JP7081725B1 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

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Abstract

磁気特性に優れ、かつコイル長手方向の鉄損のばらつきが少ない方向性電磁鋼板を安定的に製造することができる方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。本発明は、鋼スラブを熱間圧延し、場合により焼鈍を施したのち、１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚を有する冷延板とし、次いで前記最終板厚を有する冷延板を脱炭焼鈍したのち、二次再結晶焼鈍を施す工程を含む、方向性電磁鋼板の製造方法であって、最終の冷間圧延直前に、鋼板を１００℃／ｓ以上の昇温速度で１００℃以上３５０℃以下の加熱温度まで加熱し、前記鋼板が加熱温度に到達してから最終の冷間圧延の１パス目に噛み込むまでの時間が５秒以内である、方向性電磁鋼板の製造方法である。

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、変圧器や発電機の鉄心材料として用いられる軟磁性材料で、鉄の磁化容易軸である｛１１０｝＜００１＞方位（ゴス方位）が鋼板の圧延方向に高度に揃った結晶組織を有する磁気特性に優れた鋼板である。
ゴス方位への集積を高める方法としては、例えば、特許文献１には、冷間圧延中の冷延板を低温で熱処理し、時効処理を施す方法が開示されている。
特許文献２には、熱延板焼鈍又は最終の冷間圧延前の中間焼鈍時の冷却速度を３０℃／ｓ以上とし、さらに最終の冷間圧延中に鋼板温度１５０～３００℃で２分間以上のパス間時効を２回以上行う技術が開示されている。
特許文献３には、圧延中の鋼板温度を高めて温間圧延することにより、圧延時に導入された転位を直ちにＣやＮで固着させる動的歪時効を利用する技術が開示されている。
特許文献１～３の技術は、冷延前、あるいは圧延中又は圧延のパス間で鋼板温度を適正な温度に保持することによって、固溶元素である炭素（Ｃ）や窒素（Ｎ）を低温で拡散させ、冷間圧延で導入された転位を固着して、それ以降の圧延での転位の移動を抑制し、剪断変形を起こさせて圧延集合組織を改善するものである。これらの技術の適用によって、一次再結晶板の時点でゴス方位種結晶が数多く形成され、二次再結晶時にそれらのゴス方位種結晶が粒成長することにより、二次再結晶後のゴス方位への集積を高めることができる。
上記歪時効の効果を更に高める技術として、特許文献４には、冷間圧延工程の最終の冷間圧延の直前に熱処理を施し、鋼中に微細カーバイドを析出させておき、最終の冷間圧延を前半部と後半部の二つに分け、前半部では圧下率３０～７５％の範囲で１４０℃以下の低温にて、後半部では少なくとも２回の圧下パスを１５０～３００℃の高温にて、かつ前半部と後半部を合わせた総圧下率８０～９５％の範囲で圧延を行うことで、安定してゴス方位に高度に集積した材料を得られる技術が開示されている。
特許文献５には、タンデム圧延機で行われる冷間圧延の前に０．５ｋｇ／ｍｍ2以上の張力付与下において５０～１５０℃、３０秒～３０分間の熱処理を施すことで、鋼中に微細カーバイドを析出させるとともに冷間圧延の途中で時効処理を施す技術が開示されている。
特開昭５０－０１６６１０号公報 特開平０８－２５３８１６号公報 特開平０１－２１５９２５号公報 特開平０９－１５７７４５号公報 特開平０４－１２０２１６号公報
しかし、近年では、省エネルギーに対する要求は厳しさを増す一方であり、さらなる低鉄損化技術の開発が求められている。
特許文献１～３のように圧延中にパス間時効を施す技術では、タンデム圧延機を使用して圧延する場合のように各パス間の距離が短く、かつライン速度が速い圧延では、満足のいく効果をあげられないという問題点があった。
特許文献４、５のように冷間圧延前に熱処理を行う技術では、コイル巻取り後のコイル内の温度差により、カーバイドの析出形態が変化し、結果としてコイル長手方向で鉄損のばらつきが大きいという問題点があった。
そこで、本発明の目的は、上記従来技術が抱える問題点を解決し、磁気特性に優れ、かつコイル長手方向の鉄損のばらつきが少ない方向性電磁鋼板を安定的に製造することができる方向性電磁鋼板の製造方法を提供することにある。
本発明者らは、上記課題を解決するために、冷延前に熱処理を行う手法について鋭意検討を重ね、方向性電磁鋼板の製造過程において、最終の冷間圧延直前に、鋼板を１００℃／ｓ以上の昇温速度で１００℃以上３５０℃以下の加熱温度まで加熱し、鋼板が加熱温度に到達してから最終の冷間圧延の１パス目に噛み込むまでの時間を５秒以内とすることで、集合組織を改善し、磁気特性に優れ、かつコイル長手方向の鉄損のばらつきが少ない方向性電磁鋼板を安定的に製造することが可能となることを見出し、本発明を完成させた。
最終の冷間圧延とは、その冷間圧延後の鋼板の厚みが最終の板厚となる冷間圧延をいう。
最終の冷間圧延直前とは、最終の冷間圧延の１パス目に噛み込む直前をいう。冷間圧延が１回の場合は、当該冷間圧延の１パス目に噛み込む直前をいい、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延の場合は、最後の冷間圧延の１パス目に噛み込む直前をいう。
１００℃以上３５０℃以下の加熱温度とは、当該温度域中での鋼板が到達する最も高い温度（最高温度）をいう。
本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、最終の冷間圧延直前に、鋼板を１００℃／ｓ以上の昇温速度で１００℃以上３５０℃以下の加熱温度まで加熱することを含む。これにより、磁気特性のばらつきを減少させることができる。磁気特性のばらつきが減少する理由は明らかではないが、以下のように推測される。
鋼板を最終の冷間圧延直前に加熱することで、圧延１パス目の噛み込み温度が上昇し、1パス目圧延加工時に活動するすべり系の種類が、直前に加熱しない場合よりも多くなる。２パス目以降の圧延では、ストリップクーラントの影響により1パス目圧延時よりも圧延時の噛み込み温度は低くなるため、1パス目圧延時に活動したすべり系の中には、２パス目圧延以降で加工温度の低下により、活動できないものが含まれる。そのようなすべり系で活動する転位は、２パス目以降の圧延では移動することができず、２パス目以降の圧延で生じる転位の動きを阻害するため、結果として、微細カーバイドによる転位の固着と同等の働きをする。その結果、圧延時の剪断変形が促進され、集合組織が改善し、最終の方向性電磁鋼板の磁気特性が改善する。また、微細カーバイドによる転位のピン止め効果よりも、転位同士による移動阻害効果の方が強く作用し、その結果、鋼板中のカーバイドのコイル長手方向における形態変化の影響が低減する。
本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、最終の冷間圧延直前に、鋼板が所定の加熱温度に到達してから最終の冷間圧延の１パス目に噛み込むまでの時間を５秒以内とすることを含む。これにより、磁気特性の劣化を抑制することができる。磁気特性の劣化が抑制される理由は明らかではないが、以下のように推測される。
所定の加熱温度に到達してから冷間圧延の１パス目に噛み込むまでの時間が長くなると、所定の加熱温度に到達したのち、急激に鋼板温度が低下し、その結果、冷間圧延1パス目の噛み込み温度が低下するため、２パス目以降で起こる転位同士による転位の移動阻害効果が発現し難くなるが、当該時間を５秒以内とすることで、移動阻害効果が十分に発現する。
本発明の要旨は、以下のとおりである。
［１］鋼スラブを熱間圧延し、場合により焼鈍を施したのち、１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚を有する冷延板とし、次いで前記最終板厚を有する冷延板を脱炭焼鈍したのち、二次再結晶焼鈍を施す工程を含む、方向性電磁鋼板の製造方法であって、
最終の冷間圧延直前に、鋼板を１００℃／ｓ以上の昇温速度で１００℃以上３５０℃以下の加熱温度まで加熱し、前記鋼板が加熱温度に到達してから最終の冷間圧延の１パス目に噛み込むまでの時間が５秒以内である、方向性電磁鋼板の製造方法。
［２］前記鋼スラブが、質量％で、
Ｃ：０．０１％以上０．１０％以下、
Ｓｉ：２．０％以上４．５％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上０．５％以下、
Ａｌ：０．０１００％以上０．０４００％以下、
Ｓ及びＳｅから選ばれる１種又は２種の合計：０．０１００％以上０．０５００％以下、ならびに
Ｎ：０．００５０％超０．０１２０％以下を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物の成分組成を有する、
前記［１］の方向性電磁鋼板の製造方法。
［３］前記鋼スラブが、質量％で、
Ｃ：０．０１％以上０．１０％以下、
Ｓｉ：２．０％以上４．５％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上０．５％以下、
Ａｌ：０．０１００％未満、
Ｓ：０．００７０％以下、
Ｓｅ：０．００７０％以下、及び
Ｎ：０．００５０％以下を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物の成分組成を有する、
前記［１］の方向性電磁鋼板の製造方法。
［４］前記鋼スラブが、さらに、質量％で、
Ｓｂ：０．００５％以上０．５０％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上１．５０％以下、
Ｐ：０．００５％以上０．５０％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上１．５０％以下、
Ｎｉ：０．００５％以上１．５０％以下、
Ｓｎ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０００５％以上０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｂ：０．００１％以上０．００７％以下、及び
Ｂｉ：０．０００５％以上０．０５％以下からなる群より選ばれる１種又は２種以上を含有する、前記［２］又は前記［３］の方向性電磁鋼板の製造方法。
本発明の方向性電磁鋼板の製造方法によれば、磁気特性に優れ、かつコイル長手方向の鉄損のばらつきが少ない方向性電磁鋼板を安定的に製造することができる。
実施例１の加熱温度（最高温度）と鉄損の関係を示すグラフである。 実施例２の加熱後経過時間と鉄損の関係を示すグラフである。 実施例３の昇温速度と鉄損の関係を示すグラフである。
以下、本発明を詳細に説明する。
＜鋼スラブ＞
本発明の製造方法で使用する鋼スラブ（鋼素材）は、公知の製造方法によって製造されたものであることができ、製造方法としては、例えば製鋼－連続鋳造、造塊一分塊圧延法等が挙げられる。製鋼においては、転炉や電気炉等で得た溶鋼を真空脱ガス等の二次精錬を経て所望の成分組成とするができる。
鋼スラブの成分組成は、方向性電磁鋼板製造用の成分組成とすることができ、方向性電磁鋼板用の成分として公知のものとすることができる。優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板が得られる点から、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎを含有することが好ましい。Ｃ、Ｓｉ及びＭｎの含有量としては、以下が挙げられる。ここで、成分組成に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０１％以上０．１０％以下
Ｃは、熱延鋼板の集合組織の改善のために必要な元素である。０．１０％超では、脱炭焼鈍により、磁気時効の起こらない０．００５０％以下に低減することが困難になる。一方、０．０１％未満では、スラブ加熱時に組織が粗大化し、以後の工程での再結晶が起こり難くなる。そのため、Ｃ含有量は０．０１％以上０．１０％以下が好ましく、より好ましくは０．０１％以上０．０８％以下である。
Ｓｉ：２．０％以上４．５％以下
Ｓｉは、鋼の電気抵抗を高め、鉄損を改善するのに有効な元素である。含有量が４．５％超では、加工性が著しく低下するため、圧延して製造することが困難になる。一方、２．０％未満では、十分な鉄損低減効果が得難くなる。そのため、Ｓｉ含有量は２．０％以上４．５％以下が好ましい。
Ｍｎ：０．０１％以上０．５％以下
Ｍｎは、熱間加工性を改善するために必要な元素である。０．５％超では、一次再結晶集合組織が劣化し、ゴス方位が高度に集積した二次再結晶粒を得るのが困難になる。一方、０．０１％未満では、十分な熱延加工性を得るのが困難になる。そのため、Ｍｎ含有量は０．０１％以上０．５％以下が好ましく、より好ましくは０．０３％以上０．５％以下である。
成分組成は、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎに加えて、二次再結晶におけるインヒビター成分として、Ａｌ：０．０１００％以上０．０４００％以下及びＮ：０．００５０％超０．０１２％以下を含有するものであることができる。Ａｌ含有量及びＮ含有量が上記の下限に満たないと、所定のインヒビター効果を得るのが困難であり、一方、上記の上限を超えると、析出物の分散状態が不均一化し、やはり所定のインヒビター効果を得るのが困難である。
さらに、Ａｌ、Ｎに加えて、インヒビター成分として、Ｓ及びＳｅから選ばれる１種又は２種を合計で０．０１００％以上０．０５００％以下の範囲で含有させてもよい。Ｓ及びＳｅのいずれか一方又は両方を含有させることにより、硫化物（ＭｎＳ、Ｃｕ2Ｓ等）、セレン化物（ＭｎＳｅ、Ｃｕ2Ｓｅ等）を形成させることができる。硫化物、セレン化物は複合して析出させてもよい。Ｓ及びＳｅから選ばれる１種又は２種の合計の含有量が上記の下限に満たないと、インヒビターとしての効果を十分得ることができず、上記の上限を超えると、析出物の分散が不均一化し、やはりインヒビター効果を十分に得ることができない。
成分組成は、Ａｌ含有量を０．０１００％未満に抑制し、インヒビターレス系に適合させることもできる。この場合、Ｎ含有量はＮ：０．００５０％以下、Ｓ：０．００７０％以下、Ｓｅ：０．００７０％以下とすることができる。
磁気特性改善のため、上記元素に加えて、Ｓｂ：０．００５％以上０．５０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上１．５％以下、Ｐ：０．００５％以上０．５０％以下、Ｃｒを０．０１％以上１．５０％以下、Ｎｉ：０．００５％以上１．５０％以下、Ｓｎ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｎｂ：０．０００５％以上０．０１００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｂ：０．００１％以上０．００７％以下及びＢｉ：０．０００５％以上０．０５％以下からなる群より選ばれる１種又は２種以上を含有させてもよい。Ｓｂ、Ｃｕ、Ｐ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂ、Ｂｉは、磁気特性の向上に有用な元素であり、二次再結晶粒の発達を阻害せずに、磁気特性向上効果を十分に得る点から、含有させる場合は、上記の範囲内とすることが好ましい。
鋼スラブの成分組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
＜製造工程＞
本発明の製造方法は、鋼スラブを、熱間圧延して熱延板とする。鋼スラブは、加熱してから熱間圧延に供することができる。その際の加熱温度は、熱間圧延性を確保する観点から１０５０℃程度以上とするのが好ましい。加熱温度の上限は特に限定されないが、１４５０℃超の温度は、鋼の融点に近く、スラブの形状を保つのが困難であるため、１４５０℃以下とすることが好ましい。
それ以外の熱間圧延条件は特に限定されず、公知の条件を適用することができる。
得られた熱延板に、熱延板焼鈍を施してもよい。その際、焼鈍条件は特に限定されず、公知の条件を適用することができる。
熱延板は、場合により熱延板焼鈍を施したのち、冷間圧延して冷延板とする。冷間圧延の前に、酸洗等で脱スケールしてもよい。
１回の冷間圧延で最終板厚の冷延板としてもよく、あるいは中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板としてもよい。冷間圧延の総圧下率は、特に限定されず、７０％以上９５％以下とすることができる。最終の冷間圧延の圧下率は、特に限定されず、６０%以上９５％以下とすることができる。最終板厚は、特に限定されず、０．１ｍｍ以上１．０ｍｍ以下とすることができる。
最終の冷間圧延の直前に、鋼板を１００℃／ｓ以上の昇温速度で１００℃以上３５０℃以下の加熱温度に加熱し、加熱温度に到達してから最終の冷間圧延の１パス目に噛み込むまでの時間は５秒以内とする。
昇温速度は１００℃／ｓ以上とする。１００℃以上の高温では鋼中の炭素の拡散速度は急激に増大するため、その温度で鋼板を長時間保持するとカーバイドの急激な粗大化が起こり、鋼中の固溶炭素量および微細カーバイドの数は大きく減少する。その結果、カーバイドによる転位のピン止め効果は、噛み込み温度上昇による効果を超えて低下し、集合組織の劣化を招くと考えられる。そのため、昇温速度は１００℃／ｓ以上とし、短時間で所定の加熱温度まで到達するようにする。昇温速度は１５０℃／ｓ以上が好ましい。昇温に要する時間は短いほど好ましいため、昇温速度の上限は限定されず、例えば３００℃／ｓ以下とすることができる。
加熱による加熱温度（最高温度）は１００℃以上３５０℃以下とする。１００℃未満では、１パス目噛み込み温度上昇による効果が十分発現せず、また、３５０℃超では、圧延の際に潤滑不良により、板形状の悪化を招く。加熱温度は、好ましくは１２０℃以上であり、また、好ましくは３００℃以下である。
所定の加熱温度に到達してから、最終の冷延圧延の１パス目に噛み込むまでの時間は５秒以内とする。５秒超では鋼板温度の低下により、１パス目噛み込み温度上昇による効果が十分発現しない。所定の加熱温度に到達したのち、１パス目に噛み込ませるまで当該温度を極力保持することが好ましい。
加熱方法は、特に限定されず、エアバス、オイルバス、サンドバス、誘導加熱等が挙げられる。大規模な設備が不要で、圧延後の鋼板の外観への影響が小さく、短時間での加熱が可能な点から、誘導加熱が好ましい。誘導加熱を使用した場合、所定の加熱温度は、誘導加熱装置の出側の鋼板温度とすることができる。
冷間圧延に用いる圧延機は、特に限定されず、リバース圧延機、タンデム圧延機等が挙げられる。誘導加熱装置を入側に設置したタンデム圧延機は、加熱後すぐに圧延することができるため、特に好ましい。タンデム圧延機の入側には鋼板加熱用及び均熱用の誘導加熱設備を設置することもできる。
冷間圧延中に時効処理等の熱処理又は温間圧延を挟んでもよい。
本発明の方向性電磁鋼板の製造方法においては、最終板厚を有する冷延板を、脱炭焼鈍したのち、二次再結晶焼鈍を経て、方向性電磁鋼板を得ることができる。二次再結晶焼鈍後に、絶縁被膜を被成してもよい。
脱炭焼鈍の条件は、特に限定されない。一般的に、脱炭焼鈍は一次再結晶焼鈍を兼ねることが多く、本発明の製造方法においても一次再結晶焼鈍を兼ねることができる。その場合、条件は特に限定されず、公知の条件を適用することができる。例えば、温水素雰囲気中で８００℃×２分の焼鈍条件等が挙げられる。
冷延板に脱炭焼鈍を施したのち、二次再結晶のための仕上焼鈍を施す。仕上焼鈍前に、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布することができる。焼鈍分離剤としては、特に限定されず、公知のものを用いることができる。例えば、ＭｇＯを主成分とし、必要に応じて、ＴｉＯ2などを添加したものや、ＳｉＯ2やＡｌ2Ｏ3を主成分としたものが挙げられる。
仕上焼鈍を施したのち、鋼板表面に絶縁被膜を塗布し焼き付け、必要に応じて、平坦化焼鈍して鋼板形状を整えることが好ましい。絶縁被膜の種類は、特に限定されず、鋼板表面に引張張力を付与する絶縁被膜を形成する場合には、特開昭５０－７９４４２号公報、特開昭４８－３９３３８号公報、特開昭５６－７５５７９号公報等に記載されているリン酸塩―コロイダルシリカを含有する塗布液を用いて、８００℃程度で焼き付けるのが好ましい。
＜実施例１＞
質量％で、Ｃ：０．０３７％、Ｓｉ：３．４％及びＭｎ：０．０５％を含有し、質量ｐｐｍで、Ｓ及びＳｅをそれぞれ３１ｐｐｍ、Ｎを５０ｐｐｍ、ｓｏｌ．Ａｌを８５ｐｐｍ含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを、１２１０℃に加熱後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とした。
上記熱延板に、１０００℃×６０秒の熱延板焼鈍を施し、次いで８００℃から３００℃までを２０℃／ｓで冷却したのち、コイルに巻き取った。得られた熱延板焼鈍板を、タンデム圧延機（ロール径３００ｍｍ、スタンド数５）を用いて、１回のタンデム圧延にて０．２０ｍｍの板厚の冷延板とした。その際、１パス目の圧延スタンドの直前に設置した鋼板加熱用及び均熱用の誘導加熱設備によって、鋼板を昇温速度１００℃／ｓで、所定の加熱温度（最高温度）まで加熱し、加熱温度到達後３秒で１パス目の圧延スタンドに噛み込ませた。加熱温度は、誘導加熱設備の出側の鋼板温度である。
上記冷延板に、均熱温度８４０℃、均熱時間１００秒とする脱炭焼鈍を兼ねた一次再結晶焼鈍を施したのち、鋼板表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、次いで仕上焼鈍を施して二次再結晶させた。
上記二次再結晶焼鈍後の鋼板表面に、リン酸塩－クロム酸塩－コロイダルシリカを重量比３：１：２で含有する塗布液を塗布し、８００℃×３０秒の平坦化焼鈍を施し、製品コイルとした。
製品コイルについて、コイル長手方向３点の鉄損を測定し、平均値と標準偏差を求めた。実施例における鉄損の測定は、全長約５０００ｍのコイルの長手端部から２００ｍ、２５００ｍ、４８００ｍの位置からそれぞれ試料を総重量が５００ｇ以上となるように切り出し、エプスタイン試験を実施することにより行った。
加熱温度（最高温度）を５０℃以上４５０℃の範囲で変更し、加熱温度（最高温度）と鉄損の関係を図１に示す。
図１に示されるように、誘導加熱による加熱温度（最高温度）が１００℃以上３５０℃以下の範囲で、磁気特性が良好で、かつばらつきが小さい。一方、加熱温度３７５℃以上では、鋼板の形状不良、破断が見られた。
＜実施例２＞
実施例１で製造した熱延板焼鈍板を、実施例１で使用した誘導加熱装置及びタンデム圧延機を用いて、昇温速度１００℃／ｓで加熱温度（最高温度）１００℃まで加熱し、加熱温度に到達してから１パス目の圧延スタンドに噛み込むまでの時間（加熱後経過時間）を１～１０秒の範囲で変化させて冷間圧延を行い、板厚０．２０ｍｍの冷延板とした。得られた冷延板を用いて、実施例１と同様にして製品コイルを製造した。製品コイルについて、実施例１と同様にして、コイル長手方向３点の鉄損を測定し、平均値と標準偏差を求めた。加熱後経過時間と鉄損の関係を図２に示す。
図２に示されるように、加熱後経過時間が５秒以内の場合、磁気特性のばらつきが少なく、磁性良好であったが、時間がそれ超えると、鉄損の劣化及びばらつきの増大がみられた。
＜実施例３＞
実施例１で製造した熱延板焼鈍板を、実施例１で使用した誘導加熱装置及びタンデム圧延機を用いて、昇温速度を１０～２００℃／ｓの範囲で変化させて加熱温度（最高温度）１００℃まで加熱し、加熱温度に到達してから３秒後に１パス目の圧延スタンドに噛み込ませ冷間圧延を行い、板厚０．２０ｍｍの冷延板とした。得られた冷延板を用いて、実施例１と同様にして製品コイルを製造した。製品コイルについて、実施例１と同様にして、コイル長手方向３点の鉄損を測定し、平均値と標準偏差を求めた。加熱速度と鉄損の関係を図３に示す。
図３に示されるように、加熱速度が１００℃／ｓ以上の場合、鉄損が０．９０Ｗ／ｋｇ以下であり、良好であった。
＜実施例４＞
質量％で、Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：３．４％及びＭｎ：０．０６％を含有し、Ｎ：９０ｐｐｍ、ｓｏｌ．Ａｌを２５０ｐｐｍ、Ｓ、Ｓｅをそれぞれ０．０２％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを１４００℃に加熱後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とした。
上記熱延板に、１０００℃×６０秒の熱延板焼鈍を施し、次いで８００℃から３００℃までを２０℃／ｓで冷却したのち、コイルに巻き取った。得られた熱延板焼鈍板をタンデム圧延機（ロール径３００ｍｍ、スタンド数５）で１回目の冷間圧延を行い、次いで、Ｎ2７５ｖｏｌ％＋Ｈ2２５ｖｏｌ％、露点４６℃の雰囲気中で１１００℃×８０秒の中間焼鈍を施し、次いで、タンデム圧延機（ロール径３００ｍｍ、スタンド数５）で最終の冷間圧延を施し、板厚が０．２０ｍｍの冷延板とした。最終の冷間圧延の際、１パス目の圧延スタンドの直前に設置した鋼板加熱用及び均熱用の誘導加熱設備により、誘導加熱を行った。誘導加熱における加熱温度（最高温度）、昇温速度、加熱温度到達から１パス目の圧延スタンドに噛み込むまでの時間（加熱後経過時間）を、表１に示すように変化させた。
上記冷延板に、均熱温度を８４０℃、均熱時間を１００秒とする脱炭焼鈍を兼ねた一次再結晶焼鈍を施したのち、鋼板表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、次いで仕上焼鈍を施して二次再結晶させた。
上記二次再結晶焼鈍後の鋼板表面に、リン酸塩－クロム酸塩－コロイダルシリカを重量比３：１：２で含有する塗布液を塗布し、８００℃×３０秒の平坦化焼鈍を施し、製品コイルとした。
製品コイルについて、実施例１と同様にして、コイル長手方向３点の鉄損を測定し、平均値と標準偏差を求めた。表１に結果を示す。
Figure 0007081725000001
表１に示されるように、実施例４のようにインヒビター多量添加系の鋼スラブを用いて、冷延工程に中間焼鈍を挟んだ場合においても、最終の冷間圧延に所定の熱処理を行った場合、磁気特性が良好であり、かつコイル長手方向の特性のばらつきが減少していた。
＜実施例５＞
質量％で、Ｃ：０．０３６％、Ｓｉ：３．４％及びＭｎ：０．０６％を含有し、質量ｐｐｍで、Ｎを５０ｐｐｍ、ｓｏｌ．Ａｌを７２ｐｐｍ、Ｓ及びＳｅをそれぞれ３１ｐｐｍ含有し、その他の成分として、Ｓｂ、Ｃｕ、Ｐ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂ、Ｂｉを、表２に示す組成で含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物の組成からなる鋼を溶製し、鋼スラブとし、１２１０℃に加熱後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とした。
上記熱延板に、１０００℃×６０秒の熱延板焼鈍を施し、次いで８００℃から３００℃までを２０℃／ｓで冷却したのち、コイルに巻き取った。得られた熱延板焼鈍板をタンデム圧延機（ロール径３００ｍｍ、スタンド数５）を用いて、１回のタンデム圧延にて０．２０ｍｍの板厚の冷延板とした。その際、１パス目の圧延スタンドの直前に設置した鋼板加熱用及び均熱用の誘導加熱設備で、昇温速度１００℃／ｓで１００℃まで加熱し、１００℃に到達後３秒で１パス目スタンドに噛み込ませた。
上記冷延板に、均熱温度８４０℃、均熱時間１００秒とする脱炭焼鈍を兼ねた一次再結晶焼鈍を施したのち、鋼板表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、次いで仕上焼鈍を施して二次再結晶させた。
上記二次再結晶焼鈍後の鋼板表面に、リン酸塩－クロム酸塩－コロイダルシリカを重量比３：１：２で含有する塗布液を塗布し、８００℃×３０秒の平坦化焼鈍を施し、製品コイルとした。製品コイルについて、実施例１と同様にして、コイル長手方向３点の鉄損を測定し、平均値と標準偏差を求めた。表２に結果を示す。
Figure 0007081725000002
表２に示されるように、Ｓｂ、Ｃｕ、Ｐ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂ、Ｂｉのいずれか１種以上を添加した鋼板は、鉄損が０．８０Ｗ／ｋｇ以下であって、特に鉄損が低減しており、かつコイル長手方向の特性のばらつきも小さかった。

Claims (4)

  1. 鋼スラブを熱間圧延し、場合により焼鈍を施したのち、１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚を有する冷延板とし、次いで前記最終板厚を有する冷延板を脱炭焼鈍したのち、二次再結晶焼鈍を施す工程を含む、方向性電磁鋼板の製造方法であって、
    最終の冷間圧延直前に、鋼板を１００℃／ｓ以上の昇温速度で１００℃以上３５０℃以下の加熱温度まで加熱し、前記鋼板が加熱温度に到達してから最終の冷間圧延の１パス目に噛み込むまでの時間が５秒以内である、方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 前記鋼スラブが、質量％で、
    Ｃ：０．０１％以上０．１０％以下、
    Ｓｉ：２．０％以上４．５％以下、
    Ｍｎ：０．０１％以上０．５％以下、
    Ａｌ：０．０１００％以上０．０４００％以下、
    Ｓ及びＳｅから選ばれる１種又は２種の合計：０．０１００％以上０．０５００％以下、ならびに
    Ｎ：０．００５０％超０．０１２０％以下を含有し、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物の成分組成を有する、
    請求項１記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  3. 前記鋼スラブが、質量％で、
    Ｃ：０．０１％以上０．１０％以下、
    Ｓｉ：２．０％以上４．５％以下、
    Ｍｎ：０．０１％以上０．５％以下、
    Ａｌ：０．０１００％未満、
    Ｓ：０．００７０％以下、
    Ｓｅ：０．００７０％以下、及び
    Ｎ：０．００５０％以下を含有し、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物の成分組成を有する、
    請求項１記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  4. 前記鋼スラブが、さらに、質量％で、
    Ｓｂ：０．００５％以上０．５０％以下、
    Ｃｕ：０．０１％以上１．５０％以下、
    Ｐ：０．００５％以上０．５０％以下、
    Ｃｒ：０．０１％以上１．５０％以下、
    Ｎｉ：０．００５％以上１．５０％以下、
    Ｓｎ：０．０１％以上０．５０％以下、
    Ｎｂ：０．０００５％以上０．０１００％以下、
    Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、
    Ｂ：０．００１％以上０．００７％以下、及び
    Ｂｉ：０．０００５％以上０．０５％以下からなる群より選ばれる１種又は２種以上を含有する、請求項２又は３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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