JP2007138199A - 一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】インヒビターレス法により一方向性電磁鋼板を製造するに際し、成分として特にSb:0.035〜0.30%,Mn:{0.04+Sb(%)}%以上 0.50%以下を含有させ、 最終冷間圧延前の焼鈍後の冷却過程における800〜400℃間の平均冷却速度を20℃/s以上 50℃/s以下とし、かつ焼鈍分離剤中に、マグネシア:100質量部に対して、Ti化合物をTi換算で0.3〜8質量部含有させ、さらに二次再結晶焼鈍の昇温過程において、800℃以上 900℃以下の滞留時間を40時間以上 150時間以下とする。
【選択図】図3
Description
(a)高温加熱を行うためにエネルギー原単位が高い。
(b)溶融スケールが発生し易く、またスラブ垂れも生じ易いため、製品の表面欠陥を生じ易い。
(c)スラブ表層の過脱炭が生じ易い。
例えば、特許文献12において、鋼スラブ中にインヒビター成分を含有させなくても、工業的に方向性電磁鋼板が製造できる技術(インヒビターレス法)が開示されている。
すなわち、特許文献13には、NおよびSの含有量を〔ppmN〕2+[ppmS]2≦6400に従って抑制すると共に、脱炭焼鈍の600℃から750℃にかけての昇温速度を15℃/s以上に制御し、かつ脱炭焼鈍の均熱過程の水素分圧に対する水蒸気分圧の比である雰囲気酸化性(P[H2O]/P[H2])を0.6以下の範囲に制御する技術が提案されている。
また、特許文献14には、焼鈍分離剤として、MgO:100重量部に対してTi酸化物を0.1〜9.0重量部含有するものを用い、最終仕上げ焼鈍は、900℃以上1050℃以下の温度域における5時間以上15時間以下の保持を不活性ガスの含有率が50vol%以上の雰囲気中にて行う工程を含み、かつこの工程における950℃以上の温度域に2時間以上10時間以下で滞留させる技術が提案されている。
さらに、特許文献15には、一次再結晶焼鈍後の鋼板における結晶粒径を8〜25μm の範囲とし、二次再結晶焼鈍の昇温過程における 800〜900℃の平均昇温速度を0.5〜5℃/hの範囲とし、二次再結晶焼鈍の昇温過程にて、900℃と800℃での鋼板窒素量差を−10ppm〜+25ppmの範囲とすることを特徴とする技術が提案されている。
さて、発明者らは、まず既に提案した特許文献14と特許文献15の技術を基に、さらに磁気特性と被膜特性を改善・安定化することを試みた。なお、成分に関する「%」表示は特に断らない限り質量%を意味するものとする。
しかしながら、一方でSbは、脱炭焼鈍時の鋼板の酸化速度を低減する効果が非常に大きいので、Sb添加量が増すと、脱炭焼鈍板サブスケールの酸化物量が少なくなることに起因すると思われる製品被膜の欠陥が増大した。
すなわち、Sb:0.035%以上 0.30%以下で、Mn:{0.04+Sb(%)}%以上 0.50%以下の時に、優れた磁気特性と被膜特性を有する方向性電磁鋼板を安定して製造できることを見出したのである。なお、Mn量の上限は、Sb量の上限値が0.30%であるので、Mn量の上限は少なくともその場合の下限値(0.34%)以上であればよいこと、また一定量以上の添加はコスト面で不利なだけでなく、磁束密度の低下を招くことから、0.50%とした。
そこで、この点について研究を進めたところ、最終冷間圧延前の焼鈍(熱延板焼鈍あるいは中間焼鈍)後の冷却過程における800〜400℃間の平均冷却速度を20〜50℃/sにすることによって、コイル間は勿論のこと、同一コイルの長手方向および幅方向における磁気特性の変動を効果的に抑制することができ、磁気特性の向上に効果があることを見出した。
というのは、焼鈍分離剤の配合物を制御することによって被膜特性や磁気特性を改善する技術としては、多くの提案がこれまでになされているが、そのほとんどは、MnS,MnSe,AlNなどのインヒビターを用いるものや脱炭焼鈍後の窒化処理によって(Al,Si)Nなどのインヒビターを形成させるものに関してであり、インヒビターレス成分系では、これらに関する研究がほとんどなされていなかったからである。
すなわち、鋼板をコイル状に巻き取って最終仕上げ焼鈍をする以上、コイルの内・中・外巻き部では、熱履歴や雰囲気などの焼鈍条件にある程度の差が生じてしまう。しかしながら、その差に起因する磁気特性や被膜特性の差をできるだけ抑制し、さらなる特性の向上を図るためには、上記したような焼鈍分離剤中への添加物の制御が効果的であることが判明したのである。
(1)質量%で、C:0.01〜0.10%,Si:2.5〜4.5%,酸可溶性Al:40ppm以上 100ppm未満,N:30ppm以上 60ppm未満,Sb:0.035〜0.30%,Mn:{0.04+Sb(%)}%以上 0.50%以下および(S+0.405Se):50ppm未満を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるけい素鋼スラブを、1250℃以下の温度で加熱後、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、1回または中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延を行い、ついで脱炭・一次再結晶焼鈍後、マグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程によって一方向性電磁鋼板を製造するに当たり、
a) 最終冷間圧延前の焼鈍後の冷却過程における800〜400℃間の平均冷却速度を20℃/s以上 50℃/s以下にする、
b) 焼鈍分離剤中に、マグネシア:100質量部に対して、Ti化合物をTi換算で0.3〜8質量部含有させる、
c) 二次再結晶焼鈍の昇温過程において、800℃以上 900℃以下の滞留時間を40時間以上 150時間以下とする
ことを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
すなわち、発明者らは、インヒビターレス成分系でSbを利用することで、優れた磁気特性と被膜特性を有する方向性電磁鋼板を安定して製造できる手段の開発に取り組んだ。その結果、上記の発明を完成するに至ったのであるが、この知見は、以下に述べる実験室レベルでの多岐にわたる実験・検討の末に、得られたものである。
(実験1)
C:0.02〜0.06%,Si:3.0〜3.5%,酸可溶性Al:40ppm以上 100ppm未満, N:30ppm以上 60ppm未満,Sb:0.01〜0.30%,Mn:0.05%以上 0.50%以下,(S+0.405Se):50ppm未満,Cu:0.01〜0.50%,Cr:0.01〜0.30%,P:0.002〜0.10%の成分範囲であり、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる多数の真空鋼塊を、1200℃に加熱後、熱間圧延し、950〜1100℃の熱延板焼鈍を施したのち、冷間圧延にて最終板厚:0.29mmまで圧延した。その後、H2−H2O−N2中、800〜900℃の温度で脱炭・一次再結晶焼鈍を施した後、マグネシアを主成分とし、マグネシア:100質量部に対して0.1〜20.0質量部のTiO2を含有する焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍の昇温過程において、800℃以上 900℃以下の滞留時間を10時間以上 200時間以下とする二次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を施した。その後、水洗して未反応の焼鈍分離剤を除去し、試料の被膜外観を調査した後、りん酸マグネシウム、コロイダルシリカおよびクロム酸を主成分とするコーティングを施した。
かくして得られた試料の磁気特性(磁束密度B8,鉄損W17/50 )と被膜密着性について調査した。なお、被膜密着性は、被膜の曲げ密着性として、5mm間隔の種々の径を有する丸棒に試験片を巻き付け、被膜が剥離しない最小径で評価した。
同図に示したとおり、一部の例外はあるものの、マグネシア:100質量部に対して TiO2をTi換算で0.3〜8質量部添加した場合に、比較的良好な被膜密着性が得られていることが分かる。
同図に示したとおり、一部の例外はあるものの、800℃以上 900℃以下の滞留時間が40時間以上 150時間以下の場合に、比較的優れた磁気特性が得られていることが分かる。
同図によれば、Sb:0.035%以上で、かつMn:{0.04+Sb(%)}%以上の場合に、磁気特性と被膜特性の両者に優れた方向性電磁鋼板が得られることがわかる。
すなわち、前記した知見は、従来のインヒビターを用いた方向性電磁鋼板の素材成分とは異なるインヒビターレス成分系の下で、特にSb量との関係で得られた新規知見である。
これに対して、鋼中Mn量を増加すると、図5に示すように、脱炭焼鈍時に生成する酸化物量が増すので、Sb量増によるサブスケール量の低減を補うことができる。
さらに、(Fe,Mn)2SiO4でMn比が増した方が、上記オリビン形成反応において、Mgの置換が進行し易い、すなわちオリビン形成反応が進行し易いことも、鋼中Mn量が増すと被膜特性が向上する理由の一つと考えられる。なお、Mn量を一定にしてSb量を増すと、オリビン形成反応は遅くなる。従って、Sb量を増すと被膜特性が劣化する原因は、脱炭焼鈍板サブスケールの酸化物量が減少することと、二次再結晶焼鈍過程でオリビン形成反応が遅くなることの二点と考えられるが、Mn量を増すことにより両者を同時に改善できることが、Sb増量による被膜特性の劣化をMn増量により補える理由と考えられる。
2MgO+SiO2→Mg2SiO4 --- (1)
(Fe,Mn)2SiO4+MgO→(Fe,Mn)2-XMgXSiO4+[Mg1-X, (Fe,Mn)X]O --- (2)
(a)Mn:0.09%+Sb:0.04%の試料に比べて、(b)Mn:0.09%+Sb:0.06%の試料では、(a)で約1030cm-1にみられるピークが低波数側に止まっていてオリビン形成が遅いことが分かるが、(c)Mn:0.12%+Sb:0.06%の試料では、オリビン形成が(b)よりも進行し、(a)並み以上になっていることが分かる。
実験1の結果に基づき、素材Mn,Sb量がそれぞれ、Sb:0.035%以上かつMn:{0.04+Sb(%)}%以上の成分系で実験を行ったが、同じ出鋼チャージでもコイル単位での磁気磁性が大きく異なったり、コイル長手方向の磁気特性の変動が大きかったりして、良好な磁気特性が得られない場合があった。
そこで、各工程条件の違いを詳細に調査したところ、熱延板焼鈍後の冷却過程における800〜400℃間の平均冷却速度に違いがみられ、特に平均冷却速度が20℃/s未満の場合に磁気特性の劣化が顕著な傾向がみられた。また、熱延板焼鈍後の冷却過程における800〜400℃間の平均冷却速度は、主に冷却水を噴出するノズルが詰まり易いために変動していることが判明した。そこで、熱延板焼鈍後の冷却過程における800〜400℃間の平均冷却速度が磁気特性に及ぼす影響を調べるための実験を行った。
その後、マグネシアを主成分とし、マグネシア:100質量部に対して3質量部のTiO2を含有する焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍の昇温過程において、800℃以上 900℃以下の滞留時間を55時間とする二次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を施した。その後、水洗して未反応の焼鈍分離剤を除去したのち、りん酸マグネシウム、コロイダルシリカおよびクロム酸を主成分とするコーティングを施した。
かくして得られた各製品コイルの磁気特性(磁束密度B8,鉄損W17/50)について調査した。
得られた結果を図7に示す。
C:0.045%,Si:3.4%,酸可溶性Al:70ppm,N:43ppm,Sb:0.05%,Mn:0.11%,(S+0.405Se):20ppm,Cu:0.10%,Cr:0.04%,P:0.010%の成分であり、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる複数の方向性けい素鋼板用スラブを、1200℃に加熱後、熱間圧延により板厚:2.0mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後の冷却過程における800〜400℃間の平均冷却速度が30〜35℃/sになるように1025℃で30秒間の熱延板焼鈍を行ってから、冷間圧延により最終冷延板厚:0.285mmとした。このとき、最終冷間圧延は、少なくとも1パスは圧延ロール出側直後の鋼板温度が150〜250℃になるような圧延とした。ついで、これらの冷延板を脱脂して表面を清浄化したのち、H2−H2O−N2雰囲気中にて脱炭焼鈍を施した。
その後、マグネシアを主成分とし、マグネシア:100質量部に対しTi換算で0〜10質量部のTiO2およびSr換算で0〜8質量部のSrSO4あるいはSr(OH)2・8H2Oを配合した焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍の昇温過程において、800℃以上 900℃以下の滞留時間を70時間とする二次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍に供した。その後、水洗して未反応の焼鈍分離剤を除去した後、りん酸マグネシウム、コロイダルシリカおよびクロム酸を主成分とするコーティングを施した。
得られた結果を、横軸をマグネシア:100質量部に対するTiO2配合量(Ti換算)、縦軸をマグネシア100質量部に対するSr化合物配合量(Sr換算)にして、図8に示す。
同図より、マグネシア:100質量部に対してTiO2をTi換算で0.3〜8質量部配合した場合に優れた製品特性が得られていることが分かる。中でも、マグネシア:100質量部に対してSr化合物をSr換算で0.2〜5質量部併用して配合した場合に、とりわけ優れた製品特性が得られていることが分かる。
C:0.01〜0.10%
Cは、一次再結晶組織を改善するために必要な元素であるが、含有量が0.01%に満たないと良好な一次再結晶組織が得られず、一方0.10%を超えると脱炭焼鈍時の脱炭負荷が増大して生産性が低下することから、C量は0.01〜0.10%に限定する。
Siは、鋼の電気抵抗を高くして渦電流損を低下させるために有用な元素であり、本発明では2.5%以上含有させる必要がある。しかしながら、4.5%を超えると冷間圧延が著しく困難になるため、Si量は2.5〜4.5%に限定する。
インヒビターレス法で二次再結晶を発現させて方向性電磁鋼板を製造するためには、不純物元素であるAlは100ppm未満にする必要がある。しかしながら、40ppm以上の微量な酸可溶性Alは、脱炭焼鈍時に鋼板表面に形成される酸化膜を緻密にし、二次再結晶焼鈍時の窒素の増減を抑制して、二次再結晶粒のゴス方位への集積を向上させ、磁気特性を改善するのに有効なので、本発明では酸可溶性Alを40ppm以上 100ppm未満の範囲で含有させるものとする。
同様に、インヒビターレス法で二次再結晶を発現させて方向性電磁鋼板を製造するためには、不純物元素であるNは60ppm未満にする必要がある。但し、二次再結晶焼鈍時における窒素の増減を抑制するためには、30ppm以上含有させた方がよいので、本発明ではNは30ppm以上 60ppm未満の範囲で含有させるものとする。
Sbは、二次再結晶焼鈍時の鋼板窒素量の増加を非常に効果的に抑制するので、優れた磁気特性を得るためおよび磁気特性を安定化させるためには必須の元素であり、その効果を十分に発揮させるには0.035%以上添加する必要がある。しかしながら、含有量が0.30%を超えると脱炭焼鈍時の脱炭性が非常に悪くなり、工業的大量生産には不適となるので、Sb量は0.035〜0.30%に限定する。
インヒビターレス成分系でSbを利用して優れた磁気特性と被膜特性を有する方向性電磁鋼板を製造する際の問題点は、Sb添加量を増した時の被膜特性の劣化にある。この問題を解決するのには、Sb量に応じてMn量を増すことが効果的であるので、Mn量の下限は{0.04+Sb(%)}%とした。なお、上限は、Sb量の上限値が0.30%であるので、Mn量の上限は少なくともその場合の下限値(0.34%)以上であればよいこと、また一定量以上の添加はコスト面で不利なだけでなく、磁束密度の低下を招くことから、0.50%とした。
不純物元素であるSおよびSeは、インヒビターレス法で二次再結晶を発現させて方向性電磁鋼板を製造するためには、(S+0.405Se)で50ppm未満にする必要がある。というのは、(S+0.405Se)量が50ppm以上である場合には、二次再結晶が困難となり、磁気特性の劣化を招くからである。
Sn:0.03〜0.50%
Snは、磁気特性の向上・安定化作用を有する元素であるが、含有量が0.03%に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.50%を超えると良好な一次再結晶組織が得られないので、Sn量は0.03〜0.50%の範囲にするのが好ましい。
Cuは、鋼板表層の酸窒化を抑制することによって、磁気特性の劣化を抑制する作用を有する元素である。しかしながら、含有量が0.03%に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.50%を超えると表面に「へげ」と呼ばれる欠陥が発生し易くなるので、Cu量は0.03〜0.50%の範囲にするのが好ましい。
Niは、集合組織を改善して磁束密度を向上させる作用効果を有する元素である。しかしながら、含有量が0.03%に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.50%を超えて添加してもそれ以上の効果に乏しいばかりか、圧延性も劣化するおそれがあるので、Ni量は0.03〜0.50%の範囲にするのが好ましい。
Crは、被膜特性の改善に有効な元素であるが、0.03%未満では目立った改善効果が得られず、一方0.30%を超えると磁気特性が劣化する傾向にあるので、Cr量は0.03〜0.30%の範囲にするのが好ましい。
Pは、粒界偏析により冷延−再結晶後の集合組織を改善して磁束密度を向上させる働きがある。しかしながら、含有量が0.01%未満では十分な効果が得られず、一方0.10%を超えると良好な一次再結晶組織が得られないので、P量は0.01〜0.10%の範囲にするのが好ましい。
Moは、表面性状を改善する効果がある。しかしながら、含有量が0.005%未満では十分な効果が得られず、一方0.10%を超えると脱炭焼鈍時の脱炭性が劣化するので、Mo量は0.005〜0.10%の範囲にするのが好ましい。
従来から用いられている製鋼法で、上記成分に調整した溶鋼を、連続鋳造法あるいは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んでスラブを製造する。また、直接鋳造法を用いて100mm以下の厚さの薄鋳片を直接製造してもよい。
本発明では、最終冷間圧延前の焼鈍、すなわち1回冷延法の場合は熱延板焼鈍、また2回冷延法の場合は中間焼鈍後の冷却過程における800〜400℃間の平均冷却速度を20℃/s以上 50℃/s以下にすることが肝要である。
というのは、前掲図7に示したとおり、最終冷間圧延前の焼鈍後の冷却過程における800〜400℃間の平均冷却速度が20℃/sに満たなかったり、50℃/s超になると、良好な磁気特性が得られないからである。
なお、この冷間圧延は、常温で行っても良いし、あるいは常温よりも高い温度、例えば150〜300℃程度に上げて圧延する温間圧延としてもよい。また、冷間圧延途中で150〜300℃の範囲での時効処理を1回または複数回行ってもよい。
その後、この脱炭焼鈍を施した鋼板表面に、マグネシアを主体とした焼鈍分離剤をスラリー状にして塗布した後、乾燥させる。ここで、良好な被膜特性を得るためには、マグネシア:100質量部に対して、Ti化合物をTi換算で0.3〜8質量部配合した焼鈍分離剤を塗布する必要がある。ここに、Ti化合物としては、TiO2、TiO3・H2O、TiO・(OH)2、Ti(OH)4などを用いることができる。また、マグネシア:100質量部に対してSr換算で0.2〜5質量部のSr化合物を併用して配合することは、さらなる磁気特性と被膜特性の向上・安定化に効果がある。かようなSr化合物としては、SrSO4、Sr(OH)2・8H2O、SrCO3、Sr(NO)3などを用いることができる。
というのは、800℃以上 900℃以下での滞留時間が上記の範囲を外れると、前掲図2に示したように、磁気特性の低下を招くからである。
さらに、最終冷延後、最終仕上げ焼鈍後あるいは絶縁コーティングの被成後に、既知の磁区細分化処理を行うことは、さらなる鉄損の低減に有効である。
表1に示す成分組成になる鋼スラブを、ガス加熱炉により1200℃に加熱した後、熱間圧延により板厚:2.4mmの熱延板とした。ついで、1025℃で60秒間の熱延板焼鈍を行い、熱延板焼鈍後の冷却過程における800〜400℃間の平均冷却速度が表2に示す範囲になるように冷却水量を調整した。その後、冷間圧延にて最終板厚:0.29mmにした。ついで、脱炭・一次再結晶焼鈍を行った後、マグネシアを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍と純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を行った。
表2に、焼鈍分離剤の配合と二次再結晶焼鈍条件(800℃以上 900℃以下の滞留時間)を示す。その後、りん酸マグネシウム、クロム酸およびコロイダルシリカを主成分とする絶縁コーティング施した。
なお、磁気特性は、コイル全長にわたる鉄損変化を連続鉄損計で測定した後、最も鉄損が劣る個所を切り出して評価した。また、被膜密着性は、被膜の曲げ密着性として、5mm間隔の種々の径を有する丸棒に試験片を巻き付け、被膜が剥離しない最小径で評価した。
表3に示す成分組成になる鋼スラブを、ガス加熱炉により1230℃に加熱した後、熱間圧延により板厚:2.2mmの熱延板とした。ついで、1050℃で30秒間の熱延板焼鈍を行い、熱延板焼鈍後の冷却過程における800〜400℃間の平均冷却速度が表4に示す範囲になるように冷却水量を調整した。その後、冷間圧延にて最終板厚:0.285mmにした。このとき、最終冷間圧延は、少なくとも1パスは圧延ロール出側直後の鋼板温度が150〜250℃になるような圧延とした。ついで、脱炭・一次再結晶焼鈍後、マグネシアを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍と純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を行った。
表4に、焼鈍分離剤の配合と二次再結晶焼鈍条件(800℃以上 900℃以下の滞留時間)を示す。その後、りん酸マグネシウム、クロム酸およびコロイダルシリカを主成分とする絶縁コーティング施した。
なお、磁気特性は、コイル全長にわたる鉄損変化を連続鉄損計で測定した後、最も鉄損が劣る個所を切り出して評価した。また、被膜密着性は、被膜の曲げ密着性として、5mm間隔の種々の径を有する丸棒に試験片を巻き付け、被膜が剥離しない最小径で評価した。
表5に示す成分組成になる鋼スラブを、ガス加熱炉により1200℃に加熱した後、熱間圧延により板厚:2.6mmの熱延板とした。引き続き、冷間圧延により板厚:1.5mmの中間板厚とした後、1025℃で45秒間の中間焼鈍を行い、中間焼鈍後の冷却過程における800〜400℃間の平均冷却速度が表6に示した範囲になるように冷却水量を調整した。その後、最終冷間圧延にて最終板厚:0.22mmにした。このとき、最終冷間圧延は、少なくとも1パスは圧延ロール出側直後の鋼板温度が150〜250℃になるような圧延とした。ついで、脱炭・一次再結晶焼鈍後、マグネシアを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍と純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を行った。
表6に、焼鈍分離剤の配合と二次再結晶焼鈍条件(800℃以上 900℃以下の滞留時間)を示す。その後、りん酸マグネシウム、クロム酸およびコロイダルシリカを主成分とする絶縁コーティング施した。
なお、磁気特性は、コイル全長にわたる鉄損変化を連続鉄損計で測定した後、最も鉄損が劣る個所を切り出して評価した。また、被膜密着性は、被膜の曲げ密着性として、5mm間隔の種々の径を有する丸棒に試験片を巻き付け、被膜が剥離しない最小径で評価した。
Claims (3)
- 質量%で、C:0.01〜0.10%,Si:2.5〜4.5%,酸可溶性Al:40ppm以上 100ppm未満,N:30ppm以上 60ppm未満,Sb:0.035〜0.30%,Mn:{0.04+Sb(%)}%以上 0.50%以下および(S+0.405Se):50ppm未満を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるけい素鋼スラブを、1250℃以下の温度で加熱後、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、1回または中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延を行い、ついで脱炭・一次再結晶焼鈍後、マグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程によって一方向性電磁鋼板を製造するに当たり、
a) 最終冷間圧延前の焼鈍後の冷却過程における800〜400℃間の平均冷却速度を20℃/s以上 50℃/s以下にする、
b) 焼鈍分離剤中に、マグネシア:100質量部に対して、Ti化合物をTi換算で0.3〜8質量部含有させる、
c) 二次再結晶焼鈍の昇温過程において、800℃以上 900℃以下の滞留時間を40時間以上 150時間以下とする
ことを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 請求項1において、焼鈍分離剤中にさらに、マグネシア:100質量部に対して、Sr化合物をSr換算で0.2〜5質量部含有させることを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
- 請求項1または2において、けい素鋼スラブが、さらに質量%で、Sn:0.03〜0.50%,Cu:0.03〜0.50%,Ni:0.03〜0.50%,Cr:0.03〜0.30%,P:0.01〜0.10%およびMo:0.005〜0.10%のうちから選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
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