板中でのCuS析出物の析出を抑えることができる。
以上のとおり、本発明者らは、特許文献1のように、方向性電磁鋼板中のCuをCuS析出物として析出させ、インヒビターとして活用するのではなく、Cuを、微細MnSの析出を促進するための固溶Cuとして活用することにより、窒化処理工程を省略しても微細MnSを析出核として多量の微細AlNを析出させ、かつ、CuS析出物の生成を抑制するという、従来とは全く異なる技術思想に基づいて、本発明を完成させた。
以上の技術思想に基づいて完成した、本発明による方向性電磁鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、熱延板焼鈍工程と、冷間圧延工程と、脱炭焼鈍工程と、仕上げ焼鈍工程とを備える。
熱間圧延工程は、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程と、仕上げ圧延後冷却工程とを含む。粗圧延工程では、質量%で、C:0.005超〜0.10%、Si:2.5〜6.5%、Mn:0.03〜0.15%、S:0.010超〜0.050%、Al:0.010〜0.035%、N:0.0045〜0.0120%、Cu:0.020〜0.300%、Sn:0〜0.15%、及び、残部がFe及び不純物からなる鋼材に対して、粗圧延機を用いて熱間圧延を実施して粗鋼板を製造する。仕上げ圧延工程では、粗鋼板に対して、仕上げ圧延機を用いて熱間圧延を実施して仕上げ鋼板を製造する。仕上げ圧延後冷却工程では、仕上げ鋼板を冷却して熱延鋼板とする。仕上げ圧延工程において、仕上げ圧延機で熱間圧延を開始するときの粗鋼板の温度を960℃以上とし、仕上げ圧延機で熱間圧延を完了したときの仕上げ鋼板の温度を900〜1000℃とする。仕上げ圧延後冷却工程において、仕上げ鋼板の表面温度が900℃から750℃になるまでの平均冷却速度を30〜150℃/秒とする。
熱延板焼鈍工程では、第1焼鈍工程と、第2焼鈍工程と、第2焼鈍後冷却工程とを含む。第1焼鈍工程では、熱延鋼板を1080〜1200℃で70〜120秒間保持する。第2焼鈍工程では、第1焼鈍工程後、熱延鋼板を900〜980℃まで冷却し、熱延鋼板を900〜980℃で30〜450秒保持する。第2焼鈍後冷却工程では、第2焼鈍工程後、熱延鋼板を冷却して焼鈍鋼板とし、熱延鋼板が900℃から750℃になるまでの平均冷却速度を30〜150℃/秒とする。
冷間圧延工程では、焼鈍鋼板に対して冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する。
脱炭焼鈍工程は、脱炭工程と、脱炭後冷却工程とを含む。脱炭工程では、冷延鋼板を800〜950℃で脱炭焼鈍する。脱炭後冷却工程では、脱炭工程後の冷延鋼板を冷却して、鋼中におけるCuS析出物が質量%で5ppm以下である脱炭焼鈍鋼板とする。脱炭後冷却工程では、冷延鋼板が900℃から750℃になるまでの平均冷却速度を30〜150℃/秒とする。
仕上げ焼鈍工程では、脱炭焼鈍鋼板の表面にMgOを含有する焼鈍分離剤を塗布して、焼鈍分離剤が塗布された脱炭焼鈍鋼板に対して1150〜1250℃で5〜30時間の仕上げ焼鈍を実施する。
上記鋼材の化学組成は、Sn:0.01〜0.15%を含有してもよい。
本発明による方向性電磁鋼板の製造方法はさらに、窒化処理工程を含んでもよい。窒化処理工程は、窒化工程と、窒化後冷却工程とを含む。窒化工程は、脱炭焼鈍鋼板に対して700〜850℃で窒化処理を実施する。窒化後冷却工程は、窒化工程後の鋼板を冷却して、鋼中におけるCuS析出物が質量%で5ppm以下である窒化処理鋼板とし、鋼板が900℃から750℃になるまでの平均冷却速度を30〜150℃/秒とする。
以下、本発明による方向性電磁鋼板の製造方法について詳述する。なお、本明細書において、元素の含有量に関する%は、特に断りのない限り、質量%を意味する。
[第1の実施形態]
[製造工程フロー]
図1は、本発明の第1の実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法のフロー図である。図1を参照して、本製造方法は、鋼材に対して熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する熱間圧延工程(S1)と、熱延鋼板に対して2段階焼鈍及び冷却を実施して焼鈍鋼板を製造する熱延板焼鈍工程(S2)と、焼鈍鋼板に対して冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する冷間圧延工程(S3)と、冷延鋼板に対して脱炭焼鈍を実施して脱炭焼鈍鋼板を製造する脱炭焼鈍工程(S4)と、脱炭焼鈍鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施する仕上げ焼鈍工程(S6)とを含む。以下、各工程について説明する。
[熱間圧延工程(S1)]
熱間圧延工程(S1)では、準備された鋼材に対して熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する。鋼材は、方向性電磁鋼板の素材に相当し、たとえば、スラブである。鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
[鋼材の化学組成中の必須元素]
C:0.005超〜0.10%
炭素(C)は、製造工程中における脱炭焼鈍工程完了までの組織制御に有効である。しかしながら、C含有量が0.005%以下であれば、上記効果が十分に得られない。一方、C含有量が0.060%を超えれば、脱炭焼鈍に要する時間が長くなりすぎる。なお、脱炭焼鈍が不十分であれば、優れた磁気特性が得られにくい。したがって、C含有量は0.005超〜0.10%である。C含有量の好ましい下限は0.03%であり、さらに好ましくは0.04%である。C含有量の好ましい上限は0.08%であり、さらに好ましくは0.07%である。
Si:2.5〜6.5%
シリコン(Si)は、方向性電磁鋼板の電気抵抗を高めて、鉄損の一部を構成する渦電流損を低減する。Si含有量が2.5%未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Si含有量が6.5%を超えれば、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Si含有量は2.5〜6.5%である。Si含有量の好ましい下限は2.8%であり、さらに好ましくは3.0%である。Si含有量の好ましい上限は3.7%であり、さらに好ましくは3.5%である。
Mn:0.03〜0.15%
マンガン(Mn)は、方向性電磁鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減させる。Mnはさらに、熱間加工性を高めて、熱間圧延における割れの発生を抑制する。Mnはさらに、熱延板焼鈍工程において、Sと結合して微細なMnSを形成する。微細MnSは、インヒビターとして活用される微細AlNの析出核となる。そのため、熱延板焼鈍工程において、微細MnSの析出量が多ければ、十分な量の微細AlNが得られる。Mn含有量が0.03%未満であれば、十分な量の微細MnSが析出しない。一方、Mn含有量が0.15%を超えれば、方向性電磁鋼板の磁束密度が低下する。したがって、Mn含有量は0.03〜0.15%である。Mn含有量の好ましい下限は0.05%であり、さらに好ましくは0.07%である。Mn含有量の好ましい上限は0.12%であり、さらに好ましくは0.10%である。
S:0.010超〜0.050%
硫黄(S)は、熱延板焼鈍工程中の第1焼鈍工程において、Mnと結合して、微細MnSを形成する。S含有量が0.010%以下であれば、十分な量の微細AlNを生成するための生成核となる十分な量の微細MnSが得られない。一方、S含有量が0.050%を超えれば、仕上げ焼鈍工程後の鋼板中においてもMnSが残存する場合がある。この場合、磁気特性が低下する。したがって、S含有量は0.010超〜0.050%である。S含有量の好ましい下限は0.015%であり、さらに好ましくは0.02%である。S含有量の好ましい上限は0.035%であり、さらに好ましくは0.025%である。
sol.Al:0.010〜0.035%
アルミニウム(Al)は、方向性電磁鋼板の製造工程中において、Nと結合してAlNを形成し、インヒビターとして機能する。sol.Al含有量が0.010%未満であれば、インヒビターとして機能する十分な量のAlNが得られない。一方、sol.Al含有量が0.035%を超えれば、AlNが粗大化して、インヒビター強度が低下する。したがって、sol.Al含有量は0.010〜0.035%である。sol.Al含有量の好ましい下限は0.015%であり、さらに好ましくは0.02%である。sol.Al含有量の好ましい上限は0.03%であり、さらに好ましくは0.025%である。なお、本明細書において、sol.Alは酸可溶Alを意味する。したがって、sol.Al含有量は、酸可溶Alの含有量である。
N:0.0045〜0.0120%
窒素(N)は、方向性電磁鋼板の製造工程中において、Alと結合してAlNを形成し、インヒビターとして機能する。N含有量が0.0045%未満であれば、インヒビターとして機能する十分な量のAlNが得られない。一方、鋼材中のN含有量が0.0120%を超えれば、冷間圧延時に鋼板にブリスタ(空孔)が多数生成しやすくなる。したがって、N含有量は0.0045〜0.0120%である。N含有量の好ましい下限は0.0050%であり、さらに好ましくは0.0060%である。N含有量の好ましい上限は0.0100%であり、さらに好ましくは0.0090%である。
Cu:0.020〜0.300%
銅(Cu)は熱延板焼鈍工程において、AlNの生成核となる微細MnSの析出を促進する。Cu含有量が0.010%未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Cu含有量が高すぎれば、CuS析出物が析出し、CuS析出物が仕上げ焼鈍後にも残存する場合が生じる。鋼中にCuS析出物が残存していれば、方向性電磁鋼板の磁気特性が低下する。したがって、Cu含有量は0.020〜0.300%である。Cu含有量の好ましい下限は0.050%であり、さらに好ましくは0.100%である。Cu含有量の好ましい上限は0.250%であり、さらに好ましくは0.200%である。
なお、特許文献1及び従前の方向性電磁鋼板の製造方法では、熱延板焼鈍工程において、積極的にCuS析出物を生成して、CuS析出物を二次再結晶のインヒビターとして活用している。しかしながら上記知見のとおり、CuS析出物は鋼中に残存すれば、方向性電磁鋼板の磁気特性を低下してしまう。したがって、本発明においては、CuS析出物の析出をなるべく抑制し、脱炭焼鈍工程後の脱炭焼鈍鋼板中のCuS析出物の含有量を質量%で5ppm以下にする。
本発明による鋼材の化学組成の残部は、Fe及び不純物からなる。ここで、不純物とは、方向性電磁鋼板の素材である鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるもの、又は、純化焼鈍において完全に純化されずに鋼中に残存する下記の元素等であって、本発明の製造方法により製造される方向性電磁鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
[鋼材の化学組成中の任意元素]
上述の鋼材は、Feの一部に代えて、Snを含有してもよい。
Sn:0〜0.15%
すず(Sn)は、脱炭焼鈍工程時に生成される酸化層の性質を向上し、仕上げ焼鈍工程時に、この酸化層を用いて生成する一次被膜の性質も向上する。Snはさらに、酸化層及び一次被膜の形成の安定化を実現することにより、方向性電磁鋼板の磁気特性を向上する。Snはさらに、粒界偏析元素であり、二次再結晶を安定化する。しかしながら、Sn含有量が0.15%を超えれば、鋼板の表面が酸化されにくくなり、一次被膜の形成が不十分になる場合がある。したがって、Sn含有量は0〜0.15%である。上記効果をより有効に得るためのSn含有量の好ましい下限は0.01%である。Sn含有量のさらに好ましい下限は0.04%であり、さらに好ましい上限は0.10%である。
以上の化学組成を有する鋼材はたとえば、上述のとおり、スラブである。鋼材の製造方法の一例は次のとおりである。上記化学組成を有する溶鋼を製造(溶製)する。溶鋼を用いて鋼材を製造する。連続鋳造法により鋼材を製造してもよい。溶鋼を用いてインゴットを製造し、インゴットを分塊圧延して鋼材を製造してもよい。他の方法により鋼材を製造してもよい。
準備された鋼材に対して、熱間圧延機を用いて熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する。初めに、鋼材を加熱する。たとえば、鋼材を周知の加熱炉又は周知の均熱炉に装入して、加熱する。鋼材の好ましい加熱温度は1100〜1400℃未満である。鋼材の加熱温度の好ましい上限は1350℃であり、さらに好ましくは1250℃である。
加熱された鋼材に対して、熱間圧延機を用いた熱間圧延を実施して、熱延鋼板を製造する。熱間圧延工程は、粗圧延工程(S11)と、仕上げ圧延工程(S12)と、仕上げ圧延後冷却工程(S13)とを含む。粗圧延工程(S11)では、粗圧延機を用いて、鋼材(スラブ)を熱間圧延して粗鋼板を製造する。粗圧延機は、一列に並んだ複数の粗圧延スタンドを備える。各粗圧延スタンドは、上下に配置された複数のロールを含む。
仕上げ圧延工程(S12)では、仕上げ圧延機を用いて、粗鋼板を熱間圧延して仕上げ鋼板を製造する。仕上げ圧延機は、粗圧延機の下流に配置される。仕上げ圧延機は、一列に並んだ複数の仕上げ圧延スタンドを備える。各仕上げ圧延スタンドは、上下に配置された複数のロールを含む。
仕上げ圧延工程における製造条件は特に限定されないが、好ましくは、次の条件で仕上げ圧延を実施する。
仕上げ圧延開始温度:960℃以上
仕上げ圧延終了温度:900〜1000℃
仕上げ圧延工程において、仕上げ圧延機で熱間圧延を開始するときの粗鋼板の温度を「仕上げ圧延開始温度」(℃)と定義する。具体的には、仕上げ圧延機において、最初に圧下する仕上げ圧延スタンドの入側での粗鋼板の表面温度を、「仕上げ圧延開始温度」(℃)と定義する。また、仕上げ圧延工程において、仕上げ圧延機で熱間圧延を完了したときの鋼板(仕上げ鋼板)の温度を「仕上げ圧延終了温度」と定義する。具体的には、仕上げ圧延機において、最後に鋼板を圧下する仕上げ圧延スタンドの出側での仕上げ鋼板の表面温度を、「仕上げ圧延終了温度」(℃)と定義する。
仕上げ圧延開始温度が960℃以上であれば、優れた熱間加工性が維持される。仕上げ圧延開始温度の好ましい下限は1000℃超である。また、仕上げ圧延終了温度が900℃以上であれば、CuS析出物の析出が抑えられる。仕上げ圧延終了温度が高い場合には特に問題はないが、高すぎると、次工程の仕上げ圧延後冷却工程において900℃〜750℃の特定温度域での平均冷却速度の制御が難しくなる。したがって、好ましくは、仕上げ圧延終了温度の上限を1000℃とする。仕上げ圧延終了温度の好ましい上限は980℃である。
仕上げ圧延開始温度は、次の方法で求める。仕上げ圧延機において、最初に圧下する仕上げ圧延スタンドの入側に配置された温度計(放射温度計)により、中間鋼板全長の表面(上面)温度を測定する。中間鋼板を長手方向で10等分し、10等分された各区分のうち、最先端部分と最後端部分を除く8区分の表面温度の平均値を、仕上げ圧延開始温度(℃)とする。
同様に、仕上げ圧延終了温度は、次の方法で求める。仕上げ圧延機において、最後に圧下する仕上げ圧延スタンドの出側に配置された温度計(放射温度計)により、中間鋼板全長の表面(上面)温度を測定する。中間鋼板を長手方向で10等分し、10等分された各区分のうち、最先端部分と最後端部分を除く8区分の表面温度の平均値を、仕上げ圧延終了温度(℃)とする。
[仕上げ圧延後冷却工程(S13)]
仕上げ圧延後冷却工程(S13)では、仕上げ圧延工程(S12)後の仕上げ鋼板に対して、冷却を実施して熱延鋼板とする。このとき、仕上げ鋼板の温度が900℃から750℃になるまでの(つまり、鋼板温度が特定温度域での)平均冷却速度を30〜150℃/秒にする。ここで、鋼板温度は次の方法で特定する。仕上げ圧延機の最後に圧下する圧延スタンドの出側及びその下流には、鋼板の幅中央部の温度を測定できる測温計(放射温度計、サーモグラフィ等)が下流に向かって複数取付けられている。各測温計により、鋼板幅方向中央部での鋼板の表面温度を測定する。各測温計で測定された鋼板の表面温度、各測温計の配置位置、仕上げ圧延機の最後に圧下する圧延スタンドの出側以降の熱延鋼板の通板速度等に基づいて、鋼板温度が900℃から750℃になるまでに掛かった時間を求め、求めた時間に基づいて、平均冷却速度を求める。
上記特定温度域における平均冷却速度が30℃/秒未満であれば、仕上げ圧延後冷却工程(S13)後の熱延鋼板中において、CuS析出物が多く生成する。この場合、次工程の熱延板焼鈍工程(S2)の第1焼鈍工程(S21)において固溶Cuが不足するため、十分な微細MnSが生成しない。さらに、仕上げ圧延後冷却工程(S13)にて生成したCuS析出物は仕上げ焼鈍工程(S6)後においても残存しやすいため、方向性電磁鋼板中にCuS析出物が残存し、磁気特性を低下する。一方、平均冷却速度が150℃/秒を超えれば、AlNが不均一に析出する。そのため、磁気特性が低下する。
仕上げ圧延後冷却工程(S13)において、特定温度域における平均冷却速度が30〜150℃/秒であれば、熱延鋼板でのCuS析出物の生成を十分に抑制できる。
特定温度域での冷却は、たとえば、次のとおり実施する。仕上げ圧延機の後段に、たとえば、冷却装置が配置されている。仕上げ圧延後の鋼板はそのまま冷却装置に装入され、連続的に冷却される。冷却後、鋼板は巻き取られてコイル状になる。冷却装置内において、鋼板の表面に対して冷却流体を噴射して、上述の平均冷却速度で鋼板を冷却してもよい。冷却流体はたとえば、水や、水と空気との混合流体である。また、鋼板を冷却流体が貯留された冷却槽に通過させて、鋼板を冷却してもよい。
熱間圧延工程(S1)では、上述の粗圧延工程(S11)、仕上げ圧延工程(S12)、及び、仕上げ圧延後冷却工程(S13)により、熱延鋼板を製造する。熱間圧延により製造される熱延鋼板の厚さは特に限定されず、公知の厚さとすることができる。なお、熱間圧延工程における巻取り温度は特に限定されないが、巻取り温度の好ましい上限は700℃未満である。
[熱延板焼鈍工程(S2)]
製造された熱延鋼板に対して、熱延板焼鈍工程を実施して、焼鈍鋼板を製造する。図2は、図1中の熱延板焼鈍工程の詳細を示すフロー図である。図2を参照して、熱延板焼鈍工程(S2)は、第1焼鈍工程(S21)と、第2焼鈍工程(S22)と、第2焼鈍後冷却工程(S23)とを含む。熱延板焼鈍工程では、第1焼鈍工程(S21)、第2焼鈍工程(S22)、第2焼鈍後冷却工程(S23)の順に、各工程を実施する。第1焼鈍工程(S21)では主として、Cuを利用して微細MnSを多数析出させる。第2焼鈍工程(S22)では主として、微細MnSを析出核として微細AlNを多数析出させる。第2焼鈍後冷却工程(S23)では、微細AlNをさらに追加して析出させ、かつ、CuS析出物の析出を抑制する。以下、各工程S21〜S23について詳述する。
[第1焼鈍工程(S21)]
第1焼鈍工程では、熱処理炉を用いて、熱延鋼板の温度が第1焼鈍温度(1080〜1200℃)になるように、熱延鋼板を加熱する。そして、第1焼鈍温度となった熱延鋼板を第1保持時間(70〜120秒)保持して焼鈍を実施する。これにより、熱延鋼板中に、微細AlNの析出核となる微細MnSを析出させる。鋼中の固溶Cuは、第1焼鈍工程において、微細MnSの析出を促進させる。第1焼鈍工程(S21)での製造条件は次のとおりである。
第1焼鈍温度:1080〜1200℃
第1保持時間:70〜120秒
第1焼鈍温度は、熱処理炉の炉温に相当する。第1焼鈍温度が1080℃未満であれば、微細AlNの析出させるための十分な量の微細MnSが析出しない。一方、第1焼鈍温度が1200℃を超えれば、析出したMnSが粗大化する。MnSが粗大化すれば、AlNの析出挙動が変化して、第2焼鈍工程(S22)において、十分な量の微細AlNが析出しない。第1焼鈍温度が1080〜1200℃であれば、第1保持時間が適切であることを前提として、十分な量の微細MnSが析出する。
また、第1保持時間が70秒未満であれば、微細AlNの析出させるための十分な量の微細MnSが析出しない。一方、第1保持時間が120秒を超えれば、MnSが粗大化してしまう。その結果、第2焼鈍工程(S22)において、十分な量の微細AlNが析出しない。第1保持時間が70〜120秒であれば、熱延板焼鈍工程での他の条件が適切であることを前提として、十分な量の微細MnSが析出する。
[第2焼鈍工程(S22)]
第1焼鈍工程(S21)後、引き続き、第2焼鈍工程(S22)を実施する。第2焼鈍工程(S22)では、第1焼鈍工程(S21)と同じ熱処理炉内において、熱延鋼板の温度を第2焼鈍温度(900〜980℃)に下げる。具体的には、第1焼鈍工程(S21)後、炉温を第1焼鈍温度(1080〜1200℃)から第2焼鈍温度(900〜980℃)に下げる。炉温を下げて熱延鋼板の温度を第2焼鈍温度とした後、第2焼鈍温度で第2保持時間(30〜450秒)保持して焼鈍を実施する。第2焼鈍工程(S22)を実施することにより、第1焼鈍工程(S21)で生成した微細MnSを析出核として、十分な量の微細AlNを析出させる。第2焼鈍工程(S22)ではさらに、インヒビターとして機能する微細なTiNも析出する。第2焼鈍工程(S22)での製造条件は次のとおりである。
第2焼鈍温度:900〜980℃
第2保持時間:30〜450秒
第2焼鈍温度は、熱処理炉の炉温に相当する。第2焼鈍温度が900℃未満である場合、十分な量の微細AlNが析出せず、非常に微細なAlNが不安定に少量析出する。この場合、AlNがインヒビターとして機能しにくい。一方、第2焼鈍温度が980℃を超える場合、粗大なAlNが少量析出するものの、適切な量の微細AlNが析出しにくい。第2焼鈍温度が900〜980℃であれば、熱延板焼鈍工程での他の条件が適切であることを前提として、十分な量の微細AlNが析出する。
第2保持時間が30秒未満であれば、十分な量の微細AlNが析出しない。一方、第2保持時間が450秒を超えれば、AlNが粗大化して、インヒビターとして機能しにくい。第2保持時間が30〜450秒であれば、第1焼鈍工程における各条件が適切であり、かつ、第2保持温度が適切であることを前提として、十分な量の微細AlNが析出する。
[第2焼鈍後冷却工程(S23)]
第2焼鈍工程(S22)後に、第2焼鈍後冷却工程(S23)を実施する。第2焼鈍後冷却工程(S23)では、第2焼鈍工程(S22)後の鋼板(熱延鋼板)を冷却する。このとき、鋼板温度が900〜750℃の範囲(特定温度域)では、30〜150℃/秒の平均冷却速度で冷却する。特定温度域において上記平均冷却速度で冷却を実施することにより、微細なAlNを追加で析出させる。さらに、CuS析出物は特定温度域で生成しやすいため、上述の平均冷却速度で鋼板を冷却することにより、CuS析出物の析出を抑制する。冷却工程(S23)での製造条件は次のとおりである。
特定温度域での平均冷却速度:30〜150℃/秒
特定温度域での平均冷却速度が30℃/秒未満の場合、過剰なCuS析出物が析出する。この場合、仕上げ焼鈍後においても鋼中にCuS析出物が残存する。そのため、磁気特性が低下する。一方、特定温度域での平均冷却速度が150℃/秒を超える場合、鋼板の冷却が不均一になる。この場合、特定温度域において微細なAlNが不均一に追加析出してしまう。そのため、二次再結晶が均一に発生しにくくなり、方向性電磁鋼板における磁気特性のばらつきが大きくなる。特定温度域での平均冷却速度を30〜150℃/秒とすれば、特定温度域について、鋼板中に微細なAlNを均一に析出しやすくなり、かつ、CuS析出物の過剰な析出を抑制できる。
特定温度域での冷却は、たとえば、次のとおり実施する。上記熱処理炉の後段に冷却装置が配置されている。熱処理炉から抽出された鋼板はそのまま冷却装置に装入され、連続的に冷却される。冷却後、鋼板は巻き取られてコイル状になる。冷却装置内において、鋼板の表面に対して冷却流体を噴射して、上述の平均冷却速度で鋼板を冷却してもよい。冷却流体はたとえば、水や、水と空気との混合流体である。また、鋼板を冷却流体が貯留された冷却槽に通過させて、鋼板を冷却してもよい。
特定温度域での平均冷却速度は、次の方法で測定可能である。鋼板の温度はたとえば、サーモグラフィ、放射温度計等の温度センサにより、鋼板の表面温度を測定して求める。測定された温度に基づいて、鋼板の温度が900℃から750℃に下がるまでに掛かった時間を求め、求めた時間に基づいて、平均冷却速度(℃/秒)を求める。
なお、980〜900℃超の温度域、及び、750℃未満の温度域での鋼板の冷却方法は特に限定されないが、好ましくは、10℃/秒以上で冷却を行う。
以上の工程により、熱延板焼鈍工程を実施して、焼鈍鋼板を製造する。熱延板焼鈍工程(S2)では、上述の3つの工程(S21〜S23)を実施することにより、微細MnSを析出核とした微細AlNを多数析出させる。これにより、仕上げ焼鈍工程(S6)において、二次再結晶を均一に発現させやすく、方向性電磁鋼板の磁気特性のばらつきを抑制できる。さらに、CuS析出物の析出を抑制する。これにより、他の製造条件も満たすことを前提として、脱炭焼鈍工程(S4)後であって、仕上げ焼鈍工程(S6)前の鋼板中のCuS析出物の含有量は質量%で5ppm以下になる。そのため、方向性電磁鋼板の磁気特性の低下を抑制できる。
[冷間圧延工程(S3)]
冷間圧延工程(S3)では、製造された焼鈍鋼板に対して、冷間圧延を実施して、冷延鋼板を製造する。冷間圧延は、冷間圧延機を用いて実施する。冷間圧延機は、一列に配列された複数の冷間圧延スタンドを備える。各冷間圧延スタンドは、複数の冷間圧延ロールを含む。
冷間圧延後の冷延鋼板の厚さは特に限定されないが、たとえば、0.1〜0.5mmである。なお、焼鈍鋼板に対して冷間圧延を実施する前に、焼鈍鋼板に対して酸洗処理を実施してもよい。
なお、上述の説明では、熱延板焼鈍工程(S2)後に、冷間圧延工程(S3)を実施する。しかしながら、熱延板焼鈍工程(S2)前の熱延鋼板に対して、冷間圧延(事前冷間圧延)をさらに実施してもよい。この場合、事前冷間圧延後の鋼板に対して、上述の熱延板焼鈍工程(S2)を実施する。そして、熱延板焼鈍工程(S2)後の鋼板に対して、さらに上述の冷間圧延工程(S3)を実施する。また、事前冷間圧延前に、熱延鋼板に対して予備焼鈍処理を実施してもよい。予備焼鈍処理では、熱延鋼板に対して、800〜1000℃、望ましくは900℃〜1000℃の間の焼鈍温度で焼鈍処理(予備焼鈍処理)を実施する。このとき、予備焼鈍処理後の鋼板の冷却において、鋼板が900℃から750℃になるまでの平均冷却速度を30〜150℃/秒とする。予備焼鈍処理後の鋼板に対して、事前冷間圧延を実施し、その後、熱延板焼鈍工程(S2)を実施する。
1回又は複数回での冷間圧延における、好ましい累計の冷延率は80〜95%である。ここで、累計の冷延率(%)は次のとおり定義される。
冷延率(%)=1−最後の冷間圧延後の冷延鋼板の板厚/最初の冷間圧延開始前の焼鈍鋼板の板厚×100
[脱炭焼鈍工程(S4)]
脱炭焼鈍工程(S4)では、冷間圧延工程(S3)により製造された冷延鋼板に対して、脱炭焼鈍を実施して一次再結晶を発現し、脱炭焼鈍鋼板を製造する。脱炭焼鈍工程(S4)は、脱炭工程(S41)と、脱炭後冷却工程(S42)とを含む。脱炭工程(S41)では、冷延鋼板を脱炭して一次再結晶を発現させる。脱炭後冷却工程(S42)では、脱炭後の鋼板を冷却する。以下、脱炭工程(S41)及び脱炭後冷却工程(S42)について説明する。
[脱炭工程(S41)]
脱炭工程(S41)では、冷間圧延工程(S3)により製造された冷延鋼板に対して、脱炭焼鈍を実施して一次再結晶を発現させる。脱炭焼鈍はたとえば、次の方法で実施する。冷間圧延鋼板を熱処理炉に装入する。熱処理炉の温度(脱炭焼鈍温度)を800〜950℃とし、熱処理炉の雰囲気を、水素及び窒素を含有する湿潤雰囲気とする。脱炭焼鈍を実施することにより、鋼板中の炭素が鋼板から除去され、一次再結晶が発現する。脱炭工程の製造条件は次のとおりである。
脱炭焼鈍温度:800〜950℃
脱炭焼鈍温度は、上述のとおり、熱処理炉の炉温に相当し、脱炭焼鈍中の冷延鋼板の温度に相当する。脱炭焼鈍温度が800℃未満であれば、一次再結晶発現後の脱炭焼鈍鋼板の結晶粒が小さすぎる。この場合、仕上げ焼鈍工程(S6)において、二次再結晶が十分に発現しない。一方、脱炭焼鈍温度が950℃を超えれば、一次再結晶発現後の脱炭焼鈍鋼板の結晶粒が大きすぎる。この場合も、仕上げ焼鈍工程(S6)において、二次再結晶が十分に発現しない。脱炭焼鈍温度が800〜950℃であれば、一次再結晶後の脱炭焼鈍鋼板の結晶粒が適切なサイズとなり、仕上げ焼鈍工程(S6)において、二次再結晶が十分に発現する。
なお、脱炭焼鈍工程(S4)における、脱酸焼鈍温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば、15〜150秒である。
[脱炭後冷却工程(S42)]
脱炭後冷却工程(S42)では、脱炭工程(S41)後の鋼板に対して、冷却を実施する。脱炭後冷却工程において、鋼板の温度が900℃から750℃になるまでの(つまり、鋼板温度が特定温度域での)平均冷却速度を30〜150℃/秒にする。
特定温度域での冷却は、たとえば、次のとおり実施する。上記熱処理炉の後段に冷却装置が配置されている。熱処理炉から抽出された鋼板はそのまま冷却装置に装入され、連続的に冷却される。冷却後、鋼板は巻き取られてコイル状になる。冷却装置内において、鋼板の表面に対して冷却流体を噴射して、上述の平均冷却速度で鋼板を冷却してもよい。冷却流体はたとえば、水や、水と空気との混合流体である。また、鋼板を冷却流体が貯留された冷却槽に通過させて、鋼板を冷却してもよい。
特定温度域での平均冷却速度は、次の方法で測定可能である。鋼板の温度はたとえば、冷却装置に設置されたサーモグラフィ、放射温度計等の温度センサにより、鋼板の表面温度を測定して求める。測定された温度に基づいて、鋼板の温度が900℃から750℃に下がるまでに掛かった時間を求め、求めた時間に基づいて、平均冷却速度(℃/秒)を求める。
上記鋼板温度が特定温度域における平均冷却速度が30℃/秒未満であれば、脱炭後冷却工程(S42)後の鋼板中において、CuS析出物が多く生成する。CuS析出物は仕上げ焼鈍後においても残存しやすいため、方向性電磁鋼板中にCuS析出物が残存し、磁気特性を低下する。一方、平均冷却速度が150℃/秒を超えれば、AlNが不均一に析出する。そのため、磁気特性が低下する。
鋼板の特定温度域における平均冷却速度が30〜150℃/秒であれば、脱炭焼鈍鋼板でのCuS析出物の生成を十分に抑制できる。
脱炭焼鈍工程(S4)では、上述の脱炭工程(S41)及び脱炭後冷却工程(S42)により、脱炭焼鈍鋼板を製造する。
上述の脱炭焼鈍工程(S4)後であって、後述の仕上げ焼鈍工程(S6)前の、鋼板(脱炭焼鈍鋼板)において、鋼中のCuS析出物量は、質量%で5ppm以下である。ここで、鋼板中におけるCuS析出物量は次の方法で測定する。
[鋼板中のCuS析出物量の測定方法]
まずCuS析出物の質量の測定に用いられる化学分析用のサンプルの採取方法について説明する。初めに、鋼板の幅方向における中央部から、供試材を採取する。供試材の表面に形成されているスケール等の酸化被膜等を、化学的研磨、又は、機械的研磨処理により除去する。その後、供試材を電解して、介在物や析出物等を供試材から離脱させて残渣として回収する。この回収された残渣をサンプルとする。
サンプルを回収後、サンプルに含有されるCuの質量を定量する。さらに、CuとSの原子比(Cu/S)を2/1として、定量されたCu質量に対するS質量を求める。得られたS質量とCu質量とを合計して、供試材中のCuS析出物質量と定義する。得られたCuS析出物質量及び供試材の質量に基づいて、鋼板中のCuS析出物量の含有量(ppm)を求める。
なお、上述したサンプルに含有されるCuには、結晶構造や組成等から厳密にCuS析出物と判断される析出物に含有されないCuが含まれることがあるが、本発明におけるCuS析出物量を算出する場合には、このようなCuを含めてSの質量に換算する。しかしながら、サンプル中のCuS析出物以外のCuはきわめて微量である。
[仕上げ焼鈍工程(S6)]
脱炭焼鈍工程(S4)後の鋼板(脱炭焼鈍鋼板)に対して、仕上げ焼鈍工程(S6)を実施する。仕上げ焼鈍工程(S6)では、はじめに、鋼板の表面に焼鈍分離剤を含有する水性スラリーを塗布する。そして、水性スラリーを塗布された鋼板に対して焼鈍(仕上げ焼鈍)を実施する。
水性スラリーは、後述する焼鈍分離剤に水を加え攪拌して精製する。焼鈍分離剤は、酸化マグネシウム(MgO)を含有する。好ましくは、MgOは焼鈍分離剤の主成分である。ここで、「主成分」とは、焼鈍分離剤中のMgO含有量が、質量%で60.0%以上であることを意味する。焼鈍分離剤は、MgO以外に、周知の添加剤を含有してもよい。
仕上げ焼鈍工程(S6)はたとえば、次の条件で実施する。仕上げ焼鈍の前に、焼付け処理を実施する。初めに、鋼板の表面上に水性スラリーの焼鈍分離剤を塗布する。表面に焼鈍分離剤が塗布された鋼板を巻取り、コイル状にする。コイル状の鋼板を、400〜1000℃に保持した炉内に装入し、保持する(焼付け処理)。これにより、鋼板表面上に塗布された焼鈍分離剤が乾燥する。保持時間はたとえば10〜90秒である。
焼鈍分離剤を乾燥後、コイル状の鋼板に対して、仕上げ焼鈍を実施する。仕上げ焼鈍は、熱処理炉を用いて実施する。仕上げ焼鈍の製造条件はたとえば、次のとおりである。なお、仕上げ焼鈍における炉内雰囲気は、周知の雰囲気である。
仕上げ焼鈍温度:1150〜1250℃
仕上げ焼鈍温度での保持時間:5〜30時間
仕上げ焼鈍温度が1150℃未満であれば、十分な二次再結晶が発現せず、また二次再結晶に用いた析出物を除去する純化が十分ではない。そのため、製造された方向性電磁鋼板の磁気特性が劣位となる。一方、仕上げ焼鈍温度が1250℃を超えても二次再結晶、純化に対する効果が低いとともに、鋼板の変形などの問題が生じる。仕上げ温度が1150〜1250℃であれば、上記保持時間が適切であることを前提として、十分な二次再結晶が発現して、磁気特性が高まる。さらに、鋼板表面上にフォルステライトを含有する一次被膜が健全に形成される。
なお、仕上げ焼鈍工程(S6)により、鋼板の化学組成の各元素が鋼中成分からある程度取り除かれる。特に、インヒビターとして機能するS、Al、N等は大幅に取り除かれる。
以上の製造工程により、本発明による方向性電磁鋼板が製造される。製造された方向性電磁鋼板では、熱延板焼鈍工程(S2)において、インヒビターとして機能する微細AlNが十分な量だけ析出する。さらに、熱間圧延工程(S1)、熱延板焼鈍工程(S2)、及び、脱炭焼鈍工程(S4)において、磁気特性を低下するCuS析出物の生成が抑制される。その結果、優れた磁気特性を有し、磁気特性のばらつきが抑制された方向性電磁鋼板が製造される。
なお、仕上げ焼鈍後の方向性電磁鋼板の表面には、フォルステライトを含有する一次被膜が形成されている。
[その他の製造工程]
本発明による方向性電磁鋼板の製造方法はさらに、必要に応じて次の製造工程を実施してもよい。
[二次被膜形成工程]
本実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法ではさらに、仕上げ焼鈍工程後に、二次被膜形成工程を実施してもよい。二次被膜形成工程では、仕上げ焼鈍の降温後の方向性電磁鋼板の表面(一次被膜上)に、コロイド状シリカ及びリン酸塩を主体とする絶縁コーティング剤を塗布した後、焼付けを実施する。これにより、一次被膜上に、張力絶縁被膜である二次被膜が形成される。
[磁区細分化処理工程]
本実施形態による方向性電磁鋼板はさらに、仕上げ焼鈍工程又は二次被膜形成工程後に、磁区細分化処理工程を実施してもよい。磁区細分化処理工程では、方向性電磁鋼板の表面に、磁区細分化効果のあるレーザ光を照射したり、表面に溝を形成したりする。この場合、さらに磁気特性に優れる方向性電磁鋼板が製造できる。
[第2の実施形態]
[製造工程フロー]
図3は、本発明の第2の実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法のフロー図である。図3を参照して、本実施形態の方向性電磁鋼板の製造方法は、図1と比較して、脱炭焼鈍工程(S4)と、仕上げ焼鈍工程(S6)との間に、新たに、窒化処理工程(S5)を備えてもよい。その他の工程は、図1と同じである。以下、窒化処理工程(S5)について詳述する。
[窒化処理工程(S5)]
窒化処理工程(S5)では、脱炭焼鈍工程(S4)後の脱炭焼鈍鋼板に対して、窒化処理を実施して、窒化処理鋼板を製造する。窒化処理工程(S5)は、窒化工程(S51)と、窒化後冷却工程(S52)とを含む。窒化工程(S51)では、脱炭焼鈍鋼板を窒化する。窒化後冷却工程(S52)では、窒化工程後の鋼板を冷却して窒化処理鋼板とする。以下、窒化工程(S51)及び窒化後冷却工程(S52)について説明する。
[窒化工程(S51)]
窒化工程(S51)では、脱炭焼鈍工程(S4)後の脱炭焼鈍鋼板に対して窒化処理を実施する。これにより、二次再結晶までに鋼中にさらに微細AlNが析出する。好ましい窒化処理条件は次のとおりである。
窒化処理温度:700〜850℃
窒化処理炉内の雰囲気(窒化処理雰囲気):水素、窒素及びアンモニア等の窒化能を有するガスを含有する雰囲気
窒化処理温度が700℃未満であれば、又は、窒化処理温度が850℃を超えれば、窒化処理において、窒素が鋼板中に侵入しにくい。この場合、窒化工程において鋼板内部での窒素量が不足する。そのため、二次再結晶直前での微細AlN量との合計析出量が不足する。その結果、仕上げ焼鈍工程(S6)での二次再結晶が十分に発現しない。
窒化処理温度が700〜850℃であれば、二次再結晶前での微細AlNが十分に得られる。そのため、脱炭焼鈍工程(S4)までに析出した微細AlN量と、窒化処理工程を経たことで得られる微細AlN量との合計析出量が十分な量になる。その結果、仕上げ焼鈍工程において二次再結晶が十分に発現する。
なお、窒化処理工程(S5)における、窒化処理温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば、10〜60秒である。
[窒化後冷却工程(S52)]
窒化後冷却工程(S52)では、窒化工程(S51)後の鋼板に対して、冷却を実施する。窒化後冷却工程(S52)において、鋼板の温度が900℃から750℃になるまでの(つまり、鋼板温度が特定温度域での)平均冷却速度を30〜150℃/秒にする。
特定温度域での冷却は、たとえば、次のとおり実施する。上記窒化処理炉の後段に冷却装置が配置されている。窒化処理炉から抽出された鋼板はそのまま冷却装置に装入され、連続的に冷却される。冷却後、鋼板は巻き取られてコイル状になる。冷却装置内において、鋼板の表面に対して冷却流体を噴射して、上述の平均冷却速度で鋼板を冷却してもよい。冷却流体はたとえば、水や、水と空気との混合流体である。また、鋼板を冷却流体が貯留された冷却槽に通過させて、鋼板を冷却してもよい。
特定温度域での平均冷却速度は、次の方法で測定可能である。鋼板の温度はたとえば、冷却装置に設置されたサーモグラフィ、放射温度計等の温度センサにより、鋼板の表面温度を測定して求める。測定された温度に基づいて、鋼板の温度が900℃から750℃に下がるまでに掛かった時間を求め、求めた時間に基づいて、平均冷却速度(℃/秒)を求める。
上記鋼板温度が特定温度域における平均冷却速度が30℃/秒未満であれば、窒化後冷却工程後の窒化処理鋼板中において、CuS析出物が多く生成する。CuS析出物は仕上げ焼鈍後においても残存しやすいため、方向性電磁鋼板中にCuS析出物が残存し、磁気特性を低下する。一方、平均冷却速度が150℃/秒を超えれば、AlNが不均一に析出する。そのため、磁気特性が低下する。
鋼板の特定温度域における平均冷却速度が30〜150℃/秒であれば、窒化処理鋼板でのCuS析出物の生成を十分に抑制できる。なお、窒化処理工程を実施する場合、熱間圧延工程(S1)における加熱温度は1280℃未満が好ましい。好ましい加熱温度は1100〜1250℃である。
本実施形態のように、脱炭焼鈍工程(S4)と、仕上げ焼鈍工程(S6)との間に、窒化処理工程(S5)を実施した場合、窒化処理工程(S5)後であって、仕上げ焼鈍工程(S6)前の鋼板において、鋼中のCuS析出物量は、質量%で5ppm以下である。ここで、鋼板におけるCuS析出物量は上述の方法で測定できる。
要するに、図1のように、脱炭焼鈍工程(S4)後に、窒化処理工程(S5)を省略して、仕上げ焼鈍工程(S6)を実施した場合、脱炭焼鈍工程(S4)後であって仕上げ焼鈍工程(S6)前の鋼板(脱炭焼鈍鋼板)中のCuS析出物量が質量%で5ppm以下である。一方、図3のように、脱炭焼鈍工程(S4)後に窒化処理工程(S5)を実施し、窒化処理工程(S5)後に仕上げ焼鈍工程(S6)を実施した場合、窒化処理工程(S5)後であって仕上げ焼鈍工程(S6)前の鋼板(窒化処理鋼板)中のCuS析出物量が質量%で5ppm以下である。
以上のとおり、本発明の製造方法により製造された方向性電磁鋼板では、熱延板焼鈍工程(S2)において、インヒビターとして機能する微細AlNが十分な量だけ析出する。さらに、熱間圧延工程(S1)、熱延板焼鈍工程(S2)、脱炭焼鈍工程(S4)、そして、窒化処理工程(S5)を実施した場合は窒化処理工程後(S5)において、磁気特性を低下するCuS析出物の生成が抑制される。その結果、優れた磁気特性を有し、磁気特性のばらつきが抑制された方向性電磁鋼板が製造される。
以下に、本発明の態様を実施例により具体的に説明する。これらの実施例は、本発明の効果を確認するための一例であり、本発明を限定するものではない。
[各試験番号の方向性電磁鋼板の製造]
表1に示す化学組成の溶鋼を、真空溶解炉にて製造した。製造された溶鋼を用いて、連続鋳造法により鋼材(スラブ)を製造した。
Figure 0006946848
表2に示す各試験番号の鋼材(スラブ)を表2に示す加熱温度(℃)で加熱した。加熱された鋼材に対して熱間圧延工程を実施して、板厚2.3mmの熱延鋼板を製造した。仕上げ圧延開始温度(℃)、及び、仕上げ圧延終了温度(℃)は表2に示すとおりであった。
Figure 0006946848
熱延鋼板に対して、表2に示す条件で熱延板焼鈍工程を実施して、焼鈍鋼板を製造した。具体的には、表2に示す第1焼鈍温度(℃)で第1保持時間(秒)保持して第1焼鈍工程を実施した。第1焼鈍工程後、第2焼鈍温度(℃)で第2保持時間(秒)保持して第2焼鈍工程を実施した。第2焼鈍工程後、第2焼鈍後冷却工程を実施した。第2焼鈍後冷却工程において、特定温度域(鋼板温度が900〜750℃)での平均冷却速度(℃/秒)は表2に示すとおりであった。
焼鈍鋼板に対して、冷間圧延工程を実施して、板厚0.22mmの冷延鋼板を製造した。試験番号5及び6を除く他の試験番号での冷延率はいずれも、88%であった。試験番号5及び6の冷延率は89%であった。
冷延鋼板に対して、脱炭焼鈍工程を実施して、脱炭焼鈍鋼板を製造した。具体的には、表2に示す脱炭焼鈍温度(℃)で脱炭焼鈍を実施した。脱炭焼鈍温度での保持時間はいずれの試験番号も100秒であった。また、いずれの試験番号も、水素を75体積%含み、残部を窒素と水蒸気として酸素ポテンシャルPH2O/PH2を0.4としたガス雰囲気中で脱炭処理を実施した。
脱炭焼鈍鋼板に対して、仕上げ焼鈍工程を実施した。初めに、脱炭焼鈍鋼板上に、MgOを主成分とする焼結分離剤(水スラリー)を塗布して、500℃で10秒間保持する焼付け処理を実施した。その後、表2に示す仕上げ焼鈍温度(℃)で、表2に示す保持時間(時間)鋼板を保持して、仕上げ焼鈍を実施した。
仕上げ焼鈍後の鋼板に対して、コロイド状シリカ及びリン酸塩を主体とする周知の絶縁コーティング剤を塗布した後、900℃で30秒保持する焼付け処理を実施して、二次被膜を形成した。
以上の製造工程により、各試験番号の方向性電磁鋼板を製造した。
[評価試験]
[脱炭焼鈍工程後のCuS析出物含有量の測定試験]
各試験番号において、窒化処理工程後、仕上げ焼鈍工程前の窒化処理鋼板において、鋼中のCuS析出物含有量(質量%)を次の方法で測定した。
[窒化処理工程後のCuS析出物含有量の測定試験]
各試験番号において、脱炭焼鈍工程後、仕上げ焼鈍工程前の鋼板(脱炭焼鈍鋼板)において、鋼板の幅方向における中央部から、供試材を採取した。採取された供試材を用いて、鋼中のCuS析出物含有量(質量%)を上述の方法により測定した。
[磁気特性評価試験]
次の方法により、各試験番号の方向性電磁鋼板の磁気特性を評価した。具体的には、各試験番号の方向性電磁鋼板から圧延方向長さ300mm×幅60mmのサンプルを15個採取した。具体的には、方向性電磁鋼板の幅をt(mm)と定義した場合、方向性電磁鋼板の側縁から幅方向にt/2の位置において、圧延方向に2000mmピッチ(サンプルの重心間距離)で5つのサンプルを採取した。さらに、方向性電磁鋼板の側縁から幅方向にt/4の位置において、圧延方向に2000mmピッチで5つのサンプルを採取した。さらに、方向性電磁鋼板の側縁から3t/4の位置において、圧延方向に2000mmピッチで5つのサンプルを採取した。以上の採取工程により、方向性電磁鋼板の異なる部位から15個のサンプルを採取した。
採取された15個のサンプルに対して、800A/mの磁場を付与して、磁束密度B8(T)を求めた。15個のサンプルで得られた磁束密度のうち、最高値をB8max(T)、最低値をB8min(T)、平均値をB8ave(T)と定義した。そして、最高値B8maxと最低値B8minとの差分値を、偏差ΔB8(T)と定義した。さらに、同じ15個のサンプルに対してSST(Single Sheet Tester)試験を実施して、周波数50Hz、最大磁束密度1.7Tのときの鉄損W17/50(W/kg)を求めた。
[試験結果]
得られた試験結果を表2に示す。表2を参照して、試験番号1〜6では、いずれも鋼材の化学組成が適切であり、かつ、各製造工程での条件も適切であった。その結果、窒化処理工程後であって、仕上げ焼鈍工程前の脱炭焼鈍鋼板におけるCuS析出物の含有量は、いずれの試験番号においても、5ppm以下であった。その結果、平均磁束密度B8aveは1.920T以上と高く、鉄損W17/50は0.85W/kg以下であり、優れた磁気特性を示した。さらに、偏差ΔB8は0.015T以下であり、磁気特性のばらつきは抑えられていた。
一方、試験番号7では、鋼材のC含有量が高すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号8では、鋼材のSi含有量が低すぎた。そのため、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。
試験番号9では、鋼材のMn含有量が低すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号10では、鋼材のMn含有量が高すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号11では、鋼材のS含有量が低すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号12では、鋼材のS含有量が高すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号13では、鋼材のsol.Al含有量が低すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号14では、鋼材のsol.Al含有量が高すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号15では、鋼材のN含有量が低すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号16では、鋼材のCu含有量が低すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号17では、鋼材のCu含有量が高すぎた。そのため、仕上げ焼鈍工程前の鋼板におけるCuS析出物量は、5ppmを超えた。その結果、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号18では、鋼材の化学組成は適切であったものの、熱延板焼鈍工程の仕上げ圧延後冷却工程における、仕上げ鋼板が900℃から750℃になるまでの平均冷却速度が遅すぎた。そのため、仕上げ焼鈍工程前の鋼板におけるCuS析出物量は、5ppmを超えた。その結果、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号19では、鋼材の化学組成は適切であったものの、熱延板焼鈍工程の仕上げ圧延後冷却工程における、仕上げ鋼板が900℃から750℃になるまでの平均冷却速度が速すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号20では、鋼材の化学組成は適切であったものの、熱延板焼鈍工程の第1焼鈍工程における第1焼鈍温度が低すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号21では、鋼材の化学組成は適切であったものの、熱延板焼鈍工程の第1焼鈍工程における第1焼鈍温度が高すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号22では、鋼材の化学組成は適切であったものの、熱延板焼鈍工程の第1焼鈍工程における第1保持時間が短すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号23では、鋼材の化学組成は適切であったものの、熱延板焼鈍工程の第1焼鈍工程における第1保持時間が長すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号24では、鋼材の化学組成は適切であったものの、熱延板焼鈍工程の第2焼鈍工程における第2焼鈍温度が低すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号25では、鋼材の化学組成は適切であったものの、熱延板焼鈍工程の第2焼鈍工程における第2焼鈍温度が高すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号26では、鋼材の化学組成は適切であったものの、熱延板焼鈍工程の第2焼鈍工程における第2保持時間が短すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号27では、鋼材の化学組成は適切であったものの、熱延板焼鈍工程の第2焼鈍工程における第2保持時間が長すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号28及び29では、鋼材の化学組成は適切であったものの、熱延板焼鈍工程の第2焼鈍後冷却工程における鋼板が900℃から750℃になるまでの平均冷却速度が遅すぎた。そのため、仕上げ焼鈍工程前の鋼板におけるCuS析出物量は、5ppmを超えた。その結果、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号30では、鋼材の化学組成は適切であったものの、熱延板焼鈍工程の第2焼鈍後冷却工程における鋼板が900℃から750℃になるまでの平均冷却速度が速すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号31では、鋼材の化学組成は適切であったものの、脱炭焼鈍工程の脱炭焼鈍温度が低すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号32では、鋼材の化学組成は適切であったものの、脱炭焼鈍工程の脱炭焼鈍温度が高すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号33では、鋼材の化学組成は適切であったものの、脱炭焼鈍工程の脱炭後冷却工程における鋼板が900℃から750℃になるまでの平均冷却速度が遅すぎた。そのため、仕上げ焼鈍工程前の鋼板におけるCuS析出物量は、5ppmを超えた。その結果、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号34では、鋼材の化学組成は適切であったものの、脱炭焼鈍工程の脱炭後冷却工程における鋼板が900℃から750℃になるまでの平均冷却速度が速すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号35では、鋼材の化学組成は適切であったものの、仕上げ焼鈍工程の仕上げ焼鈍温度が低すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号36では、鋼材の化学組成は適切であったものの、仕上げ焼鈍工程の仕上げ焼鈍温度が高すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号37では、鋼材の化学組成は適切であったものの、熱間圧延工程の仕上げ圧延工程における仕上げ圧延を開始するときの粗鋼板の温度が低すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号38では、鋼材の化学組成は適切であったものの、熱間圧延工程の仕上げ圧延工程における仕上げ圧延を完了したときの仕上げ鋼板の温度が低すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、鉄損W17/50は0.85W/kgを超え、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
試験番号39では、鋼材の化学組成は適切であったものの、熱間圧延工程の仕上げ圧延工程における仕上げ圧延を完了したときの仕上げ鋼板の温度が高すぎた。そのため、平均磁束密度B8aveは1.920T未満であり、磁気特性が低かった。また、偏差ΔB8は0.015Tを超え、磁気特性のばらつきが大きかった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (2)

  1. 質量%で、
    C:0.005超〜0.10%、
    Si:2.5〜6.5%、
    Mn:0.03〜0.15%、
    S:0.010超〜0.050%、
    Al:0.010〜0.035%、
    N:0.0045〜0.0120%、
    Cu:0.020〜0.300%、
    Sn:0〜0.15%、及び、
    残部がFe及び不純物からなる鋼材に対して、粗圧延機を用いて熱間圧延を実施して粗鋼板を製造する粗圧延工程と、前記粗鋼板に対して、仕上げ圧延機を用いて熱間圧延を実施して仕上げ鋼板を製造する仕上げ圧延工程と、前記仕上げ鋼板を冷却して熱延鋼板とする仕上げ圧延後冷却工程とを含み、前記仕上げ圧延工程において、前記仕上げ圧延機で熱間圧延を開始するときの前記粗鋼板の温度を960℃以上とし、前記仕上げ圧延機で熱間圧延を完了したときの前記仕上げ鋼板の温度を900〜1000℃とし、前記仕上げ圧延後冷却工程において、前記仕上げ鋼板の表面温度が900℃から750℃になるまでの平均冷却速度を30〜150℃/秒とする、熱間圧延工程と、
    前記熱延鋼板を1080〜1200℃で70〜120秒間保持する第1焼鈍工程と、前記第1焼鈍工程後、前記熱延鋼板を900〜980℃まで冷却し、前記熱延鋼板を900〜980℃で30〜450秒保持する第2焼鈍工程と、前記第2焼鈍工程後、前記熱延鋼板を冷却して焼鈍鋼板とし、前記熱延鋼板が900℃から750℃になるまでの平均冷却速度を30〜150℃/秒とする第2焼鈍冷却後冷却工程とを含む、熱延板焼鈍工程と、
    前記焼鈍鋼板に対して冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する冷間圧延工程と、
    前記冷延鋼板を800〜950℃で脱炭焼鈍する脱炭工程と、前記脱炭工程後の前記冷延鋼板を冷却して、鋼中におけるCuS析出物が質量%で5ppm以下である脱炭焼鈍鋼板とする脱炭後冷却工程とを含み、前記脱炭後冷却工程では、前記冷延鋼板が900℃から750℃になるまでの平均冷却速度を30〜150℃/秒とする、脱炭焼鈍工程と、
    前記脱炭焼鈍鋼板の表面にMgOを含有する焼鈍分離剤を塗布して、前記焼鈍分離剤が塗布された前記脱炭焼鈍鋼板に対して1150〜1250℃で5〜30時間の仕上げ焼鈍を実施する仕上げ焼鈍工程と、
    を備える、方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 請求項1に記載の方向性電磁鋼板の製造方法であって、
    前記鋼材の化学組成は、
    Sn:0.01〜0.15%を含有する、方向性電磁鋼板の製造方法。
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