JP7119475B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、上記知見に基づき完成されたものであり、その要旨は以下のとおりである。
200 ≦ T1 ≦ 500 ・・・式(1)
100 ≦ H1 ≦ 800 ・・・式(2)
T1-100 ≦ T2 ≦ T1-10 ・・・式(3)
-40 ≦ C1 < 0 ・・・式(4)
300 ≦ S1 ≦ 900 ・・・式(5)
1000 ≦ S2 ≦ 3000 ・・・式(6)
[2]前記脱炭焼鈍工程での前記第二昇温工程において、前記500℃から600℃までの温度域における酸素ポテンシャルP1が、下記式(7)を満足する、[1]に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
0.00001 ≦ P1 ≦ 0.5 ・・・式(7)
[3]前記脱炭焼鈍工程での前記均熱工程は、0.1以上1.0以下の酸素ポテンシャルP2の雰囲気中、700℃以上900℃以下の温度T3(℃)で10秒以上1000秒以下保持する第一均熱工程と、当該第一均熱工程に続いて実施され、下記式(8)を満足する酸素ポテンシャルP3の雰囲気中、下記式(9)を満足する温度T4(℃)で、5秒以上500秒以下保持する第二均熱工程と、を含む、[1]又は[2]に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
P3 < P2 ・・・式(8)
T3+50 ≦ T4 ≦ 1000 ・・・式(9)
[4]前記方向性電磁鋼板の板厚は、0.17mm以上0.22mm未満である、[1]~[3]の何れか1つに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
[5]前記鋼片は、Biを、0.001~0.020質量%含有する、[1]~[4]の何れか1つに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
[6]前記鋼片は、0.005~0.500質量%のSn、及び、0.01~1.00質量%のCuの少なくとも何れかを含有する、[1]~[5]の何れか1つに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
以下では、まず、本発明の実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法について説明するに先立ち、本発明者らが鋭意検討することで得られた知見と、かかる知見に基づく本発明に至る経緯について、簡単に説明する。
次に、本発明の実施形態に係る方向性電磁鋼板について、詳細に説明する。
まず、図1A及び図1Bを参照しながら、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の主要な構成について説明する。図1A及び図1Bは、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の構造を模式的に示した説明図である。
母材鋼板11は、以下で詳述するような化学成分を含有することで、優れた磁気特性を示す。かかる母材鋼板11の化学成分については、以下で改めて詳述する。
グラス被膜13は、母材鋼板11の表面に位置している、ケイ酸マグネシウムを主成分とする無機質の被膜である。グラス被膜は、一般には、仕上げ焼鈍において、母材鋼板の表面に塗布されたマグネシア(MgO)を含む焼鈍分離剤と、母材鋼板11の表面の成分と、が反応することにより形成され、焼鈍分離剤及び母材鋼板の成分に由来する組成を有する。上述したように、本実施形態に係る方向性電磁鋼板10においては、脱炭焼鈍時に特定のMn系酸化物(Mn2SiO4)を形成させておき、仕上げ焼鈍時に(Mn2SiO4)→(Mg,Mn)2SiO4→Mg2SiO4の反応経路によりケイ酸マグネシウムを生じさせる。上記反応経路でケイ酸マグネシウムが生成されると、母材鋼板11とグラス被膜13との界面にMnが濃化し、かかる界面濃化Mnと、母材鋼板11中のSとが反応してMnSが生成する。これにより、本実施形態に係る方向性電磁鋼板10では、グラス被膜密着性が向上する。
張力付与性絶縁被膜15は、グラス被膜13の表面に位置しており、方向性電磁鋼板10に電気絶縁性を付与することで渦電流損を低減して、方向性電磁鋼板10の鉄損を向上させる。また、張力付与性絶縁被膜15は、上記のような電気絶縁性以外にも、耐蝕性、耐熱性、すべり性といった種々の特性を実現する。
本実施形態に係る方向性電磁鋼板10の製品板厚(図1A及び図1Bにおける厚みt)は、特に限定されるものではなく、例えば0.17mm以上0.35mm以下とすることができる。また、本実施形態においては、冷延後の板厚が0.22mm未満と薄い材料(すなわち、薄手材)である場合に効果が顕著となり、グラス被膜密着性がより一層優れたものとなる。冷延後の板厚は、例えば、0.17mm以上0.20mm以下であることがより好ましい。
続いて、本実施形態に係る方向性電磁鋼板10の母材鋼板11の化学成分について、詳細に説明する。なお、以下では、特に断りのない限り、「%」との表記は「質量%」を表わすものとする。
C(炭素)は、磁束密度の改善効果を示す元素であるが、その含有量が0.20%を超える場合には、二次再結晶焼鈍(すなわち、仕上げ焼鈍)において鋼が相変態し、二次再結晶が十分に進行せず、良好な磁束密度と鉄損特性が得られない。そのため、本実施形態に係る母材鋼板11では、Cの含有量を0.20%以下とする。Cの含有量が少ないほど鉄損低減にとって好ましいため、鉄損低減の観点から、Cの含有量は、好ましくは0.15%以下であり、より好ましくは0.10%以下である。一方、Cの含有量が0.01%未満である場合には、磁束密度の改善効果を得ることはできない。従って、本実施形態に係る母材鋼板11では、Cの含有量は、0.01%以上とする。Cの含有量は、好ましくは0.04%以上であり、より好ましくは0.06%以上である。
Si(ケイ素)は、鋼の電気抵抗(比抵抗)を高めて鉄損の一部を構成する渦電流損失を低減するのに、極めて有効な元素である。Siの含有量が2.5%未満である場合には、二次再結晶焼鈍において鋼が相変態して、二次再結晶が十分に進行せず、良好な磁束密度と鉄損特性が得られな。そのため、本実施形態に係る母材鋼板11において、Siの含有量は2.5%以上とする。Siの含有量は、好ましくは3.0%以上であり、より好ましくは3.2%以上である。一方、Siの含有量が4.0%を超える場合には、鋼板が脆化し、製造工程での通板性が顕著に劣化する。そのため、本実施形態に係る母材鋼板11において、Siの含有量は4.0%以下とする。Siの含有量は、好ましくは3.8%以下であり、より好ましくは3.6%以下である。
酸可溶性アルミニウム(sol.Al)は、方向性電磁鋼板において二次再結晶を左右するインヒビターと呼ばれる化合物のうち、主要なインヒビターの構成元素であり、本実施形態に係る母材鋼板11において、二次再結晶発現の観点から必須の元素である。sol.Alの含有量が0.01%未満である場合には、インヒビターとして機能するAlNが十分に生成せず、二次再結晶が不充分となって、鉄損特性が向上しない。そのため、本実施形態に係る母材鋼板11において、sol.Alの含有量は、0.01%以上とする。sol.Alの含有量は、好ましくは、0.015%以上であり、より好ましくは0.020%である。一方、sol.Alの含有量が0.07%を超える場合には、鋼板の脆化が顕著となる。そのため、本実施形態に係る母材鋼板11において、sol.Alの含有量は、0.07%以下とする。sol.Alの含有量は、好ましくは0.05%以下であり、より好ましくは0.030%以下である。
Mn(マンガン)は、主要なインヒビターの一つであるMnSを形成する、重要な元素である。Mnの含有量が0.01%未満である場合には、二次再結晶を生じさせるのに必要なMnSの絶対量が不足する。そのため、本実施形態に係る母材鋼板11において、Mnの含有量は、0.01%以上とする。Mnの含有量は、好ましくは0.03%以上であり、より好ましくは0.06%以上である。一方、Mnの含有量が0.50%を超える場合には、二次再結晶焼鈍において鋼が相変態し、二次再結晶が十分に進行せず、良好な磁束密度と鉄損特性が得られない。そのため、本実施形態に係る母材鋼板11において、Mnの含有量は、0.50%以下とする。Mnの含有量は、好ましくは0.30%以下であり、より好ましくは0.10%以下である。
N(窒素)は、上記の酸可溶性Alと反応してAlNを形成する元素である。Nの含有量が0.02%を超える場合には、冷間圧延時、鋼板中にブリスター(空孔)が生じるうえに、鋼板の強度が上昇し、製造時の通板性が悪化する。そのため、本実施形態に係る母材鋼板11では、Nの含有量を0.02%以下とする。Nの含有量は、好ましくは0.015%以下であり、より好ましくは0.010%である。一方、AlNをインヒビターとして活用しないのであれば、Nの含有量の下限値は0%を含みうる。しかしながら、化学分析の検出限界値が0.0001%であるため、実用鋼板において、実質的なNの含有量の下限値は、0.0001%である。一方、Alと結合して、インヒビターとして機能するAlNを形成するためには、Nの含有量は0.001%以上であることが好ましく、0.005%以上であることがより好ましい。
S(硫黄)は、上記Mnと反応することで、インヒビターであるMnSを形成する重要な元素である。Sの含有量が0.005%未満である場合には、十分なインヒビター効果を得ることができない。そのため、本実施形態に係る母材鋼板11では、Sの含有量を、0.005%以上とする。Sの含有量は、好ましくは0.010%以上であり、より好ましくは0.020%以上である。一方、Sの含有量が0.080%を超える場合には、熱間脆性の原因となり、熱間圧延が著しく困難となる。そのため、本実施形態に係る母材鋼板11において、Sの含有量は、0.080%以下とする。Sの含有量は、好ましくは0.040%以下であり、より好ましくは0.030%以下である。
Se(セレン)は、磁性改善効果を有する元素であるため、選択的に含有させることができる。しかしながら、0.080%を越えてSeを含有させると、グラス被膜が著しく劣化する。従って、Seの含有量の上限を0.080%とする。Seの含有量は、好ましくは0.050%以下であり、より好ましくは0.020%以下である。磁性と皮膜密着性の両立を考慮すると、Seの含有量は、好ましくは0.003%以上であり、より好ましくは0.006%以上である。なお、Seは、本実施形態に係る母材鋼板11において任意元素であるため、その含有量の下限値は、0%となるが、選択的にSeを含有させる場合は、磁性改善効果を良好に発揮するべく、含有量を0.001%以上とすることが好ましい。
Sb(アンチモン)は、Seと同様、磁性改善効果を有する元素であるため、選択的に含有させることができる。しかしながら、0.50%を越えてSbを含有させると、グラス被膜が顕著に劣化する。従って、Sbの含有量の上限を0.50%とする。Sbの含有量は、好ましくは0.30%以下であり、より好ましくは0.10%以下である。磁性と皮膜密着性の両立を考慮すると、Sbの含有量は、好ましくは0.01%以上であり、より好ましくは0.02%以上である。なお、Sbは、本実施形態に係る母材鋼板11において任意元素であるため、その含有量の下限値は、0%となるが、選択的にSbを含有させる場合は、磁性改善効果を良好に発揮するべく、含有量を0.005%以上とすることが好ましい。
Bi(ビスマス)は、本実施形態に係る母材鋼板11において、任意元素であるため、その含有量の下限値は、0%となる。一方、残部のFeの一部に替えてBiを含有させることで、後述するSn及びCuと同様に、グラス被膜密着性の向上促進に寄与し、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の特性を向上させる。かかるグラス被膜密着性の向上促進効果を得るためには、Biの含有量を、0.001%以上とすることが好ましい。一方、Biの含有量が0.02%を超える場合には、冷間圧延時の通板性が劣化する。そのため、Biの含有量は、0.02%以下とする。Biの含有量は、好ましくは0.01%以下であり、より好ましくは0.007%以下である。
Sn(スズ)は、一次再結晶組織制御を通じ、磁性改善に資する元素である。かかる磁性改善効果を得るためには、Snの含有量を0.005%以上とすることが好ましい。Snの含有量は、より好ましくは0.009%以上である。一方、Snの含有量が0.50%を超える場合には、二次再結晶が不安定となり、磁気特性が劣化する。そのため、本実施形態に係る母材鋼板11において、Snの含有量は0.50%以下とする。Snの含有量は、好ましくは0.30%以下であり、より好ましくは0.15%以下である。
Cu(銅)は、Bi、Crと同様に、グラス被膜密着性の向上に寄与する元素である。Cuによるグラス被膜密着性の向上効果を得るためには、Cuの含有量を0.01%以上とすることが好ましい。Cuの含有量は、より好ましくは0.03%以上である。一方、Cuの含有量が1.0%を超える場合には、熱間圧延中に鋼板が脆化する。そのため、本実施形態に係る母材鋼板11では、Cuの含有量を1.0%以下とする。Cuの含有量は、好ましくは0.50%以下であり、より好ましくは0.10%以下である。
次に、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法について、図2~図5を参照しながら詳細に説明する。図2は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法の流れの一例を示した流れ図である。図3は、本実施形態に係る脱炭焼鈍工程の流れの一例を示した流れ図である。図4及び図5は、本実施形態に係る脱炭焼鈍工程の熱処理パターンの一例を示した説明図である。
以下では、図2を参照しながら、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法の全体的な流れを説明する。
本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法の全体的な流れは、以下の通りである。
まず、上記のような化学成分を有する鋼片(スラブ)を熱間圧延した後、焼鈍を実施して、熱延焼鈍工程を得る。次に、得られた熱延焼鈍鋼板に対して、酸洗後、1回、又は、中間焼鈍をはさむ2回の冷間圧延を実施して、所定の冷延後の板厚まで冷延された冷延鋼板を得る。その後、得られた冷延鋼板について、湿潤水素雰囲気中の焼鈍(脱炭焼鈍)により、脱炭及び一次再結晶を行って、脱炭焼鈍鋼板とする。かかる脱炭焼鈍において、鋼板の表面には、所定のMn系酸化膜が形成される。続いて、MgOを主体とする焼鈍分離剤を脱炭焼鈍鋼板の表面に塗布した後乾燥させて、仕上げ焼鈍を行う。かかる仕上げ焼鈍により、二次再結晶が起こり、鋼板の結晶粒組織が{110}<001>方位に集積する。同時に、鋼板表面においては、焼鈍分離剤中のMgOと脱炭焼鈍時に鋼板表面に形成される酸化膜(Fe2SiO4及びSiO2)とが反応して、グラス被膜が形成される。仕上焼鈍板を水洗又は酸洗により除粉した後、リン酸塩を主体とする塗布液を塗布して焼付けることで、張力付与絶縁被膜が形成される。
熱間圧延工程(ステップS101)は、所定の化学成分を有する鋼片(例えば、スラブ等の鋼塊)を熱間圧延して、熱延鋼板とする工程である。鋼片の成分としては、上述したような母材鋼板11の成分と同様とする。かかる熱間圧延工程において、上述のような化学成分を有するケイ素鋼の鋼片は、まず、加熱処理される。ここで、加熱温度は、1100~1450℃の範囲内とすることが好ましい。加熱温度は、より好ましくは1300℃以上1400℃以下である。次いで、上記のような温度まで加熱された鋼片は、引き続く熱間圧延により、熱延鋼板へと加工される。加工された熱延鋼板の板厚は、例えば、2.0mm以上3.0mm以下の範囲内であることが好ましい。
熱延板焼鈍工程(ステップS103)は、熱間圧延工程を経て製造された熱延鋼板を焼鈍して、熱延焼鈍鋼板とする工程である。このような焼鈍処理を施すことで、鋼板組織に再結晶が生じ、良好な磁気特性を実現することが可能となる。
また、かかる熱延板焼鈍工程後、以下で詳述する冷間圧延工程の前に、熱延鋼板の表面に対して酸洗を施してもよい。
冷間圧延工程(ステップS105)は、熱延焼鈍鋼板に対して、一回又は中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を実施して、冷延鋼板とする工程である。また、上記のような熱延板焼鈍を施した場合、鋼板形状が良好になるため、1回目の圧延における鋼板破断の可能性を軽減することができる。また、冷間圧延は、3回以上に分けて実施してもよいが、製造コストが増大するため、1回又は2回とすることが好ましい。
脱炭焼鈍工程(ステップS107)は、得られた冷延鋼板に対して脱炭焼鈍を行って、脱炭焼鈍鋼板とする工程である。本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、かかる脱炭焼鈍工程において鋼板中に特定のMn系酸化膜を形成させることで、後段の処理で生成されるグラス被膜の密着性の向上を図る。
100 ≦ H1 ≦ 800 ・・・式(102)
T1-100 ≦ T2 ≦ T1-10 ・・・式(103)
-40 ≦ C1 < 0 ・・・式(104)
300 ≦ S1 ≦ 900 ・・・式(105)
1000 ≦ S2 ≦ 3000 ・・・式(106)
なお、図4及び図5に示した熱処理パターンの説明図において、縦軸及び横軸の目盛間隔は正確なものとはなっておらず、図4及び図5に示した熱処理パターンは、あくまでも模式的なものである。
先だって言及しているように、方向性電磁鋼板の課題の一つに、グラス被膜密着性の改善が挙げられる。本発明者らは、脱炭焼鈍工程における昇温サイクルに着目し、条件変更などの各種の検証を行った。その結果、室温からの昇温において、200~500℃という低温領域での滞留時間の短縮化が、グラス被膜密着性改善に有効であることを見出した。200~500℃の低温領域での滞留時間が長い場合には、Fe系酸化膜が生成してしまい、グラス被膜密着性劣化の原因になると考えられる。従って、本実施形態では、第一昇温工程における低温領域での滞留時間を短縮化して、特定のMn系酸化膜が生成される温度域まで素早く到達させることで、グラス被膜密着性の改善を実現する。
上記の温度T1(℃)から、上記式(103)で規定される温度T2(℃)までの温度域の滞留時間を確保することで、グラス被膜密着性にとって有利なMn系酸化物が生成する。具体的には、本実施形態に係る途中冷却工程(ステップS133)では、T1~T2℃の温度範囲の滞留時間を確保するために、T1℃からT2℃までを徐冷却する。ここで、図4に示したような、温度T1から温度T2までの徐冷却の冷却速度C1は、上記式(104)を満たすような冷却速度とする。冷却速度C1が-40℃/秒未満である場合(換言すれば、冷却速度C1の絶対値が、40よりも大きい場合)には、T1~T2℃の温度範囲の滞留時間を十分に確保することができず、グラス被膜密着性にとって有利なMn系酸化物(Mn2SiO4)を十分に生成させることができない。冷却速度C1は、好ましくは、-40~-5℃/秒であり、より好ましくは-30~-5℃/秒であり、更に好ましくは-15~-5℃/秒である。また、温度T2は、(T1-75)℃以上(T1-10)℃以下であることが好ましく、(T1-50)℃以上(T1-10)℃以下であることがより好ましい。
第二昇温工程(ステップS135)は、途中冷却工程を経た冷延鋼板を、温度T2(℃)から昇温する工程である。かかる第二昇温工程において、脱炭焼鈍温度に到達するまでにおける、500~600℃の温度域、及び、600~700℃の温度域における昇温速度を適切に制御することが重要である。500~600℃の温度域は、グラス被膜形成にとって有益な酸化物である、Mn2SiO4が生成される温度域であり、500~600℃の温度域の滞留時間を600~700℃の温度域の滞留時間に比べ長く確保することが重要となる。そこで、本実施形態に係る第二昇温工程では、500~600℃の温度域における昇温速度S1(℃/秒)を、上記式(105)で規定される範囲内に制御する。昇温速度S1が、300℃/秒未満である場合には、方向性電磁鋼板の磁気特性が劣化する原因となるため、好ましくない。また、昇温速度S1が900℃/秒を超える場合には、500~600℃の温度域の滞留時間を長く確保することできず、Mn2SiO4を十分に生成させることができない。昇温速度S1は、好ましくは300~750℃/秒であり、より好ましくは300~600℃/秒である。
本実施形態に係る均熱工程(ステップS137)は、上記のような第一昇温工程、途中冷却工程及び第二昇温工程における各条件を満足していれば、特に限定されるものではなく、例えば、700℃以上1000℃以下の温度域を、10秒以上600秒以下保持する工程である。
T3+50 ≦ T4 ≦ 1000 ・・・式(109)
再び図3に戻って、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法における仕上げ焼鈍工程について説明する。
仕上げ焼鈍工程(ステップS109)は、脱炭焼鈍工程で得られた脱炭焼鈍鋼板に対して所定の焼鈍分離剤を塗布した後に、仕上げ焼鈍を施す工程である。ここで、仕上げ焼鈍は、一般に、鋼板をコイル状に巻いた状態において、長時間行われる。従って、仕上焼鈍に先立ち、鋼板の巻きの内と外との焼付きの防止を目的として、焼鈍分離剤を脱炭焼鈍鋼板に塗布し、乾燥させる。焼鈍分離剤としては、例えば、マグネシア(MgO)を主成分として含有する焼鈍分離剤を用いることができる。
絶縁被膜形成工程(ステップS111)は、仕上げ焼鈍工程後の冷延鋼板の両面に対し、張力付与性絶縁被膜を形成する工程である。ここで、絶縁被膜形成工程については、特に限定されるものではなく、下記のような公知の絶縁被膜処理液を用いて、公知の方法により処理液の塗布及び乾燥を行えばよい。鋼板表面に張力付与性絶縁被膜を更に形成することで、方向性電磁鋼板の磁気特性を更に向上させることが可能となる。
以下の表1に示した成分を含有する鋼片を作製し、1350℃に加熱して熱間圧延に供し、板厚2.3mmの熱延鋼板とした。その後、かかる熱延鋼板に対し、900~1200℃で熱延板焼鈍を施し、その後、冷間圧延を施して、板厚0.19~0.22mmの冷延鋼板とした。上記冷延鋼板に脱炭焼鈍を施し、その後、マグネシア(MgO)を主体とする焼鈍分離剤を塗布して、1200℃で仕上げ焼鈍を施し、仕上げ焼鈍板を製造した。なお、各鋼片について、表1中に記載される成分以外の残部は、Fe及び不純物である。
磁束密度は、B8を用いて評価した。B8は、磁界の強さ800A/mにおける磁束密度であり、二次再結晶の良否の判断基準となる。B8=1.89T以上を、二次再結晶したものと判断して、合格とし、B8=1.89T未満を、二次再結晶しなかったものと判断して、不合格とした。なお、熱間圧延工程又は冷間圧延工程において破断が生じたものについては、磁気特性(磁束密度)は、未評価とした(以下に示す表2では、「-」と表記している。)。
張力付与性絶縁被膜の被膜密着性は、評価用試料を、直径20mmの円筒に巻き付け、180°曲げた時の被膜残存面積率を算出することで評価した。評価は、以下の基準に則して行った。また、圧延中に破断したもの、及び、二次再結晶不良のものについては、被膜密着性は未評価とした(以下に示す表2では、「-」と表記している。)。
EX(非常に優れる):鋼板から剥離せず、被膜残存面積率が95%以上
VG(優れる) :被膜残存面積率が90%以上95%未満
G(やや優れる) :被膜残存面積率が85%以上90%未満
F(効果がある) :被膜残存面積率が80%以上85%未満
B(効果がない) :被膜残存面積率が80%未満
上記表1に示した化学組成を有する鋼片を、1350℃に加熱して熱間圧延に供し、板厚2.3mmの熱延鋼板とした。かかる熱延鋼板に対し、900~1200℃で熱延板焼鈍を施し、その後、一回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を施して、板厚0.19~0.22mmの冷延鋼板とした。
上記表1に示した化学組成を有する鋼片を、1350℃に加熱して熱間圧延に供し、板厚2.3mmの熱延鋼板とした。かかる熱延鋼板に対し、900~1200℃で熱延板焼鈍を施し、その後、一回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を施して、板厚0.19~0.22mmの冷延鋼板とした。
上記表1に示した化学組成を有する鋼片を、1350℃に加熱して熱間圧延に供し、板厚2.3mmの熱延鋼板とした。かかる熱延鋼板に900~1200℃で熱延板焼鈍を施し、その後、一回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を施して、板厚0.19~0.22mmの冷延鋼板とした。上記冷延鋼板に、脱炭焼鈍を施し、その後、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布して、1200℃で仕上げ焼鈍を施し、仕上げ焼鈍板を製造した。
上記表1に示した化学組成を有する鋼片を、1350℃に加熱して熱間圧延に供し、板厚2.3mmの熱延鋼板とした。かかる熱延鋼板に対し、900~1200℃で熱延板焼鈍を施し、その後、一回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を施して、板厚0.19~0.22mmの冷延鋼板とした。上記冷延鋼板に、脱炭焼鈍を施し、その後、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布して、1200℃で仕上げ焼鈍を施し、仕上げ焼鈍板を製造した。
11 母材鋼板
13 グラス被膜
15 張力付与性絶縁被膜
Claims (6)
- 質量%で、
C:0.010~0.20%
Si:2.5~4.0%
Sol.Al:0.010~0.07%
Mn:0.010~0.50%
N:0.020%以下
S:0.005~0.080%
Se:0~0.080%
Sb:0~0.50%
Bi:0~0.02%
Sn:0~0.50%
Cu:0~1.0%
を含有し、残部がFe及び不純物からなる鋼片を加熱した後に熱間圧延し、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
前記熱延鋼板を焼鈍して、熱延焼鈍鋼板を得る熱延板焼鈍工程と、
前記熱延焼鈍鋼板に対し、一回の冷間圧延、又は、中間焼鈍をはさむ複数の冷間圧延を施して、冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
前記冷延鋼板に対して脱炭焼鈍を施して、脱炭焼鈍鋼板を得る脱炭焼鈍工程と、
前記脱炭焼鈍鋼板に対して焼鈍分離剤を塗布した後に、仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程と、
仕上げ焼鈍後の鋼板表面に絶縁被膜を形成する絶縁被膜形成工程と、
を含み、
前記脱炭焼鈍工程は、
前記冷延鋼板を、室温から下記式(1)を満足する温度T1(℃)まで、下記式(2)を満足する昇温速度H1(℃/秒)で昇温する第一昇温工程と、
前記温度T1(℃)に到達した前記冷延鋼板を、一旦、下記式(3)を満足する温度T2(℃)まで、下記式(4)を満足する冷却速度C1(℃/秒)で冷却する途中冷却工程と、
前記冷延鋼板を、前記温度T2(℃)から昇温する第二昇温工程と、
昇温後の前記冷延鋼板を焼鈍する均熱工程と、
を有しており、
前記第二昇温工程において、500℃から600℃までの温度域における昇温速度S1(℃/秒)が、下記式(5)を満足し、かつ、600℃から700℃までの温度域における昇温速度S2(℃/秒)が、下記式(6)を満足する、方向性電磁鋼板の製造方法。
200 ≦ T1 ≦ 500 ・・・式(1)
100 ≦ H1 ≦ 800 ・・・式(2)
T1-100 ≦ T2 ≦ T1-10 ・・・式(3)
-40 ≦ C1 < 0 ・・・式(4)
300 ≦ S1 ≦ 900 ・・・式(5)
1000 ≦ S2 ≦ 3000 ・・・式(6) - 前記脱炭焼鈍工程での前記第二昇温工程において、前記500℃から600℃までの温度域における酸素ポテンシャルP1が、下記式(7)を満足する、請求項1に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
0.00001 ≦ P1 ≦ 0.5 ・・・式(7) - 前記脱炭焼鈍工程での前記均熱工程は、
0.1以上1.0以下の酸素ポテンシャルP2の雰囲気中、700℃以上900℃以下の温度T3(℃)で10秒以上1000秒以下保持する第一均熱工程と、
当該第一均熱工程に続いて実施され、下記式(8)を満足する酸素ポテンシャルP3の雰囲気中、下記式(9)を満足する温度T4(℃)で、5秒以上500秒以下保持する第二均熱工程と、を含む、請求項1又は2に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
P3 < P2 ・・・式(8)
T3+50 ≦ T4 ≦ 1000 ・・・式(9) - 前記方向性電磁鋼板の板厚は、0.17mm以上0.22mm未満である、請求項1~3の何れか1項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記鋼片は、Biを、0.001~0.020質量%含有する、請求項1~4の何れか1項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記鋼片は、0.005~0.500質量%のSn、及び、0.01~1.00質量%のCuの少なくとも何れかを含有する、請求項1~5の何れか1項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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