JP7006772B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法および方向性電磁鋼板 - Google Patents

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康弘 真弓
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智也 末永
輝幸 玉木
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Description

本発明は、方向性電磁鋼板の製造方法および方向性電磁鋼板に関する。
本願は、２０１８年３月２０日に、日本に出願された特願２０１８－０５２９００号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
方向性電磁鋼板は、Ｓｉを２質量％～５質量％程度含有し、鋼板の結晶粒の方位をＧｏｓｓ方位と呼ばれる｛１１０｝＜００１＞方位に高度に集積させた鋼板である。方向性電磁鋼板は、磁気特性に優れるため、例えば、変圧器等の静止誘導器の鉄心材料などに利用される。
方向性電磁鋼板の結晶方位は、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を利用することで制御することができる。また、二次再結晶に先立って行われる一次再結晶焼鈍の昇温過程において、鋼板を急速昇温することによって、一次再結晶焼鈍後に、磁気特性が良好なＧｏｓｓ方位の結晶粒を増加させることができることが確認されている。
そこで、方向性電磁鋼板の磁気特性を向上させるために、一次再結晶焼鈍の昇温過程において、様々な急速昇温の条件が検討されている。
例えば、特許文献１には、連続焼鈍装置における急速加熱装置の配設位置を規定することで、鋼板の板幅方向の温度分布を均一化し、方向性電磁鋼板の製品品質を向上させる技術が開示されている。特許文献２には、一次再結晶焼鈍の昇温過程におけるヒートパターンおよび雰囲気を制御することで、鋼板内部の温度ばらつきを抑制し、方向性電磁鋼板の鉄損ばらつきを抑制する技術が開示されている。特許文献３には、一次再結晶焼鈍において、鋼板を急速昇温した後、急速冷却することで、二次再結晶後の結晶粒の平均粒径および理想方位からのずれ角を厳密に制御する技術が開示されている。特許文献４には、脱炭焼鈍の昇温段階で急速加熱することで、方向性電磁鋼板の鉄損を低減させる技術が開示されている。
日本国特開２０１４－４７４１１号公報 日本国特開２０１４－１５２３９２号公報 日本国特開平７－２６８５６７号公報 日本国特開平１０－２８００４１号公報
上記のような従来技術では、一次再結晶焼鈍における急速昇温の条件によっては、最終的に得られる方向性電磁鋼板の表面に凹凸（皺ともいう）が生じてしまう場合がある。表面に凹凸を有する方向性電磁鋼板は、積み重ねた際に鋼板同士の間に隙間が生じるため、鉄心材料の占積率を低下させ、変圧器の性能を低下させてしまう。特許文献４では、方向性電磁鋼板の表面形状を評価しているが、特許文献４に記載の技術ではより微細な凹凸の発生を十分に抑制できない場合がある。
本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、一次再結晶焼鈍にて従来よりも速い昇温速度で急速昇温を施した場合に、表面形状がより良好な方向性電磁鋼板を製造することが可能な、新規かつ改良された方向性電磁鋼板の製造方法および該製造方法によって製造された方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。また、本発明は、磁区制御処理を施されなくとも鉄損値が低減された方向性電磁鋼板の製造方法および該製造方法によって製造された方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。
本発明の要旨は以下の通りである。
［１］本発明の一態様に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、
珪素鋼板と、
前記珪素鋼板上に配されたフォルステライト被膜と、
前記フォルステライト被膜上に配された絶縁皮膜と、を有し、
前記珪素鋼板は、成分組成が、質量％で、
Ｓｉ：２．５％以上４．５％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上０．１５％以下、
ＳおよびＳｅの合計：０％以上０．００５％以下、
酸可溶性Ａｌ：０％以上０．０１％以下、および
Ｎ：０％以上０．００５％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
前記珪素鋼板の二次再結晶粒の平均粒径が１０ｍｍ以上５０ｍｍ以下であり、
方向性電磁鋼板は、
板厚が０．１５ｍｍ以上０．２３ｍｍ以下であり、
鉄損ＷｐがＷ １７／５０ で、０．８００Ｗ／ｋｇ以下であり、
急峻度０．０１以上の皺の存在割合が板幅方向で０個／ｍ以上１０個／ｍ以下であり、
磁束密度Ｂ８値が１．９３０Ｔ以上である、方向性電磁鋼板の製造方法であって、成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０２％以上０．１０％以下、
Ｓｉ：２．５％以上４．５％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上０．１５％以下、
ＳおよびＳｅの合計：０．００１％以上０．０５０％以下、
酸可溶性Ａｌ：０．０１％以上０．０５％以下、
Ｎ：０．００２％以上０．０１５％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるスラブを、１２８０℃～１４５０℃に加熱して、熱間圧延を施すことで熱延鋼板を得る工程と、
前記熱延鋼板に熱延板焼鈍を施した後、一回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施すことで冷延鋼板を得る工程と、
前記冷延鋼板に一次再結晶焼鈍を施す工程と、
一次再結晶焼鈍後の前記冷延鋼板の表面にＭｇＯを含む焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施して仕上焼鈍板を得る工程と、
前記仕上焼鈍板に絶縁被膜を塗布した後、平坦化焼鈍を施す工程と、を含み、
前記一次再結晶焼鈍の昇温過程では、５５０～７００℃の昇温を含む昇温過程において昇温が開始された点から、昇温が終了した点までの昇温速度の平均値である平均昇温速度Ｖ（℃／ｓ）が４００℃／ｓ以上であり、５５０℃～７００℃の温度域の昇温を含む一連の昇温過程の昇温量Ｔ（℃）と、前記一連の昇温過程の加熱長Ｌ（ｍｍ）との比であるＴ／Ｌ（℃／ｍｍ）が０．１≦Ｔ／Ｌ≦４．０であり、前記冷延鋼板の通板方向に付与される張力Ｓ（Ｎ／ｍｍ２）が１．９６≦Ｓ≦（１９．６－１．９６×Ｔ／Ｌ）であり、かつＶ≦１０００の場合、前記張力Ｓが１．９６≦Ｓ≦（２５．５－０．０１３７×Ｖ）であり、Ｖ＞１０００の場合、前記張力Ｓが１．９６≦Ｓ≦１１．８である。
［２］本発明の別の態様に係る方向性電磁鋼板は、
珪素鋼板と、
前記珪素鋼板上に配されたフォルステライト被膜と、
前記フォルステライト被膜上に配された絶縁皮膜と、を有し、
前記珪素鋼板は、成分組成が、質量％で、
Ｓｉ：２．５％以上４．５％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上０．１５％以下、
ＳおよびＳｅの合計：０％以上０．００５％以下、
酸可溶性Ａｌ：０％以上０．０１％以下、および
Ｎ：０％以上０．００５％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
前記珪素鋼板の二次再結晶粒の平均粒径が１０ｍｍ以上５０ｍｍ以下であり、
前記方向性電磁鋼板は、
板厚が０．１５ｍｍ以上０．２３ｍｍ以下であり、
鉄損ＷｐがＷ１７／５０で、０．８００Ｗ／ｋｇ以下であり、
急峻度０．０１以上の皺の存在割合が板幅方向で０個／ｍ以上１０個／ｍ以下であり、
磁束密度Ｂ８値が１．９３０Ｔ以上である。
本発明に係る上記一態様によれば、一次再結晶焼鈍にて従来技術よりも速い昇温速度で急速昇温を施した場合に、表面形状がより良好であり、且つ磁区制御処理を施されずとも鉄損値が低減された方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することができる。
一次再結晶焼鈍の昇温過程におけるヒートパターンの具体例を示す図である。 一次再結晶焼鈍の昇温過程におけるヒートパターンの他の具体例を示す図である。 一次再結晶焼鈍の昇温過程におけるヒートパターンの他の具体例を示す図である。 一次再結晶焼鈍の昇温過程におけるヒートパターンの他の具体例を示す図である。 急峻度の求め方を説明するための、方向性電磁鋼板の断面曲線を示す図である。 昇温速度Ｖを横軸に取り、鋼板張力Ｓを縦軸に取って、表１で示す結果をプロットした図である。 比Ｔ／Ｌを横軸に取り、鋼板張力Ｓを縦軸に取って、表１で示す結果をプロットした図である。
以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施形態について詳細に説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。また、本明細書及び図面において、実質的に同一の機能構成を有する構成要素については、同一の符号を付することにより重複説明を省略する。
本発明者らは、方向性電磁鋼板の磁気特性を良好にするために、方向性電磁鋼板および該方向性電磁鋼板の製造方法について鋭意検討を行った結果、以下の知見を得た。
具体的には、本発明者らは、方向性電磁鋼板では、一次再結晶焼鈍の昇温過程において、５５０℃～７００℃の温度域を平均昇温速度４００℃／ｓ以上で急速昇温することによって、一次再結晶焼鈍後に、磁気特性が良好なＧｏｓｓ方位の結晶粒（Ｇｏｓｓ方位粒ともいう）が増加することを見出した。また、本発明者らは、一次再結晶焼鈍の急速昇温における平均昇温速度が速いほど、一次再結晶後のＧｏｓｓ方位粒が増加し、最終的に得られる方向性電磁鋼板の鉄損値が低減することを見出した。一次再結晶焼鈍の急速昇温における平均昇温速度を速くすれば、二次再結晶後に理想Ｇｏｓｓ方位への結晶粒の集積度を向上させることができ、且つ二次再結晶粒を小径化することができるため、磁区制御処理を実施せずとも、方向性電磁鋼板の鉄損値を低減することが可能である。
一方、本発明者らの検討の結果、一次再結晶焼鈍の昇温過程において、急速昇温の条件によっては、鋼板の形状が大きく変化してしまうことが明らかになった。具体的には、急速昇温時に、鋼板の通板方向に付与される張力（以下、鋼板張力ともいう）の大きさによっては、鋼板の表面に凹凸（皺）が発生してしまうことが明らかとなった。このような場合、変圧器の製造において、方向性電磁鋼板を積み重ねた際に、鋼板同士の間に隙間が生じてしまうため、鉄心材料の占積率が低下し、変圧器の鉄損が増大してしまう。
一次再結晶焼鈍における急速昇温によって、鋼板の形状が変動してしまう原因としては、例えば、急速昇温による熱膨張によって、急速昇温前の低温側の鋼板の板幅に対して、急速昇温後の高温側の鋼板の板幅が変化してしまうことが考えられる。このような場合に鋼板張力を過度に大きくすると、熱膨張によって伸びた高温側の鋼板が板幅方向に大きく収縮するため、低温側の鋼板と、高温側の鋼板との間で急峻な形状差が生じ、皺が形成されると考えられる。したがって、一次再結晶焼鈍の昇温過程において、皺の発生を抑制するためには、鋼板張力が過度に大きくならないようにすることが重要である。
また、本発明者らは、方向性電磁鋼板に皺を生じさせない鋼板張力の上限値は、一次再結晶焼鈍における急速昇温の昇温速度に依存することを見出した。具体的には、本発明者らは、鋼板張力の上限値は、急速昇温の昇温速度が高いほど小さくなることを見出した。これは、急速昇温の昇温速度が高いほど、急速昇温前の低温側の鋼板と、急速昇温後の高温側の鋼板との間での温度差が大きくなり、熱膨張の反作用としての収縮が大きくなるためであると考えられる。
さらに、本発明者らは、５５０℃～７００℃の温度域の急速昇温を含む昇温過程において、昇温量Ｔ（昇温過程の開始時の温度と、昇温過程の終了時の温度との差）と、加熱長Ｌ（昇温過程の開始位置から昇温過程の終了位置までの鋼板長さ）との関係が、鋼板の形状に大きな影響を与えることを見出した。
具体的には、本発明者らは、昇温量Ｔが小さいほど、また加熱長Ｌが長いほど、皺の少ない方向性電磁鋼板が得られることを見出した。すなわち、本発明者らは、昇温量Ｔを加熱量Ｌで除算した値であるＴ／Ｌが小さいほど、より良好な形状の方向性電磁鋼板を得ることができることを見出した。これは、Ｔ／Ｌは、通板方向の鋼板の温度変化率を表しているため、Ｔ／Ｌが大きいほど低温側の鋼板と高温側の鋼板との間で温度差が大きくなり、熱膨張の影響によって鋼板の表面に皺が生じやすくなるためと考えられる。
本発明者らは、以上の知見を考慮することで、本発明を想到するに至った。本発明の一実施形態は、以下の構成を備える。
方向性電磁鋼板の製造方法であって、成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０２％以上０．１０％以下、
Ｓｉ：２．５％以上４．５％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上０．１５％以下、
ＳおよびＳｅの合計：０．００１％以上０．０５０％以下、
酸可溶性Ａｌ：０．０１％以上０．０５％以下、
Ｎ：０．００２％以上０．０１５％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるスラブを、１２８０℃～１４５０℃に加熱して、熱間圧延を施すことで熱延鋼板を得る工程と、
前記熱延鋼板に熱延板焼鈍を施したのち、一回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施すことで冷延鋼板を得る工程と、
前記冷延鋼板に一次再結晶焼鈍を施す工程と、
一次再結晶焼鈍後の前記冷延鋼板の表面にＭｇＯを含む焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施して仕上焼鈍板を得る工程と、
前記仕上焼鈍板に絶縁被膜を塗布した後、平坦化焼鈍を施す工程と、
を含み、
前記一次再結晶焼鈍の昇温過程において、５５０℃～７００℃の温度域の平均昇温速度Ｖ（℃／ｓ）が４００℃／ｓ以上であり、５５０℃～７００℃の前記温度域の昇温を含む一連の昇温過程の昇温量Ｔ（℃）と、前記一連の昇温過程の加熱長Ｌ（ｍｍ）との比であるＴ／Ｌ（℃／ｍｍ）が０．１≦Ｔ／Ｌ≦４．０であり、前記冷延鋼板の通板方向に付与される張力Ｓ（Ｎ／ｍｍ２）が１．９６≦Ｓ≦（１９．６－１．９６×Ｔ／Ｌ）であり、かつＶ≦１０００の場合、前記張力Ｓが１．９６≦Ｓ≦（２５．５－０．０１３７×Ｖ）であり、Ｖ＞１０００の場合、前記張力Ｓが１．９６≦Ｓ≦１１．８である。
上記製造方法によって製造された方向性電磁鋼板では、磁区制御処理を施さない場合の鉄損Ｗｐが、Ｗ１７／５０で、０．８００Ｗ／ｋｇ以下となる。本実施形態に係る製造方法では、一次再結晶焼鈍の際に急速昇温を施すことによって、方向性電磁鋼板を効率的に低鉄損化することができる。
また、本実施形態に係る製造方法では、上述したように、鋼板張力Ｓ、平均昇温速度ＶおよびＴ／Ｌを複合的且つ不可分に制御することで、鋼板の熱膨張の影響を小さくすることができる。そのため、板幅方向における急峻度０．０１以上の皺の存在割合を０個／ｍ以上１０個／ｍ以下とすることができる。
以下、上述した特徴を備える本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法についてより具体的に説明する。
まず、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法に用いられるスラブの成分組成について説明する。なお、以下では特に断りのない限り、「％」との表記は「質量％」を示す。以下に記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「超」、「未満」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。
Ｃ（炭素）の含有量は、０．０２％以上０．１０％以下である。Ｃには、種々の役割があるが、Ｃの含有量が０．０２％未満である場合、スラブの加熱時に結晶粒径が過度に大きくなることで、方向性電磁鋼板の鉄損値を増大させる。Ｃの含有量が０．１０％超である場合、冷間圧延後の脱炭時に、脱炭時間が長時間になり、製造コストが増加する。また、Ｃの含有量が０．１０％超である場合、脱炭が不完全になり易く、方向性電磁鋼板において磁気時効を起こす可能性がある。したがって、Ｃの含有量は、０．０２％以上０．１０％以下である。好ましくは、０．０５％以上、または０．０９％以下である。
Ｓｉ（ケイ素）の含有量は、２．５％以上４．５％以下である。Ｓｉは、鋼板の電気抵抗を高めることで、方向性電磁鋼板の渦電流損失を低減して鉄損を低減する。Ｓｉの含有量が２．５％未満である場合、方向性電磁鋼板において渦電流損失を十分に抑制することが困難になる。Ｓｉの含有量が４．５％超である場合、方向性電磁鋼板の加工性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、２．５％以上４．５％以下である。好ましくは、２．７％以上、または４．０％以下である。
Ｍｎ（マンガン）の含有量は、０．０１％以上０．１５％以下である。Ｍｎは、二次再結晶を左右するインヒビターであるＭｎＳおよびＭｎＳｅなどを形成する。Ｍｎの含有量が０．０１％未満である場合、二次再結晶を生じさせるＭｎＳおよびＭｎＳｅの絶対量が不足し、好ましく方位制御することができない。Ｍｎの含有量が０．１５％超である場合、スラブ加熱時にＭｎの固溶が困難になるため好ましくない。また、Ｍｎの含有量が０．１５％超である場合、インヒビターであるＭｎＳおよびＭｎＳｅの析出サイズが粗大化し易く、インヒビターとしての最適サイズ分布が損なわれ、好ましくインヒビターを制御することができない。したがって、Ｍｎの含有量は、０．０１％以上０．１５％以下である。好ましくは、０．０３％以上、または０．１３％以下である。
Ｓ（硫黄）およびＳｅ（セレン）の含有量は、合計で０．００１％以上０．０５０％以下である。ＳおよびＳｅは、上述したＭｎと共にインヒビターを形成する。ＳおよびＳｅは、２種ともスラブに含有されていてもよいが、少なくともいずれか１種がスラブに含有されていればよい。ＳおよびＳｅの含有量の合計が上記範囲を外れる場合、十分なインヒビター効果が得られず、好ましく方位制御することができない。したがって、ＳおよびＳｅの含有量は、合計で０．００１％以上０．０５０％以下である。好ましくは、０．００５％以上、または０．０４０％以下である。
酸可溶性Ａｌ（酸可溶性アルミニウム）の含有量は、０．０１％以上０．０５％以下である。酸可溶性Ａｌは、高磁束密度の方向性電磁鋼板を製造するために必要なインヒビターを形成する。酸可溶性Ａｌの含有量が０．０１％未満である場合、インヒビター強度が不足し、好ましく方位制御することができない。酸可溶性Ａｌの含有量が０．０５％超である場合、インヒビターとして析出するＡｌＮが粗大化し、インヒビター強度が低下し、好ましく方位制御することができない。したがって、酸可溶性Ａｌの含有量は、０．０１％以上０．０５％以下である。好ましくは、０．０２％以上、または０．０４％以下である。
Ｎ（窒素）の含有量は、０．００２％以上０．０１５％以下である。Ｎは、上述した酸可溶性Ａｌと共にインヒビターであるＡｌＮを形成する。Ｎの含有量が上記範囲を外れる場合、十分なインヒビター効果が得られず、好ましく方位制御することができない。したがって、Ｎの含有量は、０．００２％以上０．０１５％以下である。好ましくは、０．００５％以上、または０．０１２％以下である。
本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造に用いられるスラブの残部は、Ｆｅおよび不純物である。ただし、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造に用いられるスラブは、上述した元素の他に、上記残部であるＦｅの一部に代えて、二次再結晶を安定化させる元素として、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、ＣｒおよびＳｂのいずれか１種または２種以上を含有してもよい。これらの選択元素の下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。これらの選択元素の各々の含有量は、０．０１％以上０．３０％以下としてもよい。これらの選択元素うち１種でもその含有量が０．０１％以上である場合、二次再結晶を安定化させる効果を十分に得ることができ、方向性電磁鋼板の鉄損値をより低減することができる。これらの選択元素のうち１種でもその含有量が０．３０％超である場合、二次再結晶を安定化させる効果が飽和して、製造コストが増大するため好ましくない。
上記で説明した成分組成に調整された溶鋼を鋳造することで、スラブを形成する。スラブの鋳造方法は、特に限定されない。例えば、通常の連続鋳造法、インゴット法、薄スラブ鋳造法などの鋳造方法でスラブを鋳造すればよい。なお、連続鋳造の場合には、鋼を一度低温（例えば、室温）まで冷却し、再加熱した後、この鋼を熱間圧延してもよいし、鋳造された直後の鋼（鋳造スラブ）を連続的に熱間圧延してもよい。また、研究開発において、真空溶解炉などで鋼塊が形成された場合であっても、上記成分組成について、スラブが形成された場合と同様の効果が確認されている。
続いて、スラブを１２８０℃以上に加熱することで、スラブ中のインヒビター成分を固溶させる。スラブの加熱温度が１２８０℃未満である場合、ＭｎＳ、ＭｎＳｅ、およびＡｌＮ等のインヒビター成分を充分に溶体化することが困難になり好ましく方位制御することができない。このときのスラブの加熱温度の上限値は、設備保護の観点から１４５０℃以下としてもよい。
加熱されたスラブに熱間圧延を施して熱延鋼板を得る。熱延鋼板の板厚は、例えば、１．８ｍｍ以上３．５ｍｍ以下であってもよい。熱延鋼板の板厚が１．８ｍｍ未満である場合、熱間圧延後の鋼板温度が低温となり、鋼板中のＡｌＮの析出量が増加することで二次再結晶が不安定化し、最終的に得られる板厚が０．２３ｍｍ以下の方向性電磁鋼板にて磁気特性が低下する場合がある。熱延鋼板の板厚が３．５ｍｍ超である場合、冷間圧延の工程での圧延負荷が大きく場合がある。
熱延鋼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複数回の冷間圧延を施すことで、冷延鋼板を得る。中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延にて熱延鋼板を圧延する場合、前段の熱延板焼鈍を省略することも可能である。ただし、熱延板焼鈍を施すことによって、鋼板形状をより良好にすることができるため、冷間圧延にて鋼板が破断する可能性を軽減することができる。そのため、熱延鋼板に中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を施す場合であっても、その前段に熱延板焼鈍を行うことが好ましい。熱延板焼鈍の条件は特に限定しないが、一般的な条件であればよく、熱間圧延後の熱延鋼板に対して、連続焼鈍の場合７５０～１２００℃で１０秒から１０分の均熱、箱焼鈍の場合６５０～９５０℃で３０分～２４時間の均熱を実施すればよい。
冷間圧延のパス間、圧延ロールスタンド間、または圧延中に、鋼板は、約３００℃以下で加熱処理されてもよい。加熱処理を行うことで、最終的に得られる方向性電磁鋼板の磁気特性をより向上させることができる。なお、熱延鋼板は、３回以上の冷間圧延によって圧延されてもよいが、多数回の冷間圧延は、製造コストを増大させるため、熱延鋼板は、１回または２回の冷間圧延によって圧延されることが好ましい。
冷延鋼板は、急速昇温された後、脱炭焼鈍が施される。これらの過程（急速昇温および脱炭焼鈍）は、一次再結晶焼鈍とも称され、連続して行われることが好ましい。一次再結晶焼鈍によって、冷延鋼板では、二次再結晶前のＧｏｓｓ方位粒を増加させつつ、且つ二次再結晶後の二次再結晶粒を小径化することができる。
本実施形態に係る製造方法では、一次再結晶焼鈍における昇温過程において、５５０℃～７００℃の温度域の平均昇温速度Ｖを４００℃／ｓ以上とする。一次再結晶焼鈍における昇温過程において上記のような急速昇温を行うことにより、冷延鋼板の二次再結晶前のＧｏｓｓ方位粒をさらに増加させつつ、且つ二次再結晶後の二次再結晶粒を小径化することができる。
５５０℃～７００℃の温度域の平均昇温速度Ｖを７００℃／ｓ以上とする場合、二次再結晶前のＧｏｓｓ方位粒をさらに増加させることができるため、最終的に得られる方向性電磁鋼板の鉄損をより低減することができる。一方、平均昇温速度Ｖが４００℃／ｓ未満である場合、二次再結晶後の結晶粒を小さくするために十分なＧｏｓｓ方位粒を形成することが困難になり、最終的に得られる方向性電磁鋼板の鉄損が増大してしまう。平均昇温速度Ｖの上限は、特に限定されないが、設備および製造コスト上の観点から、例えば、３０００℃／ｓとしてもよい。
ここで、図１～図４を参照して、一次再結晶焼鈍の昇温過程におけるヒートパターンについて説明する。図１～図４は、一次再結晶焼鈍の昇温過程におけるヒートパターンの具体例を示す図である。
図１に示すように、鋼板１を５５０℃から７００℃まで昇温する昇温装置１０は、１つのみであってもよい。このような場合、平均昇温速度Ｖは、５５０℃から７００℃までの昇温を含む昇温過程（昇温装置１０）において昇温が開始された点（昇温開始点Ａ）から、昇温が終了した点（昇温終了点Ｂ）までの昇温速度の平均値とする。
図２に示すように、鋼板１を５５０℃から７００℃まで昇温する昇温装置２１、２２は、複数であってもよい。このような場合、平均昇温速度Ｖは、昇温装置２１における、５５０℃を含む（５５０℃未満の温度域から５５０℃超の温度域への温度上昇を含む）昇温過程において昇温が開始された点（昇温開始点Ａ）から、昇温装置２２における、７００℃を含む（７００℃未満の温度域から７００℃超の温度域への温度上昇を含む）昇温過程において昇温が終了した点（昇温終了点Ｂ）までの昇温速度の平均値とする。
すなわち、昇温開始点Ａとは、５５０℃を含む昇温過程の低温側において、鋼板１の温度が低下した状態から、鋼板１の温度が上昇する状態に遷移する点（すなわち、ヒートパターンのグラフで極小値をとる点）である。また、昇温終了点Ｂとは、７００℃を含む昇温過程の高温側において、鋼板１の温度が上昇した状態から、鋼板１の温度が低下する状態に遷移する点（すなわち、ヒートパターンのグラフで極大値をとる点）である。
ただし、図３に示すように、複数の昇温装置３１、３２の配置によって、５５０℃を含む昇温過程より低温側においても鋼板１の温度が上昇し続けている場合、昇温開始点Ａは、５５０℃以下で、昇温速度の変化率が正の値で最大となる点（図３の点Ａ）としてもよい。また、図４に示すように、複数の昇温装置４１、４２の配置によって、７００℃を含む昇温過程よりも高温側でも鋼板１の温度が上昇し続けている場合、昇温終了点Ｂは、７００℃以上の温度域で、昇温速度の変化率が負の値で最小となる点（図４の点Ｂ）としてもよい。
すなわち、昇温開始点Ａおよび昇温終了点Ｂは、昇温装置のヒーター構成、加熱能力、および配置等によっては、昇温装置の入口および出口と一致しない場合もあり得る。
一次再結晶焼鈍の昇温過程において、５５０℃～７００℃の温度域のヒートパターンは、特に限定されず、昇温装置が複数である場合の昇温装置間のヒートパターンも特に限定されない。昇温過程における昇温方法または昇温装置についても、特に限定されないが、例えば、通電加熱方法または誘導加熱方法を用いてもよい。一次再結晶焼鈍の昇温過程において、５５０℃～７００℃の温度域以外の温度域のヒートパターンも特に限定されないが、５５０℃～７００℃の温度域を含む昇温過程の前に、鋼板の温度が５５０℃以上となることは、一次再結晶焼鈍における急速昇温の効果が減じるため好ましくない。
ここで、昇温開始点Ａおよび昇温終了点Ｂの判別方法は、特に限定されないが、例えば、放射温度計等を用いて昇温装置外および昇温装置内の鋼板温度を測定することによって判別することが可能である。なお、鋼板温度の測定方法については、特に限定されない。
鋼板温度の測定が困難であり、昇温開始点Ａおよび昇温終了点Ｂの判別が困難である場合は、昇温過程および冷却過程の各々のヒートパターンを、通板する鋼板の板厚等に基づき類推することで、昇温開始点Ａおよび昇温終了点Ｂを推定してもよい。また、さらには、昇温過程における鋼板の昇温装置入側温度および昇温装置出側温度を、昇温開始点Ａおよび昇温終了点Ｂとしてもよい。
本実施形態では、５５０℃～７００℃の温度域の急速昇温を含む昇温過程の昇温量Ｔ（℃）と、加熱長Ｌ（ｍｍ）との比であるＴ／Ｌ（℃／ｍｍ）を０．１≦Ｔ／Ｌ≦４．０に制御する。ここで、昇温量Ｔとは、上述した昇温開始点Ａから、昇温終了点Ｂまでの温度上昇量を表し、加熱長Ｌとは、上述した昇温開始点Ａから、昇温終了点Ｂまでの昇温装置を通過する鋼板の長さを表す。したがって、昇温装置が複数である場合、加熱長Ｌは、昇温装置同士の間の長さも含む。
昇温量Ｔと、加熱長Ｌとの比であるＴ／Ｌは、一次再結晶焼鈍における鋼板の長手方向の温度変化率を表す。そのため、Ｔ／Ｌが大きいほど、低温側の鋼板と、高温側の鋼板との間の熱膨張による板厚の差が大きくなることを表す。Ｔ／Ｌが大きい場合、低温側の鋼板に対して、高温側の鋼板における板幅の収縮が大きくなってしまうため、鋼板の表面に皺が生じやすくなると考えられる。そのため、Ｔ／Ｌが大きいほど、方向性電磁鋼板の形状が変化し、方向性電磁鋼板の表面の皺が増えると考えられる。
方向性電磁鋼板の表面に存在する皺の割合を抑制することが可能なＴ／Ｌの上限値は、後述する実施例から分かるように、４．０℃／ｍｍである。好ましくは、Ｔ／Ｌは２．７℃／ｍｍ以下である。
昇温量Ｔが小さく、かつ加熱長Ｌが長いほど、Ｔ／Ｌは小さくなるため、皺が少なく、表面形状が良好な方向性電磁鋼板を得ることが可能となる。しかし、Ｔ／Ｌには、設備制約の観点から下限値が存在する。これは、一次再結晶焼鈍における急速昇温によって、方向性電磁鋼板の磁気特性を向上させるには、少なくとも５５０℃から７００℃までを急速昇温することが重要であり、昇温量Ｔを小さくするには限度があるためである。また、加熱長Ｌが長いほど、昇温装置の設置スペースが大きくなり、かつ鋼板の通板速度を高速化することが困難になってしまう。したがって、Ｔ／Ｌの下限値は、設備制約の観点から、０．１℃／ｍｍである。好ましくは、Ｔ／Ｌは０．２℃／ｍｍ以上である。
一次再結晶焼鈍の昇温過程における、鋼板の通板方向に付与される張力Ｓ（Ｎ／ｍｍ２）（すなわち、鋼板張力Ｓ（Ｎ／ｍｍ２））の大きさによっても、方向性電磁鋼板の形状は変化する。これは、鋼板張力Ｓが過度に大きい場合、一次再結晶焼鈍の急速昇温の際に熱膨張した鋼板が幅方向に縮小しようとすることで、方向性電磁鋼板の表面に皺が形成されてしまうためと考えられる。そのため、方向性電磁鋼板に皺を生じさせない鋼板張力Ｓの上限値は、急速昇温における平均昇温速度Ｖ（℃／ｓ）に依存する。また、急速昇温によるＧｏｓｓ方位粒の増加効果の大きさも、一次再結晶焼鈍の急速昇温中に、鋼板に付与される鋼板張力Ｓの大きさによって変動する。したがって、一次再結晶焼鈍の急速昇温中の鋼板張力Ｓの大きさは、急速昇温における平均昇温速度Ｖ（℃／ｓ）に影響される。
具体的には、昇温過程における平均昇温速度Ｖ（℃／ｓ）に対して、鋼板張力Ｓ（Ｎ／ｍｍ２）は、１．９６≦Ｓ≦（１９．６－１．９６×Ｔ／Ｌ）であり、かつ鋼板張力Ｓは、Ｖ≦１０００の場合、１．９６≦Ｓ≦（２５．５－０．０１３７×Ｖ）であり、Ｖ＞１０００の場合、１．９６≦Ｓ≦１１．８である。なお、鋼板張力Ｓは、５５０℃～７００℃の温度域の急速昇温を含む昇温過程における鋼板張力の平均値である。
鋼板張力Ｓが平均昇温速度Ｖに依存する上限値を超える場合、通板方向に付与される張力によって、最終的に得られる方向性電磁鋼板の形状が悪化し、表面の皺が増加する。また、鋼板の通板方向に付与される張力によって、一次再結晶にて生成される結晶粒の集合組織が乱され、好ましく方位制御することができない。一方、鋼板張力Ｓが１．９６Ｎ／ｍｍ２未満の場合、通板中の鋼板が蛇行することによって、鋼板の破断、および設備損傷が生じる可能性がある。
急速昇温された鋼板は、水素および窒素含有の湿潤雰囲気中において、９００℃以下の温度で３０秒から１０分間脱炭焼鈍を施される。なお、急速昇温および脱炭焼鈍からなる一次再結晶焼鈍では、冷延鋼板に対して、磁性特性および被膜特性向上を目的として、脱炭焼鈍に続く還元焼鈍が施されてもよい。なお、急速昇温工程と脱炭焼鈍工程は、別工程としても構わないが、製造工程ライン省略の観点から、連続して行ってもよい。急速昇温と脱炭焼鈍を連続して施す場合、急速昇温工程と脱炭焼鈍工程をスロート等で連結してもよい。
一次再結晶焼鈍後の冷延鋼板に、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施して、仕上焼鈍板を得る。仕上げ焼鈍では、二次再結晶が起きる。また、焼鈍分離剤が塗布された後、仕上焼鈍を施されることで、珪素鋼板（冷延鋼板）の表面にフォルステライト被膜が形成される。
仕上焼鈍は、例えば、バッチ式加熱炉等を用いて、８００℃～１０００℃の温度にて、焼鈍分離剤が付与されたコイル状の冷延鋼板を２０時間以上保持することで行われてもよい。さらに、最終的に得られる方向性電磁鋼板の鉄損値をより低減するために、コイル状の仕上焼鈍板を１２００℃程度の温度まで昇温させた後に保持する純化処理が施されてもよい。
仕上焼鈍の昇温過程における平均昇温速度については、特に限定されず、一般的な仕上焼鈍の条件であればよい。例えば、仕上焼鈍の昇温過程における平均昇温速度は、生産性および一般的な設備制約の観点から５℃／ｈ～１００℃／ｈとしてもよい。また、仕上焼鈍の昇温過程は、他の公知のヒートパターンで行ってもよい。仕上焼鈍における雰囲気ガス組成は、特に限定されない。二次再結晶過程では、窒素と水素の混合ガスであってもよい。乾燥雰囲気でもよいし、湿潤雰囲気でも構わない。純化処理の雰囲気ガス組成は、乾燥水素ガスであってもよい。
仕上焼鈍の後、仕上焼鈍板へ絶縁性および張力付与を目的として、例えば、リン酸アルミニウムおよびコロイダルシリカなどを主成分とした絶縁被膜が仕上焼鈍板の表面に塗布される。その後、絶縁被膜の焼付、および仕上焼鈍によって変形した鋼板形状の平坦化を目的として、平坦化焼鈍が施される。平坦化焼鈍は、公知の条件で行われてもよく、例えば、８００℃～９５０℃の温度域にて、仕上焼鈍板を１０秒以上保持することで行われてもよい。なお、仕上焼鈍板に対して絶縁性および張力が付与されるのであれば、絶縁被膜の成分は特に限定されない。
以上説明した製造方法により、本実施形態に係る方向性電磁鋼板を製造することができる。このような製造方法によって製造された本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、以下の通りである。
珪素鋼板と、
前記珪素鋼板上に配されたフォルステライト被膜と、
前記フォルステライト被膜上に配された絶縁皮膜とを有する方向性電磁鋼板であって、
前記珪素鋼板は、成分組成が、質量％で、
Ｓｉ：２．５％以上４．５％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上０．１５％以下、
ＳおよびＳｅの合計：０％以上０．００５％以下、
酸可溶性Ａｌ：０％以上０．０１％以下、および
Ｎ：０％以上０．００５％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
前記珪素鋼板の二次再結晶粒の平均粒径が１０ｍｍ以上５０ｍｍ以下であり、
前記方向性電磁鋼板は、
板厚が０．１５ｍｍ以上０．２３ｍｍ以下であり、
鉄損Ｗｐが、Ｗ１７／５０で、０．８００Ｗ／ｋｇ以下であり、
急峻度０．０１以上の皺の存在割合は、板幅方向に０個／ｍ以上１０個／ｍ以下であり、
磁束密度Ｂ８値が１．９３０Ｔ以上である。
本実施形態に係る方向性電磁鋼板において、磁区制御処理を施さなくとも低鉄損化するためには、方向性電磁鋼板の珪素鋼板に含有される成分組成のうち、ＳｉおよびＭｎの含有量を制御することが重要である。
Ｓｉは、鋼板の電気抵抗を高めることで、鉄損の一部を構成する渦電流損失を低減する。Ｓｉは、質量％で、２．５％以上４．５％以下の範囲で珪素鋼板に含有されることが望ましい。好ましくは、２．７％以上、または４．０％以下である。Ｓｉの含有量が２．５％未満である場合、方向性電磁鋼板における渦電流損失を抑制することが困難になる。Ｓｉの含有量が４．５％超である場合、方向性電磁鋼板の加工性が低下する。
Ｍｎは、二次再結晶を左右するインヒビターであるＭｎＳやＭｎＳｅを形成する。Ｍｎは、質量％で、０．０１％以上０．１５％以下の範囲で珪素鋼板に含有されることが望ましい。好ましくは、０．０３％以上、または０．１３％以下である。Ｍｎの含有量が０．０１％未満である場合、二次再結晶を生じさせるＭｎＳおよびＭｎＳｅの絶対量が不足し、好ましく方位制御することができない。Ｍｎの含有量が０．１５％超である場合、スラブ加熱時にＭｎの固溶が困難になり、かつインヒビターの析出サイズが粗大化することで、インヒビターの最適サイズ分布が損なわれ、好ましくインヒビターを制御することができない。
本実施形態に係る珪素鋼板の残部は、Ｆｅおよび不純物である。ただし、上記残部であるＦｅの一部に代えて、Ｃ、Ｓ、Ｓｅ、酸可溶性ＡｌおよびＮ、並びに、二次再結晶を安定化させる元素として、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、ＣｒおよびＳｂのいずれか１種または２種以上を含有してもよい。これらの選択元素の下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。
Ｃ含有量は、低い方が好ましいが、０．００５０％以下としてもよい。Ｃ含有量が、脱炭焼鈍を施した後においても０．００５０％超である場合、磁気時効を引き起こして方向性電磁鋼板の磁気特性が低下する場合がある。
ＳおよびＳｅの含有量は、低い方が好ましいが、合計で０．００５％以下としてもよい。ＳおよびＳｅの含有量が、合計で０．００５％超である場合、磁気時効を引き起こして磁気特性が低下する場合がある。
Ｎ含有量は、低い方が好ましいが、０．０１０％以下としてもよい。Ｎ含有量が、０．０１０％超である場合、磁気時効を引き起こして磁気特性が低下する場合がある。さらに好ましくは、０．００５％以下としてもよい。
酸可溶性Ａｌ含有量は、低い方が好ましいが、０．０１％以下としてもよい。酸可溶性Ａｌ含有量が、０．０１％超である場合、磁気時効を引き起こして磁気特性が劣化する場合がある。
Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、ＣｒおよびＳｂの各々の含有量は、０．０１％以上０．３０％以下であってもよい。これらの元素のうち１種でもその含有量が０．０１％以上である場合、二次再結晶を安定化させる効果が十分に得られ、鉄損値をより低減することができ、より良好な磁気特性を得ることができる。これらの元素のうち１種でもその含有量が０．３０％超である場合、二次再結晶を安定化させる効果が飽和するため、方向性電磁鋼板の製造コストの増大を抑制する観点から好ましくない。
珪素鋼板の成分組成は、方向性電磁鋼板の絶縁被膜およびフォルステライト被膜を除去した後、得られた珪素鋼板について、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。
なお、方向性電磁鋼板の絶縁被膜およびフォルステライト被膜を除去する方法は、具体的には次の通りである。方向性電磁鋼板の絶縁被膜およびフォルステライト被膜を除去して珪素鋼板を得る。具体的には、ＮａＯＨ：２０質量％＋Ｈ２Ｏ：８０質量％の水酸化ナトリウム水溶液に、８０℃で２０分間、方向性電磁鋼板を浸漬した後に、水洗して乾燥することで、方向性電磁鋼板の絶縁被膜を除去する。引き続いて、ＨＣｌ：２０質量％＋Ｈ２Ｏ：８０質量％の塩酸水溶液に、５０℃で２分間、方向性電磁鋼板を浸漬した後に、水洗して乾燥することで、方向性電磁鋼板のフォルステライト被膜を除去して、珪素鋼板を得る。なお、被膜の厚さに応じて、上記の水酸化ナトリウム水溶液または塩酸水溶液に浸漬する時間を変えればよい。
本実施形態に係る珪素鋼板では、二次再結晶粒の平均粒径が制御される。本実施形態に係る珪素鋼板では、二次再結晶粒の平均粒径は１０ｍｍ以上５０ｍｍ以下である。好ましくは、４０ｍｍ以下である。
二次再結晶粒の平均粒径が５０ｍｍ超である場合、方向性電磁鋼板の鉄損値（特に、渦電流損）が大きくなってしまう。二次再結晶粒の平均粒径の下限値は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の磁気特性を満足するために、例えば、１０ｍｍとしてもよい。
珪素鋼板の二次再結晶粒の平均粒径は、例えば、以下の方法で測定することができる。
上述の方法と同じ方法により、方向性電磁鋼板の絶縁被膜およびフォルステライト被膜を除去する。得られた珪素鋼鈑は、塩酸水溶液への浸漬中に、鋼鈑表面に結晶方位に応じたピット模様が形成されているため、珪素鋼鈑の鋼組織が観察できる。少なくとも観察面が幅６０ｍｍ×長さ３００ｍｍとなるように試験片を切り出し、珪素鋼板の鋼組織を観察して、巨視的に認識できる結晶粒の粒界を油性ペンでトレースする。市販の画像スキャナ装置を用いて、方向性電磁鋼板の表面の画像を少なくとも５枚取得し、取得した画像を市販の画像解析ソフトウェアを用いて解析する。全ての画像における方向性電磁鋼板の結晶粒の円相当径を画像解析によって測定した後、測定された円相当径の平均値を算出することで、方向性電磁鋼板の二次再結晶粒の平均粒径を得る。
なお、例えば、粒径が２ｍｍを下回るような目視での特定が困難な小さな結晶粒については、二次再結晶粒の粒径の測定から除外する。
珪素鋼板上に配されたフォルステライト被膜は、Ｍｇ２ＳｉＯ４を主体とし、珪素鋼板や焼鈍分離剤中に含まれる不純物や添加物およびそれらの反応生成物が微量に含まれる。
フォルステライト被膜上に配された絶縁皮膜は、燐酸塩とコロイド状シリカを主体とし、純化焼鈍時に珪素鋼板から拡散した元素や不純物およびそれらの反応生成物が微量に含まれる。なお、絶縁性および鋼鈑への張力が得られるならば、上記以外の成分であってもよい。
本実施形態に係る方向性電磁鋼板の板厚は、０．１５ｍｍ以上０．２３ｍｍ以下である。方向性電磁鋼板の板厚が０．１５ｍｍ未満である場合、冷間圧延の負荷が著しく増大する。方向性電磁鋼板の板厚が０．２３ｍｍ超である場合、方向性電磁鋼板の鉄損が劣化する。
方向性電磁鋼板の板厚は、放射線等で測定して求めてもよい。簡易的に、方向性電磁鋼板から、せん断により所定の大きさのサンプルを採取し、鉄の密度を用いて鋼板重量から換算して算出しても構わない。また、コイル径と鋼板巻数から換算して求めてもよい。なお、鉄の密度は、含有されるＳｉ量に応じて選択されることが好ましい。
方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８値は、１．９３０Ｔ以上とする。ここで、磁束密度Ｂ８値は８００Ａ／ｍの磁場を付与したときの磁束密度の平均値である。
磁束密度Ｂ８値が１．９３０Ｔ未満である場合、方向性電磁鋼板の鉄損値（特に、ヒステリシス損）が大きくなってしまう。磁束密度Ｂ８値の上限値は、特に限定されないが、現実的には、例えば、２．０００Ｔとしてもよい。なお、磁束密度などの方向性電磁鋼板の磁気特性は、公知の方法により測定することができる。例えば、方向性電磁鋼板の磁気特性は、ＪＩＳ Ｃ ２５５０：２０１１に規定されるエプスタイン試験に基づく方法、またはＪＩＳ Ｃ ２５５６：２０１５に規定される単板磁気特性試験法（Ｓｉｎｇｌｅ Ｓｈｅｅｔ Ｔｅｓｔｅｒ：ＳＳＴ）などを用いることにより測定することができるが、本実施形態では、ＪＩＳ Ｃ ２５５０：２０１１に規定されるエプスタイン試験に基づく方法により求める。磁束密度Ｂ８値の測定においては、最終工程後の方向性電磁鋼板のコイルの長手方向両端部よりサンプルを１式ずつ採取し、それらのサンプルを用いて得られた磁束密度Ｂ８値の平均値を求める。なお、長手方向にコイルを分割した後、分割したコイルの長手方向両端部よりサンプルを１式ずつ採取してもよい。さらに、サンプル採取の際に、コイルの長手方向に十分な長さが得られず、サンプルが１式しか採取できない場合は、サンプル１式の測定値としても構わない。
本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、急峻度０．０１以上の皺の存在割合が、板幅方向に０個／ｍ以上１０個／ｍ以下である。本実施形態に係る製造方法で製造された方向性電磁鋼板は、表面形状が良好であるため、方向性電磁鋼板を積み重ねた場合に鉄心材料の占積率を低下させる急峻度０．０１以上の皺の存在割合を低減することができる。
急峻度の求め方について、図５を参照して説明する。図５は、方向性電磁鋼板の表面をレーザー変位計にて測定することで得られる、方向性電磁鋼板の断面曲線（うねり曲線）を示す図である。
急峻度は、方向性電磁鋼板の表面に存在する凸部の形状を測定することで算出される。まず、鋼板の板幅方向の形状をレーザー変位計により測定して、図５に示すような方向性電磁鋼板の板幅方向の断面曲線を得る。断面曲線のノイズが大きい場合は、測定した断面曲線を大きく逸脱しない範囲で、ノイズを除去しても良い。この断面曲線からピーク高さｈが０．１ｍｍ以上である凸部を抽出する。凸部として抽出するピーク高さｈは、さらに好ましくは０．０５ｍｍ以上である。ピーク高さｈは、凸部近傍の２つの最低点（図５の点ａおよび点ｂ）を結んだ直線と、凸部の最高点（図５の点ｃ）との距離である。抽出した凸部のピーク高さｈを、抽出した凸部近傍の２つの最低点（図５の点ａおよび点ｂ）を結んだ直線の長さＬの１／２で除することで、抽出した凸部の急峻度を得る（すなわち、急峻度＝２ｈ／Ｌ）。本実施形態では、上記の方法で得られた急峻度が０．０１以上の凸部を皺とみなして、方向性電磁鋼板の板幅方向１ｍあたりに存在する急峻度０．０１以上の皺の個数を得る。なお、少なくとも、方向性電磁鋼板の４箇所以上から、板幅方向に合計で４ｍとなるように断面曲線を得て、上記の方法により皺の個数を得る。
本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、上述したように、磁区制御を施さずとも鉄損値を低減することが可能である。具体的には、本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、磁区制御処理を施さない場合の鉄損ＷｐがＷ１７／５０で、０．８００Ｗ／ｋｇ以下である。好ましくは、０．７９０Ｗ／ｋｇ以下であり、より好ましくは０．７８５Ｗ／ｋｇ以下である。下限は特に限定する必要は無いが、工業的安定製造性の観点から、０．６００Ｗ／ｋｇとしてもよい。ここで、磁区制御処理を施さない場合の鉄損Ｗｐは、歪取焼鈍後の方向性電磁鋼板にて測定した値を用いる。Ｗ１７／５０とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて１．７Ｔに励起したときの鉄損の平均値である。鉄損Ｗｐの測定においては、最終工程後の方向性電磁鋼板のコイルの長手方向両端部よりサンプルを１式ずつ採取し、それらのサンプルを用いて得られた鉄損の平均値を求める。なお、長手方向にコイルを分割した後、分割したコイルの長手方向両端部よりサンプルを１式ずつ採取してもよい。さらに、サンプル採取の際に、コイルの長手方向に十分な長さが得られず、サンプルが１式しか採取できない場合は、サンプル１式の測定値としても構わない。
上述のように、本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、磁区制御処理を施さなくとも、鉄損を十分に低減することができる。磁区制御処理は、方向性電磁鋼板の鉄損値を低減することができるものの、方向性電磁鋼板を鉄心材料に用いた変圧器の騒音を増加させる。したがって、本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、変圧器の磁気特性と、騒音特性とを両立させることができる。
本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法によれば、磁区制御処理を施さなくとも十分に鉄損が低減され、且つ表面形状が良好な方向性電磁鋼板を製造することが可能である。該製造方法によって製造された、本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、表面形状が良好であるため、変圧器の鉄心材料として用いた場合に、占積率を向上させることができる。なお、本実施形態では、需要家の目的によっては、方向性電磁鋼板に磁区制御処理が施されてもよいことは言うまでもない。
以下に、実施例を示しながら、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法、および方向性電磁鋼板について、より具体的に説明する。なお、以下に示す実施例は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板のあくまでも一例に過ぎず、本実施形態に係る方向性電磁鋼板が以下に示す実施例に限定されるものではない。
（実施例１）
質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓ：０．０２４％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００８％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるスラブを作製した。該スラブを１３５０℃にて１時間加熱した後、熱間圧延を施すことで、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板に対し、最高温度１１００℃にて１４０秒間焼鈍する熱延板焼鈍を施し、酸洗を施した後に冷間圧延を施すことで、板厚０．２３ｍｍの冷延鋼板を得た。
続いて、得られた冷延鋼板を表１および表２に示す鋼板張力Ｓ（Ｎ／ｍｍ２）を付加しながら、表１および表２に示す平均昇温速度Ｖ（℃／ｓ）で急速昇温した。このとき、平均昇温速度Ｖ（℃／ｓ）は、５５０℃～７００℃の温度域の昇温速度の平均値とし、また、昇温装置の昇温出力および装置間距離の変更、ならびに昇温装置の入れ替え等を行うことで、昇温量Ｔ（℃）および加熱長Ｌ（ｍｍ）を表１および表２に示すように変更した。ここで、昇温開始点Ａは、５５０℃を含む昇温過程における昇温装置入側温度とし、昇温終了点Ｂは、７００℃を含む昇温過程における昇温装置出側温度とし、昇温開始点Ａから昇温終了点Ｂまでの平均を平均昇温速度Ｖ（℃／ｓ）とした。その後、湿水素雰囲気かつ８５０℃で１８０秒の間、脱炭焼鈍を施した。
次に、一次再結晶焼鈍後の冷延鋼板の表面に、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施して仕上焼鈍を得て、この仕上焼鈍板を水洗した。その後、仕上焼鈍板の表面に、リン酸アルミニウムおよびコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を塗布した後、絶縁被膜の焼付および鋼板の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施すことで、板厚が０．１５ｍｍ以上０．２３ｍｍ以下の方向性電磁鋼板を得た。
以上の方法によって得られた方向性電磁鋼板のコイルの板幅方向の両端部よりエプスタイン法の試料をせん断により１式ずつ採取し、これらの試料に歪取焼鈍を施した後、ＪＩＳ Ｃ ２５５０：２０１１に規定されるエプスタイン法に準拠して、鉄損Ｗｐおよび磁束密度Ｂ８値を測定した。鉄損Ｗｐは、Ｗ１７／５０にて測定し、５０Ｈｚにて１．７Ｔに励起して得られた鉄損の平均値とした。磁束密度Ｂ８値は、５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍの磁場を付与して得られた磁束密度の平均値とした。
また、方向性電磁鋼板のコイルの板幅方向の両端部からせん断により試料を各２枚採取し、レーザー変位計にて板幅方向の表面形状を測定し、断面曲線を得た。得られた断面曲線を用いて、上述の方法により、方向性電磁鋼板の板幅方向１ｍあたりに存在する急峻度０．０１以上の皺の個数を得た。
さらに、得られた方向性電磁鋼板の絶縁被膜およびフォルステライト被膜を上述の方法により除去した後に、ＩＣＰ－ＡＥＳを用いて、珪素鋼板の成分組成を測定した。さらに、珪素鋼板の二次再結晶粒の平均粒径を上述の方法により測定した。
鉄損Ｗｐが０．８００以下、皺の存在割合が０個／ｍ以上１０個／ｍ以下の場合、合格と判定した。いずれか一つでもこれらの条件を満たさない場合、不合格と判定し、表中の評価の欄に「Ｃ」と記載した。合格と判定された例の鉄損Ｗｐについて、以下の基準に基づいて評価した。
Ｓ（極めて良好）：０．７８５Ｗ／ｋｇ以下
Ａ（より良好）：Ｗｐが０．７８５Ｗ／ｋｇ超０．７９０Ｗ／ｋｇ以下
Ｂ（良好）：Ｗｐが０．７９０Ｗ／ｋｇ超０．８００Ｗ／ｋｇ以下
方向性電磁鋼板の製造条件、測定結果および評価結果を表１および表２に示す。なお、本発明例は、珪素鋼板の成分組成において、ＳおよびＳｅの合計の含有量が０．００５％以下であり、酸可溶性Ａｌ含有量が０．０１％以下であり、Ｎ含有量が０．００５％以下であり、残部はＦｅおよび不純物であった。
Figure 0007006772000001
Figure 0007006772000002
表１および表２の結果を参照すると、本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板（本発明例）は、評価がＢ以上（良好以上）となることが分かった。また、一次再結晶焼鈍における５５０℃～７００℃の温度域における平均昇温速度Ｖが７００℃／ｓ以上であった本発明例では、鉄損Ｗｐが０．７９０Ｗ／ｋｇ以下となり、評価がＡ以上（より良好以上）となることが分かった。さらに、一次再結晶焼鈍における５５０℃～７００℃の温度域の平均昇温速度Ｖが１０００℃／ｓ以上であった本発明例では、鉄損Ｗｐが０．７８５Ｗ／ｋｇ以下となり、評価がＳ（極めて良好）となることが分かった。
昇温速度Ｖを横軸に取り、鋼板張力Ｓを縦軸に取って、表１および表２で示す結果をプロットしたグラフを図６に示す。また、Ｔ／Ｌを横軸に取り、鋼板張力Ｓを縦軸に取って、表１および表２で示す結果をプロットしたグラフを図７に示す。なお、図６および図７では、本発明例を丸点でプロットし、比較例を交差点でプロットした。
図６に示すように、一次再結晶焼鈍の昇温過程における昇温速度Ｖ（℃／ｓ）と、鋼板張力Ｓ（Ｎ／ｍｍ２）との間には、本実施形態に係る製造方法にて規定されるように、以下の式１および式２の関係を満たす必要があることが分かる。したがって、本実施形態に係る製造方法によれば、鉄損値が低減された方向性電磁鋼板を製造することが可能である。
１．９６≦Ｓ≦（２５．５－０．０１３７×Ｖ）（Ｖ≦１０００） ・・・式１
１．９６≦Ｓ≦１１．８（Ｖ＞１０００） ・・・式２
また、図７に示すように、本実施形態に係る製造方法で規定されるように、一次再結晶焼鈍の昇温過程における鋼板張力Ｓ（Ｎ／ｍｍ２）と、Ｔ／Ｌ（℃／ｍｍ）とを以下の式３および式４のように規定することによって、方向性電磁鋼板の皺の数を低減できることが分かる。
０．１≦Ｔ／Ｌ≦４．０・・・式３
１．９６≦Ｓ≦（１９．６－１．９６×Ｔ／Ｌ）・・・式４
（実施例２）
質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓ：０．０２３％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００８％を含有し、残部が表３および表４に示す含有量のＳｉおよびＭｎと、Ｆｅおよび不純物とからなるスラブを作製した。該スラブを１３５０℃にて１時間加熱した後、熱間圧延を施すことで、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を最高温度１１００℃にて１４０秒間焼鈍する熱延板焼鈍を施し、酸洗を施した後に冷間圧延を施すことで、板厚０．２３ｍｍの冷延鋼板を得た。
続いて、得られた冷延鋼板を下記の表３および表４で示す昇温速度Ｖ（℃／ｓ）で急速昇温した後、湿水素雰囲気かつ８５０℃で１８０秒の間、脱炭焼鈍を施した。なお、平均昇温速度Ｖ（℃／ｓ）は、５５０℃～７００℃の温度域の昇温速度の平均値とし、一次再結晶焼鈍の昇温過程において、冷延鋼板の通板方向には、７．８４Ｎ／ｍｍ２の鋼板張力Ｓを付与した。また、昇温量Ｔは、４００℃とし、加熱長Ｌは、４００ｍｍとした。平均昇温速度Ｖは、実施例１と同様の方法により算出した。
一次再結晶焼鈍後の冷延鋼板の表面に、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施して仕上焼鈍を得て、この仕上焼鈍板を水洗した。その後、仕上焼鈍板の表面に、リン酸アルミニウムおよびコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を塗布した後、絶縁被膜の焼付および鋼板の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施すことで、板厚が０．１５ｍｍ以上０．２３ｍｍ以下の方向性電磁鋼板を得た。
以上の方法によって得られた方向性電磁鋼板について、実施例１と同様の方法により、鉄損Ｗｐ、磁束密度Ｂ８値、板幅方向１ｍあたりに存在する急峻度０．０１以上の皺の個数、珪素鋼板の成分組成および二次再結晶粒の平均粒径を測定した。
鉄損Ｗｐが０．８００以下、皺の存在割合が０個／ｍ以上１０個／ｍ以下の場合、合格と判定した。いずれか一つでもこれらの条件を満たさない場合、不合格と判定し、表中の評価の欄に「Ｃ」と記載した。また、合格と判定された例の鉄損Ｗｐについて、実施例１と同様の基準に基づいて、Ｓ（極めて良好）、Ａ（より良好）、Ｂ（良好）で評価した。
方向性電磁鋼板の製造条件、測定結果および評価結果を表３および表４に示す。なお、本発明例は、珪素鋼板の成分組成において、ＳおよびＳｅの合計の含有量が０．００５％以下であり、酸可溶性Ａｌ含有量が０．０１％以下であり、Ｎ含有量が０．００５％以下であり、残部はＦｅおよび不純物であった。
Figure 0007006772000003
Figure 0007006772000004
表３および表４の結果を参照すると、質量％で、Ｓｉ：２．５％以上４．５％以下、Ｍｎ：０．０１％以上０．１５％以下を含有する方向性電磁鋼板は、評価がＢ以上（良好以上）となることが分かった。また、一次再結晶焼鈍における５５０℃～７００℃の温度域の平均昇温速度Ｖが７００℃／ｓ以上であった本発明例では、鉄損Ｗｐが０．７９０Ｗ／ｋｇ以下となり、評価がＡ以上（より良好以上）となることが分かった。さらに、一次再結晶焼鈍における５５０℃～７００℃の温度域の平均昇温速度Ｖが１０００℃／ｓ以上であった本発明例では、鉄損Ｗｐが０．７８５Ｗ／ｋｇ以下となり、評価がＳ（極めて良好）となることが分かった。なお、条件Ｂ５は、Ｓｉ含有量が多すぎて熱間圧延を行うことができず、方向性電磁鋼板を製造することができなかったため不合格と判定し、評価の欄に「Ｃ（圧延不可）」と記載した。
（実施例３）
質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓ：０．０２４％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００８％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるスラブを作製した。該スラブを１３５０℃にて１時間加熱した後、熱間圧延を施すことで、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を最高温度１１００℃にて１４０秒間焼鈍する熱延板焼鈍を施し、酸洗を施した後に冷間圧延を施すことで、板厚０．２３ｍｍの冷延鋼板を得た。
続いて、得られた冷延鋼板を下記の表５および表６で示す平均昇温速度Ｖ（℃／ｓ）で急速昇温した後、湿水素雰囲気かつ８５０℃で１８０秒の間、脱炭焼鈍を施した。なお、昇温速度Ｖ（℃／ｓ）は、５５０℃～７００℃の温度域の昇温速度の平均値とした。また、一次再結晶焼鈍の昇温過程において、鋼板張力Ｓ（Ｎ／ｍｍ２）、昇温量Ｔ（℃）、および加熱長Ｌ（ｍｍ）を表５および表６に示すように変更した。平均昇温速度Ｖは、実施例１と同様の方法で算出した。
一次再結晶焼鈍後の冷延鋼板の表面に、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施して仕上焼鈍板を得て、その仕上焼鈍板を水洗した。その後、仕上焼鈍板の表面に、リン酸アルミニウムおよびコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を塗布した後、絶縁被膜の焼付および鋼板の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施すことで、板厚が０．１５ｍｍ以上０．２３ｍｍ以下の方向性電磁鋼板を得た。
以上の方法によって得られた方向性電磁鋼板について、実施例１と同様の方法により鉄損Ｗｐ、磁束密度Ｂ８値、板幅方向１ｍあたりに存在する急峻度０．０１以上の皺の個数、珪素鋼板の成分組成および二次再結晶粒の平均粒径を測定した。
鉄損Ｗｐが０．８００以下、皺の存在割合が０個／ｍ以上１０個／ｍ以下の場合、合格と判定した。いずれか一つでもこれらの条件を満たさない場合、不合格と判定し、表中の評価の欄に「Ｃ」と記載した。また、合格と判定された例の鉄損Ｗｐについて、実施例１と同様の基準に基づいて、Ｓ（極めて良好）、Ａ（より良好）、Ｂ（良好）で評価した。
方向性電磁鋼板の製造条件、測定結果および評価結果を表５および表６に示す。なお、本発明例は、珪素鋼板の成分組成において、ＳおよびＳｅの合計の含有量が０．００５％以下であり、酸可溶性Ａｌ含有量が０．０１％以下であり、Ｎ含有量が０．００５％以下であり、残部はＦｅおよび不純物であった。
Figure 0007006772000005
Figure 0007006772000006
表５および表６を参照すると、二次再結晶粒の平均粒径が１０ｍｍ以上５０ｍｍ以下であり、かつ磁束密度Ｂ８が１．９３０Ｔ以上である方向性電磁鋼板は、評価がＢ以上（良好以上）となることが分かった。また、一次再結晶焼鈍における５５０℃～７００℃の温度域の平均昇温速度Ｖが７００℃／ｓ以上であった本発明例では、鉄損Ｗｐが０．７９０Ｗ／ｋｇ以下となり、評価がＡ以上（より良好以上）となることが分かった。さらに、一次再結晶焼鈍における５５０℃～７００℃の温度域の平均昇温速度Ｖが１０００℃／ｓ以上であった本発明例では、鉄損Ｗｐが０．７８５Ｗ／ｋｇ以下となり、評価がＳ（極めて良好）となることが分かった。
（実施例４）
質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓ：０．００５％、Ｓｅ：０．０１９％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００８％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるスラブを作製した。該スラブを１３５０℃にて１時間加熱した後、熱間圧延を施すことで、板厚２．１ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を最高温度１１００℃にて１４０秒間焼鈍する熱延板焼鈍を施し、酸洗を施した後に冷間圧延を施すことで冷延鋼板を得た。冷間圧延では、最終的に得られる方向性電磁鋼板が表７に示す板厚となるように累積圧下率を制御した。
得られた冷延鋼板を５５０℃～７００℃の温度域の平均昇温速度Ｖが１０００℃／ｓとなるように急速昇温した後、湿水素雰囲気かつ８５０℃で１８０秒の間、脱炭焼鈍を施した。一次再結晶焼鈍の昇温過程において、鋼板張力Ｓは、７．８４Ｎ／ｍｍ２とし、昇温量Ｔは、４００℃とし、加熱長Ｌは、４００ｍｍとした。平均昇温速度Ｖは、実施例１と同様の方法で算出した。
一次再結晶焼鈍後の冷延鋼板の表面に、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施して仕上焼鈍板を得て、その仕上焼鈍板を水洗した。その後、仕上焼鈍板の表面に、リン酸アルミニウムおよびコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を塗布した後、絶縁被膜の焼付および鋼板の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施すことで、板厚が０．１５ｍｍ以上０．２３ｍｍ以下の方向性電磁鋼板を得た。
以上の方法によって得られた方向性電磁鋼板について、実施例１と同様の方法により、鉄損Ｗｐ、磁束密度Ｂ８値、板幅方向１ｍあたりに存在する急峻度０．０１以上の皺の個数、珪素鋼板の成分組成および二次再結晶粒の平均粒径を測定した。
鉄損Ｗｐが０．８００以下、皺の存在割合が０個／ｍ以上１０個／ｍ以下の場合、合格と判定した。いずれか一つでもこれらの条件を満たさない場合、不合格と判定し、表中の評価の欄に「Ｃ」と記載した。また、合格と判定された例の鉄損Ｗｐについて、実施例１と同様の基準に基づいて、Ｓ（極めて良好）、Ａ（より良好）、Ｂ（良好）で評価した。
方向性電磁鋼板の製造条件、測定結果および評価結果を表７に示す。なお、本発明例は、珪素鋼板の成分組成において、ＳおよびＳｅの合計の含有量が０．００５％以下であり、酸可溶性Ａｌ含有量が０．０１％以下であり、Ｎ含有量が０．００５％以下であり、残部はＦｅおよび不純物であった。
Figure 0007006772000007
表７を参照すると、板厚が０．１５ｍｍ以上０．２３ｍｍ以下の方向性電磁鋼板は、評価がＢ以上（良好以上）となることが分かった。
（実施例５）
質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓ：０．０２３％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００８％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるスラブを作製した。該スラブを１３５０℃にて１時間加熱した後、熱間圧延を施すことで、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を最高温度１１００℃にて１４０秒間焼鈍する熱延板焼鈍を施し、酸洗を施した後に冷間圧延を施すことで、板厚０．２３ｍｍの冷延鋼板を得た。
続いて、得られた冷延鋼板を下記の表８で示す平均昇温速度Ｖ（℃／ｓ）で急速昇温した後、湿水素雰囲気かつ８５０℃で１８０秒の間、脱炭焼鈍を施した。なお、平均昇温速度Ｖ（℃／ｓ）は、５５０℃～７００の温度域の昇温速度の平均値とし、一次再結晶焼鈍の急速昇温の間、冷延鋼板の通板方向には、７．８４Ｎ／ｍｍ２の鋼板張力を付与した。また、５５０℃～７００℃の温度域の昇温過程を含む、一次再結晶焼鈍の際の昇温装置の台数、昇温量Ｔ（℃）、および加熱長Ｌ（ｍｍ）を下記の表８で示すように変更した。平均昇温速度Ｖは、実施例１と同様の方法で算出した。
一次再結晶焼鈍後の冷延鋼板の表面に、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施して仕上焼鈍板を得て、その仕上焼鈍板を水洗した。その後、仕上焼鈍板の表面に、リン酸アルミニウムおよびコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を塗布した後、絶縁被膜の焼付および鋼板の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施すことで、板厚が０．１５ｍｍ以上０．２３ｍｍ以下の方向性電磁鋼板を得た。
以上の方法によって得られた方向性電磁鋼板について、実施例１と同様の方法により、鉄損Ｗｐ、磁束密度Ｂ８値、板幅方向１ｍあたりに存在する急峻度０．０１以上の皺の個数、珪素鋼板の成分組成および二次再結晶粒の平均粒径を測定した。
鉄損Ｗｐが０．８００以下、皺の存在割合が０個／ｍ以上１０個／ｍ以下の場合、合格と判定した。いずれか一つでもこれらの条件を満たさない場合、不合格と判定し、表中の評価の欄に「Ｃ」と記載した。また、合格と判定された例の鉄損Ｗｐについて、実施例１と同様の基準に基づいて、Ｓ（極めて良好）、Ａ（より良好）、Ｂ（良好）で評価した。
方向性電磁鋼板の製造条件、測定結果および評価結果を表８に示す。なお、本発明例は、珪素鋼板の成分組成において、ＳおよびＳｅの合計の含有量が０．００５％以下であり、酸可溶性Ａｌ含有量が０．０１％以下であり、Ｎ含有量が０．００５％以下であり、残部はＦｅおよび不純物であった。
Figure 0007006772000008
表８を参照すると、本発明で規定する条件を満たす方向性電磁鋼板（本発明例）は、評価がＢ以上（良好以上）となることが分かった。また、一次再結晶焼鈍における５５０℃～７００℃の温度域の平均昇温速度Ｖが７００℃／ｓ以上であった本発明例では、鉄損Ｗｐが０．７９０Ｗ／ｋｇ以下となり、評価がＡ以上（より良好以上）となることが分かった。さらに、一次再結晶焼鈍における５５０℃～７００℃の温度域の平均昇温速度Ｖが１０００℃／ｓ以上であった本発明例では、鉄損Ｗｐが０．７８５Ｗ／ｋｇ以下となり、評価がＳ（極めて良好）となることが分かった。
また、表８の本発明例において、昇温装置の台数に依らず、いずれの条件でも本実施形態の条件を満たすことが分かった。
以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
本発明に係る上記一態様によれば、一次再結晶焼鈍にて従来技術よりも急速昇温を施した場合に、表面形状がより良好であり、且つ磁区制御処理を施されずとも鉄損値が低減された方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することができる。
１ 鋼板
１０、２１、２２、３１、３２、４１、４２ 昇温装置

Claims (2)

  1. 珪素鋼板と、
    前記珪素鋼板上に配されたフォルステライト被膜と、
    前記フォルステライト被膜上に配された絶縁皮膜と、を有し、
    前記珪素鋼板は、成分組成が、質量％で、
    Ｓｉ：２．５％以上４．５％以下、
    Ｍｎ：０．０１％以上０．１５％以下、
    ＳおよびＳｅの合計：０％以上０．００５％以下、
    酸可溶性Ａｌ：０％以上０．０１％以下、および
    Ｎ：０％以上０．００５％以下、
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    前記珪素鋼板の二次再結晶粒の平均粒径が１０ｍｍ以上５０ｍｍ以下であり、
    方向性電磁鋼板は、
    板厚が０．１５ｍｍ以上０．２３ｍｍ以下であり、
    鉄損ＷｐがＷ １７／５０ で、０．８００Ｗ／ｋｇ以下であり、
    急峻度０．０１以上の皺の存在割合が板幅方向で０個／ｍ以上１０個／ｍ以下であり、
    磁束密度Ｂ８値が１．９３０Ｔ以上である、方向性電磁鋼板の製造方法であって、成分組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０２％以上０．１０％以下、
    Ｓｉ：２．５％以上４．５％以下、
    Ｍｎ：０．０１％以上０．１５％以下、
    ＳおよびＳｅの合計：０．００１％以上０．０５０％以下、
    酸可溶性Ａｌ：０．０１％以上０．０５％以下、
    Ｎ：０．００２％以上０．０１５％以下
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるスラブを、１２８０℃～１４５０℃に加熱して、熱間圧延を施すことで熱延鋼板を得る工程と、
    前記熱延鋼板に熱延板焼鈍を施した後、一回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施すことで冷延鋼板を得る工程と、
    前記冷延鋼板に一次再結晶焼鈍を施す工程と、
    一次再結晶焼鈍後の前記冷延鋼板の表面にＭｇＯを含む焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施して仕上焼鈍板を得る工程と、
    前記仕上焼鈍板に絶縁被膜を塗布した後、平坦化焼鈍を施す工程と、を含み、
    前記一次再結晶焼鈍の昇温過程では、５５０～７００℃の昇温を含む昇温過程において昇温が開始された点から、昇温が終了した点までの昇温速度の平均値である平均昇温速度Ｖ（℃／ｓ）が４００℃／ｓ以上であり、５５０℃～７００℃の温度域の昇温を含む一連の昇温過程の昇温量Ｔ（℃）と、前記一連の昇温過程の加熱長Ｌ（ｍｍ）との比であるＴ／Ｌ（℃／ｍｍ）が０．１≦Ｔ／Ｌ≦４．０であり、前記冷延鋼板の通板方向に付与される張力Ｓ（Ｎ／ｍｍ２）が１．９６≦Ｓ≦（１９．６－１．９６×Ｔ／Ｌ）であり、かつＶ≦１０００の場合、前記張力Ｓが１．９６≦Ｓ≦（２５．５－０．０１３７×Ｖ）であり、Ｖ＞１０００の場合、前記張力Ｓが１．９６≦Ｓ≦１１．８である
    ことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 珪素鋼板と、
    前記珪素鋼板上に配されたフォルステライト被膜と、
    前記フォルステライト被膜上に配された絶縁皮膜と、を有する方向性電磁鋼板であって、
    前記珪素鋼板は、成分組成が、質量％で、
    Ｓｉ：２．５％以上４．５％以下、
    Ｍｎ：０．０１％以上０．１５％以下、
    ＳおよびＳｅの合計：０％以上０．００５％以下、
    酸可溶性Ａｌ：０％以上０．０１％以下、および
    Ｎ：０％以上０．００５％以下、
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    前記珪素鋼板の二次再結晶粒の平均粒径が１０ｍｍ以上５０ｍｍ以下であり、
    前記方向性電磁鋼板は、
    板厚が０．１５ｍｍ以上０．２３ｍｍ以下であり、
    鉄損ＷｐがＷ１７／５０で、０．８００Ｗ／ｋｇ以下であり、
    急峻度０．０１以上の皺の存在割合が板幅方向で０個／ｍ以上１０個／ｍ以下であり、
    磁束密度Ｂ８値が１．９３０Ｔ以上である
    ことを特徴とする方向性電磁鋼板。
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