JPWO2013175733A1 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
鋼板表面に形成した張力付与型絶縁被膜の張力を向上させ、鉄損を改善できる方向性電磁鋼板を提供することを課題とする。上記課題を解決すべく、本発明は、表面にフォルステライト被膜を有する仕上焼鈍後の方向性電磁鋼板に対して、その表面に張力付与型絶縁被膜の処理液を塗布して焼き付けを平坦化と共に行う、平坦化焼鈍を施してなる方向性電磁鋼板の製造方法であって、（１）上記張力付与型絶縁被膜の処理液、（２）上記平坦化焼鈍後の冷却において800℃から500℃までの平均冷却速度、（３）炉内応力、の適正化を図ることを特徴とする。
Description
本発明は、絶縁被膜による鋼板付与張力を向上させて、鉄損を改善できる方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
方向性電磁鋼板は、主に変圧器の鉄心素材として用いられ、特に鉄損が低いことが求められる。
この鉄損を低減させる方法の一つとして、二次再結晶後の鋼板に張力を付与する方法が挙げられる。この技術によれば、二次再結晶後の鋼板に対して圧延方向に張力を付与することにより、磁区幅が狭くなり、異常渦電流損が低減する結果、鉄損を低減できる。
この鉄損を低減させる方法の一つとして、二次再結晶後の鋼板に張力を付与する方法が挙げられる。この技術によれば、二次再結晶後の鋼板に対して圧延方向に張力を付与することにより、磁区幅が狭くなり、異常渦電流損が低減する結果、鉄損を低減できる。
そのため、二次再結晶後の鋼板に、高温で結晶質酸化物（例えばフォルステライト）、非結晶質酸化物、窒化物、及び炭化物を主成分とする、熱膨張率が鋼板よりも小さい材料からなる被膜を形成し、被膜と鋼板の熱膨張率差で鋼板に張力を付与する方法が提案され、すでに工業化されている。上記のような被膜として、例えば、特許文献１では、リン酸塩ガラス膜が用いられ、特許文献２では、炭化チタン膜が用いられている。
さらに、特許文献１には、リン酸塩系処理液の塗布後に800〜900℃の平坦化焼鈍を行えば、リン酸塩被膜の焼き付けと平坦化焼鈍を同時に行うことができることが開示されている。
また、方向性電磁鋼板では、仕上焼鈍で形成されたフォルステライト被膜上に、さらにリン酸塩ガラスが施された二重被膜構造を形成することが一般的である。
しかしながら、近年、低騒音化の要求が高まり、性能が不足する場合があった。すなわち、フォルステライト被膜中やフォルステライト被膜と地鉄の界面に存在するSが鉄損劣化の原因となり、平坦化焼鈍温度を高めるだけでは鉄損改善が不足するという問題が生じていた。
上記問題に関し、特許文献３には、フォルステライト被膜を含む仕上焼鈍板の板厚平均Ｓ濃度を25ppm以下とし、張力付与型絶縁被膜処理液として、金属リン酸塩とシリカを主成分とする水溶液を用い、リン酸とシリカのモル比（P205／SiO2）が0.15〜4.0であり、焼き付け温度：900℃以上 1100℃以下で5秒以上 600秒以下の時間保持することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法が開示されている。
特許文献３の製造方法では、Sがインヒビターとして製鋼段階で鋼中に添加され、また積極的に添加しなくても不純物として鋼中や、焼鈍分離剤中にある程度存在する。上述したフォルステライト被膜・地鉄界面のSは、このようなSが仕上焼鈍後も残留したものであり、積極的に添加しなくても25ppm超存在し、インヒビターとして用いる場合にはさらに多量に残留することとなる。そして、平坦化焼鈍における温度が高温になると、この界面に存在するSが地鉄中に拡散・固溶し、焼き付け後の冷却時に地鉄中に微細に析出して、鉄損を劣化させるものと考えられるため、特許文献３のように、S量の上限を規制することは一定の効果が見られる。
特許文献３の製造方法では、Sがインヒビターとして製鋼段階で鋼中に添加され、また積極的に添加しなくても不純物として鋼中や、焼鈍分離剤中にある程度存在する。上述したフォルステライト被膜・地鉄界面のSは、このようなSが仕上焼鈍後も残留したものであり、積極的に添加しなくても25ppm超存在し、インヒビターとして用いる場合にはさらに多量に残留することとなる。そして、平坦化焼鈍における温度が高温になると、この界面に存在するSが地鉄中に拡散・固溶し、焼き付け後の冷却時に地鉄中に微細に析出して、鉄損を劣化させるものと考えられるため、特許文献３のように、S量の上限を規制することは一定の効果が見られる。
しかしながら、平坦化焼鈍温度を高めた場合、上述したフォルステライト被膜・地鉄界面のSによる被膜張力の劣化だけでなく、熱膨張率差に起因してフォルステライト被膜張力が劣化するという問題もあることが明らかとなったが、特許文献３の技術ではその点について考慮がなされていなかった。
すなわち、平坦化焼鈍においては、焼鈍時において応力（平坦化応力）を付与することで、コイル状に焼鈍した際に発生する巻きぐせ（コイルセット）を矯正させるため、平坦化焼鈍を高温化すると、付与した応力によって地鉄がクリープ変形して伸長する。一方、フォルステライトはセラミック素材であるため、地鉄に比べてクリープ変形量が著しく小さく、室温まで冷却された時の熱膨張率差が高温化させる前よりも小さくなる結果、フォルステライト被膜張力が低下し、鉄損が劣化すると考えられる。
そのため、本発明は上記した従来技術が抱える問題を有利に解決するものであり、平坦化焼鈍の条件について最適化を図ることにより、鋼板表面に形成した被膜の張力を効果的に向上させることができる、鉄損に優れた方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、鋼中へのS拡散やフォルステライト被膜張力の劣化という、鉄損への悪影響を及ぼす要因を同時に招く平坦化焼鈍の高温化という手段をとることなしに、張力付与型絶縁被膜の張力を増加させる方法を探究した。
その結果、平坦化焼鈍後の冷却において800℃から500℃までの平均冷却速度を20℃／s以上と急冷化させることで、張力付与型絶縁被膜の張力が増加することを見出した。また、従来発明ほど高い温度で平坦化焼鈍を行わなくても、十分に張力増加効果が得られることを見いだした。
その結果、平坦化焼鈍後の冷却において800℃から500℃までの平均冷却速度を20℃／s以上と急冷化させることで、張力付与型絶縁被膜の張力が増加することを見出した。また、従来発明ほど高い温度で平坦化焼鈍を行わなくても、十分に張力増加効果が得られることを見いだした。
ただし、平坦化応力の印加された状態で焼き付け後の冷却速度を大きくすると、フォルステライト被膜張力が劣化することがあった。そこで本発明者らは、その原因について詳細な検討を行い、次のように推定した。平坦化焼鈍中の鋼板のクリープ変形により、フォルステライト被膜は引き伸ばされ、微少なダメージを受けている。この状態で平坦化焼鈍後の冷却速度を大きくすると、鋼とフォルステライトの熱膨張差に起因する熱応力が急激に加わるため、フォルステライト被膜が破壊されてしまう。
そこで、クリープ変形によるフォルステライト被膜のダメージを小さくするために、平坦化応力、すなわち炉内応力を低減させることより、冷却過程でのフォルステライト被膜の破壊を抑制できることを新たに見出したのである。
そこで、クリープ変形によるフォルステライト被膜のダメージを小さくするために、平坦化応力、すなわち炉内応力を低減させることより、冷却過程でのフォルステライト被膜の破壊を抑制できることを新たに見出したのである。
本発明は、上記の知見に基づき完成されたもので、その要旨構成は次のとおりである。
Ｉ．表面にフォルステライト被膜を有する仕上焼鈍後の方向性電磁鋼板に対して、その表面に張力付与型絶縁被膜の処理液を塗布して焼き付けを平坦化と共に行う、平坦化焼鈍を施してなる方向性電磁鋼板の製造方法であって、
（１）上記張力付与型絶縁被膜の処理液として、金属リン酸塩とシリカを含有し、シリカに対するリン酸のモル比（P2O5／SiO2）が0.15〜4.0の範囲である水溶液を用い、
（２）上記平坦化焼鈍後の冷却において800℃から500℃までの平均冷却速度を20℃／s以上とし、
（３）炉内応力を5〜10MPaの範囲とする
ことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
Ｉ．表面にフォルステライト被膜を有する仕上焼鈍後の方向性電磁鋼板に対して、その表面に張力付与型絶縁被膜の処理液を塗布して焼き付けを平坦化と共に行う、平坦化焼鈍を施してなる方向性電磁鋼板の製造方法であって、
（１）上記張力付与型絶縁被膜の処理液として、金属リン酸塩とシリカを含有し、シリカに対するリン酸のモル比（P2O5／SiO2）が0.15〜4.0の範囲である水溶液を用い、
（２）上記平坦化焼鈍後の冷却において800℃から500℃までの平均冷却速度を20℃／s以上とし、
（３）炉内応力を5〜10MPaの範囲とする
ことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
ＩＩ．さらに、上記平坦化焼鈍後の冷却において、500℃から300℃までの平均冷却速度を20℃／s以下とすることを特徴とする前記Ｉに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
ＩＩＩ．さらに、
（４）上記フォルステライト被膜を有する方向性電磁鋼板の板厚平均S濃度を25ppm以下とし、
（５）平坦化焼鈍温度を840℃以上とする
ことを特徴とする前記Ｉ又はＩＩに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
（４）上記フォルステライト被膜を有する方向性電磁鋼板の板厚平均S濃度を25ppm以下とし、
（５）平坦化焼鈍温度を840℃以上とする
ことを特徴とする前記Ｉ又はＩＩに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
ＩＶ．前記Ｉ〜ＩＩＩのいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法であって、
さらに、Si:2.0〜5.0質量％を含有する鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍を施した後、１回若しくは中間焼鈍を挟んだ２回の冷間圧延を行い、その後、脱炭焼鈍、必要に応じて窒化処理を行い、マグネシアを主体とする焼鈍分離剤を塗布して乾燥させた後に、上記仕上焼鈍及び平坦化焼鈍を行う一連の工程を具え、
最終板厚まで圧延されたストリップを脱炭焼鈍する際、500℃から700℃までの昇温を50〜300℃／secの昇温速度で行うことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
さらに、Si:2.0〜5.0質量％を含有する鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍を施した後、１回若しくは中間焼鈍を挟んだ２回の冷間圧延を行い、その後、脱炭焼鈍、必要に応じて窒化処理を行い、マグネシアを主体とする焼鈍分離剤を塗布して乾燥させた後に、上記仕上焼鈍及び平坦化焼鈍を行う一連の工程を具え、
最終板厚まで圧延されたストリップを脱炭焼鈍する際、500℃から700℃までの昇温を50〜300℃／secの昇温速度で行うことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
本発明によれば、鋼板表面に形成した張力付与型絶縁被膜の張力を向上させて、方向性電磁鋼板の鉄損を改善できる。
以下、本発明を具体的に説明する。
本発明は、表面にフォルステライト被膜を有する仕上焼鈍後の方向性電磁鋼板に対して、その表面に張力付与型絶縁被膜の処理液を塗布して焼き付けを平坦化と共に行う、平坦化焼鈍を施してなる方向性電磁鋼板の製造方法である。
本発明は、表面にフォルステライト被膜を有する仕上焼鈍後の方向性電磁鋼板に対して、その表面に張力付与型絶縁被膜の処理液を塗布して焼き付けを平坦化と共に行う、平坦化焼鈍を施してなる方向性電磁鋼板の製造方法である。
前記張力付与型絶縁被膜の処理液としては、金属リン酸塩とシリカを含有する水溶液であって、シリカに対するリン酸のモル比（P205／SiO2）は0.15以上4.0以下の範囲に調整する必要がある。
その理由としては、（P205／SiO2）が0.15未満または4.0超の場合には、被膜によって発生する張力が低減し、所望の鉄損を得ることができないからである。
その理由としては、（P205／SiO2）が0.15未満または4.0超の場合には、被膜によって発生する張力が低減し、所望の鉄損を得ることができないからである。
次に、上述の張力付与型絶縁被膜処理液を、仕上焼鈍後の方向性電磁鋼板の表面に塗布した後、平坦化焼鈍とともに該被膜処理液の焼き付けを行う。焼き付け温度については、例えば800〜900℃程度の温度範囲で行うことができる。
また、フォルステライト被膜を含む仕上焼鈍板の板厚平均Ｓ濃度を25ppm以下とした上で、焼き付け温度を840℃以上とすることが好ましい。さらに優れた効果を得ることができるためである。なお、900℃以上の温度で平坦化焼鈍を行うと地鉄のクリープ量の制御が難しくなり、発明の効果が安定して得られにくくなるため、900℃未満の焼き付けとすることが好ましい。
また、フォルステライト被膜を含む仕上焼鈍板の板厚平均Ｓ濃度を25ppm以下とした上で、焼き付け温度を840℃以上とすることが好ましい。さらに優れた効果を得ることができるためである。なお、900℃以上の温度で平坦化焼鈍を行うと地鉄のクリープ量の制御が難しくなり、発明の効果が安定して得られにくくなるため、900℃未満の焼き付けとすることが好ましい。
前記張力付与型絶縁被膜としては、従来公知のものが適用できるが、リン酸アルミニウム、リン酸マグネシウム、リン酸バリウム、リン酸ストロンチウム、リン酸鉄又はリン酸亜鉛等の金属リン酸塩と、シリカとを主体とするガラス質の張力絶縁被膜であることが好ましい。さらに、この張力付与型絶縁被膜には、各種性能を向上させるために、金属リン酸塩やシリカ以外に、クロム酸や無水クロム酸、クロム酸塩、その他添加剤なども添加できる。
また、前記張力付与型絶縁被膜の膜厚は、1〜5μm程度とするのが好適である。
また、前記張力付与型絶縁被膜の膜厚は、1〜5μm程度とするのが好適である。
なお、本発明における方向性電磁鋼板について、その成分において特に限定されるものは無く、従来公知のものが全て適合する。
ここで、本発明による製造方法では、鉄損改善の観点から、方向性電磁鋼板の材料としてSi:2.0〜5.0質量%を含有するスラブを用いることが望ましい。Si:2.0質量%未満だと鉄損改善効果が小さく、Si:5.0質量%を超えると圧延が困難となるおそれがある。インヒビター成分については、特に制限されることはなく、例えばAlN、BN、TiN、MnS、MnSe、Sn、Sb、Bi等の既知のインヒビターを用いることができる。これらは製鋼段階で添加してもよいし、後工程で窒化処理などを行って添加してもよい。
また、本発明では、鋳造して得られたスラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍を施した後、１回若しくは中間焼鈍をはさんだ２回の冷間圧延を行い、その後、脱炭焼鈍、必要に応じて窒化処理を行い、マグネシアを主体とする焼鈍分離剤を塗布して乾燥させた後に、上記仕上焼鈍及び平坦化焼鈍を行う一連の工程をさらに具えることができる。いずれも従来公知の条件を用いることができるが、最終板厚まで圧延されたストリップを脱炭焼鈍する際、500℃から700℃までの昇温速度を50〜300℃／secとすることは、鉄損改善の観点から特に有効である。脱炭焼鈍の昇温速度を50〜300℃／secとした場合、一次再結晶集合組織のGoss方位が増加し、二次再結晶後の粒径が小さくなる。二次再結晶粒径を小さくすると粒界の反磁界効果が高まり磁区幅が狭くなるため、コーティング張力を高めた場合に、より優れた鉄損が得られるようになる。50℃／sec未満では効果が小さく、300℃／secを超えるとかえって鉄損が劣化するため、50〜300℃／secが好ましい。
また、本発明では、鋳造して得られたスラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍を施した後、１回若しくは中間焼鈍をはさんだ２回の冷間圧延を行い、その後、脱炭焼鈍、必要に応じて窒化処理を行い、マグネシアを主体とする焼鈍分離剤を塗布して乾燥させた後に、上記仕上焼鈍及び平坦化焼鈍を行う一連の工程をさらに具えることができる。いずれも従来公知の条件を用いることができるが、最終板厚まで圧延されたストリップを脱炭焼鈍する際、500℃から700℃までの昇温速度を50〜300℃／secとすることは、鉄損改善の観点から特に有効である。脱炭焼鈍の昇温速度を50〜300℃／secとした場合、一次再結晶集合組織のGoss方位が増加し、二次再結晶後の粒径が小さくなる。二次再結晶粒径を小さくすると粒界の反磁界効果が高まり磁区幅が狭くなるため、コーティング張力を高めた場合に、より優れた鉄損が得られるようになる。50℃／sec未満では効果が小さく、300℃／secを超えるとかえって鉄損が劣化するため、50〜300℃／secが好ましい。
また、焼鈍分離剤としては、マグネシア（MgO）を主体（具体的には、70質量％以上）として、TiO2、MgSO4、SrSO4などを含むものを有利に適合することができる。ただし、さらに優れた効果を得るためには、フォルステライト被膜を含む仕上焼鈍板の板厚平均S濃度を制御することが好ましい。Sはインヒビターとして製鋼段階で鋼中に添加される場合や、焼鈍分離剤に硫化物として添加される場合がある。また積極的に添加しなくても鋼中、マグネシア中に不純物としてある程度存在する。かようなSは仕上焼鈍後にフォルステライト被膜・地鉄界面に濃化し、積極的に添加しなくても25ppm超存在する場合があり、積極的に添加する場合はさらに多量に残留することとなる。そして、平坦化焼鈍における温度が高温になると、この界面に存在するSが地鉄中に拡散・固溶し、焼き付け後の冷却時に地鉄中に微細に析出して、鉄損を劣化させるものと考えられる。
この鉄損劣化を抑制するためには、フォルステライト被膜を含む仕上焼鈍板の板厚平均S濃度を25ppm以下とすることが好ましい。なお、前記板厚平均S濃度とは、板厚の各位置におけるS濃度の平均値のことであり、コーティング塗布前の板を用いるか、もしくは製品板のコーティングを煮沸アルカリ等で除去した板を用いて、湿式分析を実施することで算出できる。また、S濃度を25ppm以下に低減するには、
ａ）鋼の製鋼段階で十分な脱硫を行う
ｂ）前記焼鈍分離剤に用いるマグネシアの製造プロセスにおいてSの混入を阻止する
ｃ）前記焼鈍分離剤の助剤として用いられる、硫化物の量を低減する
ことなどによって、達成することができる。
上述した特許文献３で提案された技術では、効果を得るために900℃以上の高温焼き付けが必要であったが、本発明では840〜900℃という比較的低温の焼き付け温度でも優れた張力増加効果が得られる。この効果を得るためには、後述するような冷却速度の制御が必要である。
ａ）鋼の製鋼段階で十分な脱硫を行う
ｂ）前記焼鈍分離剤に用いるマグネシアの製造プロセスにおいてSの混入を阻止する
ｃ）前記焼鈍分離剤の助剤として用いられる、硫化物の量を低減する
ことなどによって、達成することができる。
上述した特許文献３で提案された技術では、効果を得るために900℃以上の高温焼き付けが必要であったが、本発明では840〜900℃という比較的低温の焼き付け温度でも優れた張力増加効果が得られる。この効果を得るためには、後述するような冷却速度の制御が必要である。
本発明は、表面にフォルステライト被膜を有する仕上焼鈍後の方向性電磁鋼板に対して、張力付与型絶縁被膜の処理液を塗布して焼き付けを平坦化と共に行い、平坦化焼鈍後の冷却において800℃から500℃までの平均冷却速度を20℃／s以上と大きくすることが重要である。前記冷却における800℃から500℃までの温度は、当該張力付与型絶縁被膜のガラス転移点が存在する温度領域であり、この温度領域を急冷することにより、絶縁被膜の張力が増加するものと推定され、前記冷却において800℃から500℃までの平均冷却速度を20℃／s以上とすることで、平坦化焼鈍の必要以上の高温化を行うことなく、張力付与型被膜の張力を向上することができる。前記冷却において800℃から500℃までの平均冷却速度が20℃／s未満の場合、十分に張力付与型被膜の張力を向上できないため、所望の鉄損を得ることができない。
ただし、前記冷却における800℃から500℃までの平均冷却速度が大きすぎる場合には、冷却歪の影響が支配的となって鉄損が劣化するという不利が生じるおそれがあるため、上限を120℃／s以下とすることが好ましい。より好ましい冷却速度の範囲は40〜120℃／sであり、さらに好ましい範囲は60〜120℃／sである。
ただし、前記冷却における800℃から500℃までの平均冷却速度が大きすぎる場合には、冷却歪の影響が支配的となって鉄損が劣化するという不利が生じるおそれがあるため、上限を120℃／s以下とすることが好ましい。より好ましい冷却速度の範囲は40〜120℃／sであり、さらに好ましい範囲は60〜120℃／sである。
なお、前記冷却の500℃以下での冷却速度は特に限定するものではないが、500℃から300℃までの温度領域は鋼の降伏応力が急激に変化する領域であり、この温度領域を徐冷することにより、冷却ムラに起因する残留歪みが効果的に低減して鉄損の劣化が抑えられると考えられる。このため、500℃から300℃までの温度領域での平均冷却速度は、20℃／ｓ以下とすることが好ましく、10℃／s以下とすることがさらに好ましい。なお、前記冷却速度を0.1℃／s未満とした場合は、冷却に時間がかかりすぎるため製造コストの観点から好ましくない。
また、本発明は、炉内応力を5〜10MPaの範囲とすることも重要である。
仕上焼鈍後の方向性電磁鋼板の平坦化処理を行いつつ、地鉄のクリープ変形に起因したフォルステライト被膜の劣化を抑制することができるからであり、さらに6〜8MPaの範囲とすることが好ましい。
なお、前記炉内応力が5MPa未満の場合には方向性電磁鋼板の平坦化を十分に行えず、前記炉内応力が10MPaを超えると、応力が大きすぎるためフォルステライトの劣化を招く。
仕上焼鈍後の方向性電磁鋼板の平坦化処理を行いつつ、地鉄のクリープ変形に起因したフォルステライト被膜の劣化を抑制することができるからであり、さらに6〜8MPaの範囲とすることが好ましい。
なお、前記炉内応力が5MPa未満の場合には方向性電磁鋼板の平坦化を十分に行えず、前記炉内応力が10MPaを超えると、応力が大きすぎるためフォルステライトの劣化を招く。
以下、平坦化焼鈍条件の影響について、実験結果に基づいて説明する。
Siを3.3％含む、仕上焼鈍済みの二次再結晶完了したフォルステライト被膜を有する、板厚0.23mm厚の方向性電磁鋼板コイルを用いて、平坦化焼鈍の均熱温度、冷却速度と炉内応力を変化させる実験を行った。コーティング薬液については、リン酸マグネシウム水溶液とコロイダルシリカをリン酸とシリカのモル比（P205／SiO2）が0.5となるように調合した。さらに、クロム酸とリン酸のモル比（Cr2O3／P205）が0.3になるように無水クロム酸を添加した。調合後のコーティング薬液をバーコーターで仕上焼鈍板に塗布し、300℃で仮焼き付け処理を行い、その後に平坦化焼鈍を実施した。目付量については、平坦化焼鈍後のコーティング膜厚が2μｍになるように調整した。特に記載がない場合の平坦化焼鈍の均熱温度は820℃、均熱時間については、15秒一定とした。
Siを3.3％含む、仕上焼鈍済みの二次再結晶完了したフォルステライト被膜を有する、板厚0.23mm厚の方向性電磁鋼板コイルを用いて、平坦化焼鈍の均熱温度、冷却速度と炉内応力を変化させる実験を行った。コーティング薬液については、リン酸マグネシウム水溶液とコロイダルシリカをリン酸とシリカのモル比（P205／SiO2）が0.5となるように調合した。さらに、クロム酸とリン酸のモル比（Cr2O3／P205）が0.3になるように無水クロム酸を添加した。調合後のコーティング薬液をバーコーターで仕上焼鈍板に塗布し、300℃で仮焼き付け処理を行い、その後に平坦化焼鈍を実施した。目付量については、平坦化焼鈍後のコーティング膜厚が2μｍになるように調整した。特に記載がない場合の平坦化焼鈍の均熱温度は820℃、均熱時間については、15秒一定とした。
図１は、リン酸塩ガラスコーティング焼き付け後の800℃から500℃までの温度領域の平均冷却速度を変化させた場合の、リン酸塩ガラス被膜の張力について示したグラフである。500℃から300℃までの冷却速度は、20℃/secで一定とした。
図１から、炉内応力に関係なく、冷却速度を急冷化させることでリン酸塩ガラスコーティング被膜の張力を増加することができることがわかる。特に、冷却速度が20℃／s以上で高い被膜張力が得られていることがわかる。
図１から、炉内応力に関係なく、冷却速度を急冷化させることでリン酸塩ガラスコーティング被膜の張力を増加することができることがわかる。特に、冷却速度が20℃／s以上で高い被膜張力が得られていることがわかる。
図２は、リン酸塩ガラスコーティング焼き付け後の800℃から500℃までの温度領域の平均冷却速度を変化させた場合の、フォルステライト被膜の張力について示す。500℃から300℃までの冷却速度は、20℃/secで一定とした。
図２から、冷却速度を急冷化させると共に、炉内応力も高応力化することでフォルステライト被膜の張力が劣化することがわかる。
図２から、冷却速度を急冷化させると共に、炉内応力も高応力化することでフォルステライト被膜の張力が劣化することがわかる。
図３は、リン酸塩ガラスコーティング焼き付け後の800℃から500℃までの温度領域の平均冷却速度を変化させた場合の合計被膜張力について示したものである。500から300℃までの冷却速度は、20℃/secで一定とした。なお、合計被膜張力とは、リン酸塩ガラス被膜張力とフォルステライト被膜張力とを合算したものである。
図３から、合計被膜張力は800℃から500℃までの温度領域の平均冷却速度を急冷化させることで、合計被膜張力は増加する傾向が認められる。さらに、炉内応力を低減させることで、より効果的に被膜張力が増加することがわかる。
図３から、合計被膜張力は800℃から500℃までの温度領域の平均冷却速度を急冷化させることで、合計被膜張力は増加する傾向が認められる。さらに、炉内応力を低減させることで、より効果的に被膜張力が増加することがわかる。
なお、図１、図２及び図３における被膜張力とは、被膜の片面を完全に除去した際の鋼板の反り量から計算した値である。
図４は、リン酸塩ガラスコーティング焼き付け後の800℃から500℃までの冷却速度を10℃／sec 、80℃／secの２水準とし、500℃から300℃までの冷却速度を変化させた試験片の鉄損（W17/50）を測定した結果について示したものである。炉内応力は6MPaとした。
図４から、800℃から500℃までの温度領域を急冷することにより鉄損が改善した。かつ、800℃から500℃までが急冷の条件で500℃から300℃までの冷却速度は低下させることにより、鉄損がさらに改善した。なお、500℃から300℃までの冷却速度は被膜張力にはほとんど影響を与えなかった。800℃から500℃までの温度範囲を急冷することにより、被膜張力が向上し、さらに500℃から300℃までの温度範囲を徐冷することにより、鋼中の残留歪みが低減し、優れた鉄損が得られたものと考えられる。
図４から、800℃から500℃までの温度領域を急冷することにより鉄損が改善した。かつ、800℃から500℃までが急冷の条件で500℃から300℃までの冷却速度は低下させることにより、鉄損がさらに改善した。なお、500℃から300℃までの冷却速度は被膜張力にはほとんど影響を与えなかった。800℃から500℃までの温度範囲を急冷することにより、被膜張力が向上し、さらに500℃から300℃までの温度範囲を徐冷することにより、鋼中の残留歪みが低減し、優れた鉄損が得られたものと考えられる。
図５は、種々の板厚平均S濃度の試験片での平坦化焼鈍温度と鉄損(W17/50)との関係を示したものである。なお、板厚平均のS濃度が異なる水準の試験片については、Siを3.3％含む、仕上焼鈍済みの二次再結晶完了したフォルステライト被膜を有する、板厚0.23mm厚の方向性電磁鋼板コイルを製造するにあたり、焼鈍分離剤に添加する硫酸マグネシウムの量を調整し、フォルステライト被膜を有する方向性電磁鋼板の板厚平均S濃度を調整することによって製造した。ここで、800℃から500℃までの冷却速度は80℃／secとし、500℃から300℃までの冷却速度は20℃／secとし、炉内応力は６MPaとした。
図５から、平坦化焼鈍温度が840℃以上の場合の鉄損向上代は、S濃度が低い程大きい結果が得られ、特に、S濃度25ppm以下の場合に鉄損向上代は大きい結果が得られた。すなわち、板厚平均S濃度25ppm以下とし、平坦化焼鈍温度を840℃以上とすることにより、特に優れた鉄損が得られることがわかる。すなわち、本発明では900℃以上の高温焼鈍を行わなくても、鉄損改善効果を得ることができる。S濃度が高い場合、平坦化焼鈍温度を高温化すると地鉄-フォルステライト界面に濃化した硫化物が分解し、地鉄中に拡散して冷却中に微細分散して鉄損を劣化させるため、発明の効果を低下させるものと考えられる。
図５から、平坦化焼鈍温度が840℃以上の場合の鉄損向上代は、S濃度が低い程大きい結果が得られ、特に、S濃度25ppm以下の場合に鉄損向上代は大きい結果が得られた。すなわち、板厚平均S濃度25ppm以下とし、平坦化焼鈍温度を840℃以上とすることにより、特に優れた鉄損が得られることがわかる。すなわち、本発明では900℃以上の高温焼鈍を行わなくても、鉄損改善効果を得ることができる。S濃度が高い場合、平坦化焼鈍温度を高温化すると地鉄-フォルステライト界面に濃化した硫化物が分解し、地鉄中に拡散して冷却中に微細分散して鉄損を劣化させるため、発明の効果を低下させるものと考えられる。
C：0.07質量％、Si：3.3質量％、Mn：0.07質量％、sol.Al：0.03質量％、N：0.008質量%、Se：0.01質量％及びＳ：20質量ppmを含有し、残部はFe及び不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍後、中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延により、0.30mmの最終板厚に仕上げた。
ついで、850℃、１分間の脱炭焼鈍後、鋼板表面にマグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、1200℃、５時間の仕上焼鈍を施して、フォルステライト被膜付きの方向性電磁鋼板を作製した。ここで、得られた仕上焼鈍板のフォルステライト被膜を含む仕上焼鈍板の板厚平均S濃度は全て25ppm以下であった。
得られたフォルステライト被膜付き仕上焼鈍板の表面に、金属リン酸塩とコロイダルシリカを含有する張力付与型絶縁被膜処理液を塗布し、840℃で焼き付けて、張力付与型絶縁被膜を形成すると共に、平坦化焼鈍を実施した。上記処理液中におけるリン酸とシリカのモル比（P205／SiO2）及び平坦化焼鈍時の炉内応力を表１に示す。
前記平坦化焼鈍処理後、800℃から500℃までの冷却速度を表１に示す冷却速度で冷却を行うことで、各サンプルの方向性電磁鋼板を得た。なお、500℃から300℃までの冷却速度は、20℃/secで一定とした。
ついで、850℃、１分間の脱炭焼鈍後、鋼板表面にマグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、1200℃、５時間の仕上焼鈍を施して、フォルステライト被膜付きの方向性電磁鋼板を作製した。ここで、得られた仕上焼鈍板のフォルステライト被膜を含む仕上焼鈍板の板厚平均S濃度は全て25ppm以下であった。
得られたフォルステライト被膜付き仕上焼鈍板の表面に、金属リン酸塩とコロイダルシリカを含有する張力付与型絶縁被膜処理液を塗布し、840℃で焼き付けて、張力付与型絶縁被膜を形成すると共に、平坦化焼鈍を実施した。上記処理液中におけるリン酸とシリカのモル比（P205／SiO2）及び平坦化焼鈍時の炉内応力を表１に示す。
前記平坦化焼鈍処理後、800℃から500℃までの冷却速度を表１に示す冷却速度で冷却を行うことで、各サンプルの方向性電磁鋼板を得た。なお、500℃から300℃までの冷却速度は、20℃/secで一定とした。
（評価）
上述のようにして得られた各サンプルの方向性電磁鋼板について、鉄損（W17／50）の測定を行った。測定結果を表１に示す。
上述のようにして得られた各サンプルの方向性電磁鋼板について、鉄損（W17／50）の測定を行った。測定結果を表１に示す。
表１に示したとおり、発明例に係る各サンプルについては、比較例に係るサンプルに比べて鉄損が低く、良好な結果を示すことがわかる。これは、冷却速度及び炉内張力の適正化によって、フォルステライト被膜及び張力付与型絶縁被膜の張力が向上したためである。
C：0.06質量％、Si：3.4質量％、Mn：0.08質量％、sol.Al：0.02質量％、N：0.007質量%、Se：0.02質量％、Sb：0.05質量%、及びS：15質量ppmを含有し、残部はFe及び不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、ついで1000℃、1分間の熱延板焼鈍後、1050℃、1分間の中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延により、0.23mmの最終板厚に仕上げた。
ついで、830℃、１分間の脱炭焼鈍後、鋼板表面に、主成分としてマグネシア、助剤としてチタニアと硫酸マグネシウムを添加した焼鈍分離剤を塗布した後、1200℃、３時間の仕上焼鈍を施して、フォルステライト被膜付きの方向性電磁鋼板を作製した。フォルステライト被膜を含む仕上焼鈍板の板厚平均S濃度を表２に示す。なお、この板厚平均S濃度は、焼鈍分離剤に添加する硫酸マグネシウムの量を調整しS濃度を変更することにより、変化させたものである。ここで、脱炭焼鈍の昇温過程における500℃から700℃までの昇温速度は100℃／secとした。
得られたフォルステライト被膜付き仕上焼鈍板の表面に、リン酸マグネシウム水溶液とコロイダルシリカを、リン酸とシリカのモル比（P205／SiO2）で0.5、さらに、クロム酸とリン酸のモル比（Cr2O3／P205）が0.3になるように無水クロム酸を調合した薬液を塗布し、表２に示す均熱温度と冷却速度で平坦化焼鈍を実施した。ここで、平坦化焼鈍の炉内応力は8MPaとした。
ついで、830℃、１分間の脱炭焼鈍後、鋼板表面に、主成分としてマグネシア、助剤としてチタニアと硫酸マグネシウムを添加した焼鈍分離剤を塗布した後、1200℃、３時間の仕上焼鈍を施して、フォルステライト被膜付きの方向性電磁鋼板を作製した。フォルステライト被膜を含む仕上焼鈍板の板厚平均S濃度を表２に示す。なお、この板厚平均S濃度は、焼鈍分離剤に添加する硫酸マグネシウムの量を調整しS濃度を変更することにより、変化させたものである。ここで、脱炭焼鈍の昇温過程における500℃から700℃までの昇温速度は100℃／secとした。
得られたフォルステライト被膜付き仕上焼鈍板の表面に、リン酸マグネシウム水溶液とコロイダルシリカを、リン酸とシリカのモル比（P205／SiO2）で0.5、さらに、クロム酸とリン酸のモル比（Cr2O3／P205）が0.3になるように無水クロム酸を調合した薬液を塗布し、表２に示す均熱温度と冷却速度で平坦化焼鈍を実施した。ここで、平坦化焼鈍の炉内応力は8MPaとした。
（評価）
上述のようにして得られた各サンプルの方向性電磁鋼板について、鉄損（W17／50）の測定を行った。測定結果を表２に示す。
上述のようにして得られた各サンプルの方向性電磁鋼板について、鉄損（W17／50）の測定を行った。測定結果を表２に示す。
表２に示したとおり、発明例に係る各サンプルについては、比較例に係るサンプルに比べて鉄損が低い。特に、板厚平均S濃度が低く、平坦化焼鈍温度が高い条件では、さらに良好な結果を示すことがわかる。
C：0.05質量％、Si：3.2質量％、Mn：0.06質量％、sol.Al：0.02質量％、Sn：0.06質量％及びS：15質量ppmを含有し、残部はFe及び不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、ついで1050℃、1分間の熱延板焼鈍後、１回の冷間圧延により、0.22mmの最終板厚に仕上げた。
ついで、820℃、１分間の脱炭焼鈍後、700℃で窒化処理を行い、鋼中窒素量を0.015質量%にしたのち、鋼板表面にマグネシアとチタニアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、1200℃、５時間の仕上焼鈍を施して、フォルステライト被膜付きの方向性電磁鋼板を作製した。ここで、得られた仕上焼鈍板のフォルステライト被膜を含む仕上焼鈍板の板厚平均S濃度は全て25ppm以下であった。また、脱炭焼鈍の昇温過程における500℃から700℃までの昇温速度は表３に示す値とした。
得られたフォルステライト被膜付き仕上焼鈍板の表面に、リン酸マグネシウム水溶液とコロイダルシリカを、リン酸とシリカのモル比（P205／SiO2）で0.45、さらに、クロム酸とリン酸のモル比（Cr2O3／P205）が0.4になるように無水クロム酸を調合した薬液を塗布し、860℃で平坦化焼鈍を行い、800℃から500℃までの冷却速度を表3に示す値として冷却を行った。ここで、平坦化焼鈍の炉内応力は7MPa、500℃から300℃までの冷却速度は20℃／sとした。
ついで、820℃、１分間の脱炭焼鈍後、700℃で窒化処理を行い、鋼中窒素量を0.015質量%にしたのち、鋼板表面にマグネシアとチタニアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、1200℃、５時間の仕上焼鈍を施して、フォルステライト被膜付きの方向性電磁鋼板を作製した。ここで、得られた仕上焼鈍板のフォルステライト被膜を含む仕上焼鈍板の板厚平均S濃度は全て25ppm以下であった。また、脱炭焼鈍の昇温過程における500℃から700℃までの昇温速度は表３に示す値とした。
得られたフォルステライト被膜付き仕上焼鈍板の表面に、リン酸マグネシウム水溶液とコロイダルシリカを、リン酸とシリカのモル比（P205／SiO2）で0.45、さらに、クロム酸とリン酸のモル比（Cr2O3／P205）が0.4になるように無水クロム酸を調合した薬液を塗布し、860℃で平坦化焼鈍を行い、800℃から500℃までの冷却速度を表3に示す値として冷却を行った。ここで、平坦化焼鈍の炉内応力は7MPa、500℃から300℃までの冷却速度は20℃／sとした。
（評価）
上述のようにして得られた各サンプルの方向性電磁鋼板について、鉄損（W17／50）の測定を行った。測定結果を表３に示す。
上述のようにして得られた各サンプルの方向性電磁鋼板について、鉄損（W17／50）の測定を行った。測定結果を表３に示す。
表３に示したとおり、発明例に係る各サンプルについては、比較例に係るサンプルに比べて鉄損が低く、良好な結果を示すことがわかる。
本発明によれば、張力付与型絶縁被膜の張力を向上させて、鉄損を改善できる方向性電磁鋼板の製造方法を提供することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。
Claims (4)
- 表面にフォルステライト被膜を有する仕上焼鈍後の方向性電磁鋼板に対して、その表面に張力付与型絶縁被膜の処理液を塗布して焼き付けを平坦化と共に行う、平坦化焼鈍を施してなる方向性電磁鋼板の製造方法であって、
（１）上記張力付与型絶縁被膜の処理液として、金属リン酸塩とシリカを含有し、シリカに対するリン酸のモル比（P2O5／SiO2）が0.15〜4.0の範囲である水溶液を用い、
（２）上記平坦化焼鈍後の冷却において800℃から500℃までの平均冷却速度を20℃／s以上とし、
（３）炉内応力を5〜10MPaの範囲とする
ことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。 - さらに、上記平坦化焼鈍後の冷却において、500℃から300℃までの平均冷却速度を20℃／s以下とすることを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- さらに、
（４）上記フォルステライト被膜を有する方向性電磁鋼板の板厚平均S濃度を25ppm以下とし、
（５）平坦化焼鈍温度を840℃以上とする
ことを特徴とする請求項１又は２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。 - 請求項１〜３のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法であって、
さらに、Si:2.0〜5.0質量％を含有する鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍を施した後、１回若しくは中間焼鈍を挟んだ２回の冷間圧延を行い、その後、脱炭焼鈍、必要に応じて窒化処理を行い、マグネシアを主体とする焼鈍分離剤を塗布して乾燥させた後に、上記仕上焼鈍及び平坦化焼鈍を行う一連の工程を具え、
最終板厚まで圧延されたストリップを脱炭焼鈍する際、500℃から700℃までの昇温を50〜300℃／secの昇温速度で行うことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
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