JP5780378B1 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
そして、磁気特性の指標としては、磁場の強さ:800A/mにおける磁束密度B8および励磁周波数:50Hzの交流磁場で1.7Tまで磁化したときの鋼板1kgあたりの鉄損W17/50が主に用いられている。
例えば、特許文献2には、一次再結晶焼鈍板において、鋼板の表層近傍の集合組織が、Bungeのオイラー角表示で、φ1=0°、Φ=15°、φ2=0°の方位から10°以内、またはφ1=5°、Φ=20°、φ2=70°の方位から10°以内に極大方位を有し、かつ鋼板の中心層の集合組織が、同じくBungeのオイラー角表示で、φ1=90°、Φ=60°、φ2=45°の方位から5°以内に極大方位を有する場合に、安定して優れた磁気特性を示す二次再結晶焼鈍板が得られることが開示されている。
これらのインヒビターを用いる方法は、インヒビターの均一微細分散が理想状態であるが、その達成のためには熱延前のスラブ加熱を1300℃以上の高温で行わなければならない。しかしながら、高温スラブ加熱に伴い、スラブ結晶組織の過度な粗大化が起こる。スラブ組織は、主に熱延安定方位である{100}<011>方位であり、このようなスラブ組織の粗大化は、結果的に二次再結晶を大きく阻害し、磁気特性を大きく劣化させる原因となる。このため、インヒビターを用いた高温スラブ加熱型の方向性電磁鋼板では、熱延時のα−γ変態を利用して粗大スラブ組織を破壊する目的で、素材中にCを0.03〜0.08%程度含有させることが必須である。とはいえ、製品板中にCが残存すると製品板の磁気特性を著しく劣化させる。このため、熱延後のいずれかの工程において脱炭焼鈍を行い、製品板中のC量を0.003%以下程度に低減させることも必須となる。
しかしながら、この方法では、Al,N等のインヒビター元素を含有しているにもかかわらず、高温スラブ加熱を行っていないため、インヒビターの微細析出が起こらず、また上述したような窒化処理も施していないため、一次再結晶粒成長抑制力が不足し、磁気特性が劣化する問題があった。加えて、最終冷間圧延前の焼鈍後の冷却条件に規定がなく、固溶元素(C、N等)量の制御が不十分であった。
しかしながら、この方法でも、やはりAl,N等のインヒビター元素を含有しているにもかかわらず、高温スラブ加熱を行っていないため、インヒビターの微細析出が不十分であることから、一次再結晶粒成長抑制力が不足し、磁気特性が劣化する問題があった。加えて、最終冷間圧延前の焼鈍後の冷却条件に規定がなく、固溶元素(C、N等)量の制御が不十分であった。
その結果、最終冷間圧延前の鋼板の固溶C量を極限まで低減することによって製品板の磁気特性が格段に向上することを見出した。
具体的には、スラブ中のC量を質量%で0.0005%以上0.005%以下、Si量を質量%で2.0 以上4.5%以下の範囲に制限するとともに、最終冷間圧延の直前の加熱工程後の800〜200℃間の平均冷却速度を、スラブ中の固溶C量およびSi量との関係で適正範囲に制御することで、最終冷間圧延前の鋼板の時効指数AI(Aging Index)を70MPa以下とすることができ、これにより、磁気特性が向上することが明らかとなった。
1.質量%で、C:0.0005〜0.005%、Si:2.0〜4.5%、Mn:0.005〜0.3%、Sおよび/またはSe(合計):0.05%以下、sol.Al:0.010〜0.04%、N:0.005%以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを、1250℃以下に加熱後、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回以上の冷間圧延により最終板厚とし、ついで一次再結晶焼鈍を施し、さらに二次再結晶焼鈍を施す一連の工程によって方向性電磁鋼板を製造する方向性電磁鋼板の製造方法であって、
下記(1)式から算出される固溶C量パラメーターXを用い、最終冷間圧延の直前の加熱工程後の800〜200℃間の平均冷却速度R(℃/s)を、下記(2)式から算出される上限平均冷却速度RH以下とすることで、最終冷間圧延前の鋼板の時効指数AIを70MPa以下とする方向性電磁鋼板の製造方法。
記
X=[%Si]/28.09+100[%C]/12.01 ・・・(1)
RH =10/X ・・・(2)
但し、(1)式中、[%M]はM元素の含有量を示す(質量%)
また、一次再結晶焼鈍の500〜700℃間の平均昇温速度を10℃/s以上100℃/s以下に調整することで、磁束密度B8が1.93T以上という優れた磁気特性を得ることができる。
さらに、追加インヒビター処理を施した場合には、磁束密度B8がそれぞれ1.94T以上、さらには1.95T以上という極めて優れた磁気特性を得ることができる。
しかも、いずれの場合も磁区細分化処理後の鉄損W17/50が0.70W/kg 以下という優れた鉄損特性を達成することができる。
さらに特筆すべきは、スラブ加熱温度の低温化、また場合によっては脱炭焼鈍の省略化、さらにコイルの長手方向、幅方向および板厚方向での均一組織化による製品歩留りの向上により、低コスト化を達成できる。
加えて、低C化による圧延荷重低減により極薄材の製造が可能となり、コストの増加なしに更なる低鉄損化が可能となる。
まず、本発明に至った実験について説明する。なお、鋼板成分に関する「%」表示は特に断らない限り質量%を意味するものとする。
残部はFe および不可避的不純物からなる3種類の鋼、鋼A(C:0.0037%、Si:2.81%、Mn:0.07%、S:0.006%、Se:0.006%、sol.Al:0.014%、N:0.0044%)、鋼B(C:0.0019%、Si:3.59%、Mn:0.08%、S:0.003%、Se:0.009%、sol.Al:0.028%、N:0.0026%)および鋼C(C:0.0043%、Si:3.85%、Mn:0.05%、S:0.002%、Se:0.016%、sol.Al:0.022%、N:0.0030%)のスラブを、1200℃に加熱したのち、2.4mm厚まで熱間圧延した。ついで、1050℃で60sの熱延板焼鈍後、800〜200℃間を平均冷却速度:20〜100℃/sで冷却したのち、0.23mm厚まで冷間圧延してから、800℃で60sの一次再結晶焼鈍を施した。この一次再結晶焼鈍時の500〜700℃間の昇温速度は40℃/sとした。
ついで、鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1200℃で50時間の純化焼鈍を兼ねた二次再結晶焼鈍を行った。引き続き、リン酸塩系の絶縁張力コーティングの塗布、焼付けと鋼帯の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施して製品とし、それぞれの条件下での試験片を得た。
なお、時効指数AIについては、最終冷延前の鋼板の板厚全厚サンプルからJIS Z 2241 に準拠して5号引張試験片を切り出し、初期ひずみ速度1×10-3で公称ひずみ7.5%まで予ひずみを付与した後、100℃で30分の時効処理を施し、再度初期ひずみ速度1×10-3で引張試験を行い、時効後試験時の降伏応力(降伏点現象が起こる場合は下降伏点)から7.5%予ひずみ付与時の引張応力を減じた値とした。
X=[%Si]/28.09+100[%C]/12.01 ・・・ (1)
RH =10/X ・・・ (2)
図1に示したとおり、固溶C量パラメーターXが減少するにつれて時効指数AIは低減した。そして、熱延板焼鈍後の800〜200℃間の平均冷却速度RがR≦RHを満足する場合には、時効指数AIは70MPa以下となった。
一次再結晶焼鈍板の結晶方位については、板厚中心層まで研磨して減厚したサンプルを10%硝酸で30秒間エッチングし、X線シュルツ法にて(110)、(200)、(211)面を測定し、そのデータからODF(Orientation Distribution Function)解析を行い、各結晶方位の強度を算出した。解析にはResMat 社のソフトウェアTextoolsを用い、ADC(Arbitrarily Defined Cell)法で算出した。ランダム強度に対する{554}<225>方位の強度比については、Bungeのオイラー角表示で(φ1、Φ、φ2)=(90、60、45)、また{111}<110>方位の強度比については(φ1、Φ、φ2)=(60、55、45)とした。
図2に示したとおり、熱延板焼鈍板の時効指数AIの低減に伴い、一次再結晶焼鈍板の板厚中心層の{554}<225>強度が増加し、{554}<225>強度の{111}<110>強度に対する比も増加した。
図3に示したとおり、熱延板焼鈍板の時効指数AIの低減に伴い、磁束密度は向上した。特に、AI≦70MPaに制御することで磁束密度B8≧1.93Tとなった。
C:0.0035%、Si:3.18%、Mn:0.06%、sol.Al:0.025%、N:0.0022%、S:0.003%およびSe:0.015%を含有し、残部はFe および不可避的不純物からなる種々のスラブを、1240℃に加熱したのち、2.5mmの厚みまで熱間圧延した。ついで、1000℃で60sの熱延板焼鈍後、800〜200℃間を、平均冷却速度:30℃/sで冷却した。ここで、X=[%Si]/28.09+100[%C]/12.01 とすると、鋼組成から算出される熱延板焼鈍後の800〜200℃間の本発明の上限平均冷却速度RH(=10/X)は70℃/sとなる。ついで、0.23mm 厚まで冷間圧延してから、800℃で20sの一次再結晶焼鈍を施した。一次再結晶焼鈍時における500〜700℃間の昇温速度を、10〜300℃/sの範囲で種々変化させた。
ついで、鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1200℃で50時間の純化焼鈍を兼ねた二次再結晶焼鈍を行った。引き続き、リン酸塩系の絶縁張力コーティングの塗布、焼付けと鋼帯の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施して製品とし、それぞれの条件下での試験片を得た。
同図に示されるとおり、一次再結晶焼鈍板の板厚中心層において{554}<225>強度比を12以上、かつ{554}<225>強度の{111}<110>強度に対する比を7以上とすることで、磁束密度(B8)≧1.93Tとなった。
加えて、一次再結晶焼鈍の500〜700℃間の平均昇温速度を100℃/s以下に調整し、一次再結晶焼鈍板の板厚中心層において、{554}<225>強度比を12以上、かつ{554}<225>強度の{111}<110>強度に対する比を7以上とすることで、さらに高磁束密度化できることが明らかとなった。
素材C量が低減すると、粒内の固溶C量が減少すると共に、粒界への炭化物の析出量が減少するため、粒界拘束力が低減する。その結果、冷間圧延時のせん断帯による局所変形領域が減少し、先鋭な冷間圧延集合組織が形成される。また、熱延板焼鈍後の800〜200℃間の冷却速度を、素材C量およびSi量より算出される上限平均冷却速度RH以下に制御することで、最終冷延前における鋼板の時効指数AIを効果的に低減させることができる。その結果、一次再結晶焼鈍において主方位である{554}<225>が先鋭化したものと考えられる。
一次再結晶焼鈍時には、圧延で蓄積されたエネルギーが各結晶方位で異なることから、蓄積エネルギーの高い方位から再結晶が開始することが知られている。一次再結晶焼鈍の昇温速度を増加させることはこの蓄積エネルギー差をなくす方向に作用し、一次再結晶集合組織はランダム化する方向であるため、本発明の技術思想とは逆の効果をもたらすことになる。よって、昇温速度は低速側が好ましく、本発明では、500〜700℃間における昇温速度が100℃/s以下であれば、良好な一次再結晶集合組織が形成されたものと考えられる。一方、昇温速度の下限については、連続焼鈍を想定して、短時間で一次再結晶が完了する速度が好ましく、この観点から10℃/sとした。
非特許文献1にあるように、高エネルギー粒界説による二次再結晶理論に立脚すれば、方位差角が25°〜40°の粒界が高易動度である。つまり、ゴス方位に対して25°〜40°を有する一次再結晶集合組織を形成することで二次再結晶時に先鋭なゴス方位が選択されることになる。ゴス方位に対する方位差角は、{554}<225>については29.5°、{111}<110>については46.0°である。一方、ゴス方位からND//<110>を軸として20°回転した方位に対する方位差角は、{554}<225>については35.5°、{111}<110>については36.6°である。つまり、{111}<110>一次再結晶粒の存在は、二次再結晶核選択時にゴス方位からND//<110>を軸としてずれた方位粒の選択を促進することになり、製品板の磁気特性の劣化を引き起こす。よって、二次再結晶焼鈍板の高磁束密度化を達成するには、{554}<225>一次再結晶粒を増加させると共に、{111}<110>を減少させることが本質であると考えられる。
C:0.0005%以上0.005%以下
Cは、本発明における特徴の1つである。前述したとおり、特性の向上および脱炭焼鈍の省略等の観点からからは、C量は低ければ低いほど好ましいので、0.005%以下に限定した。一方、成分調整時の脱炭負荷増大によるコストアップおよび現代における精錬技術を考慮し、現実的な含有量として0.0005%を下限とした。ただし、0.005%を超える場合も、最終冷間圧延前に析出処理、具体的には100〜500℃で長時間焼鈍したのち、炉冷程度の徐冷を施すことで固溶C量を低減することができれば、本発明と同等の効果を発揮することができる。
Siは、鋼の電気抵抗を増大させ、鉄損の一部を構成する渦電流損を低減するのに極めて有効な元素である。鋼板に、Siを添加していった場合、含有量が11%までは、電気抵抗が単調に増加するものの、含有量が4.5%を超えたところで、加工性が著しく低下する。一方、含有量が2.0%未満では、電気抵抗が小さくなり良好な鉄損特性を得ることができない。そのため、Si量は2.0%以上4.5%以下とした。
Mnは、SやSeと結合してMnSやMnSeを形成し、これらのMnSやMnSeが二次再結晶焼鈍の昇温過程において正常粒成長を抑制するインヒビターとして作用する。しかしながら、Mn 量が0.005%に満たないと、インヒビターの絶対量が不足するために、正常粒成長の抑制力不足となる。一方、Mn 量が0.3%を超えると、熱延前のスラブ加熱過程において、Mn を完全固溶させるためには高温でのスラブ加熱が必要となるだけでなく、インヒビターが粗大析出してしまうために、正常粒成長の抑制力が低下する。そのため、Mn量は0.005%以上0.3%以下とした。
SおよびSeは、Mnと結合してインヒビターを形成するが、1種または2種の合計含有量が0.001%未満では、微量インヒビターとしての絶対量が不足し、正常粒成長の抑制力不足となるので、SやSeは0.001%以上含有させることが好ましい。一方、含有量が0.05%を超えると、二次再結晶焼鈍において、脱S、脱Seが不完全となるため、鉄損劣化を引き起こす。そのため、SおよびSeのうちから選んだ1種または2種は、合計量で0.05%以下とした。なお、SやSeの添加効果をより効果的に発揮させるためには0.01%以上とすることが好ましい。
sol.Alは、二次再結晶焼鈍の昇温過程において、AlNが正常粒成長を抑制する上でのインヒビターの働きをするため、方向性電磁鋼板においては重要な元素である。しかし、sol.Alの含有量が0.01%に満たないと、インヒビターの絶対量が不足するために、正常粒成長の抑制力不足となる。一方、sol.Alの含有量が0.04%を超えるとAlNが粗大析出してしまうために、やはり正常粒成長の抑制力が不足する。そのため、sol.Alは0.01%以上0.04%以下とした。
Nは、Alと結合してインヒビターを形成するが、スラブ段階では極力低減することで固溶Al量を増加させることが重要である。そうすることで、追加インヒビター処理の窒化処理によるインヒビター抑制力強化を効果的に発揮することができる。よって、Nは0.005%以下とした。
Ni:0.005%以上1.5%以下
Niは、オーステナイト生成元素であるため、オーステナイト変態を利用することで熱延板組織を改善し、磁気特性を向上させる上で有用な元素である。しかしながら、含有量が0.005%未満では、磁気特性の向上効果が小さく、一方含有量が1.5%超では、加工性が低下するため通板性が悪くなるほか、二次再結晶が不安定となり磁気特性が劣化するので、Niは0.005〜1.5%の範囲とした。
Sn、Sb、Cu、Cr、PおよびMoはいずれも、磁気特性向上に有用な元素である。しかしながら、それぞれの含有量が上記範囲の下限値に満たないと、磁気特性の改善効果が乏しく、一方それぞれの含有量が上記範囲の上限値を超えると、二次再結晶が不安定になり磁気特性の劣化を招く。従って、Snは0.005%以上0.50%以下、Sb は0.005%以上0.50%以下、Cu は0.005%以上1.5%以下、Crは0.005%以上0.10%以下、Pは0.005%以上0.50%以下およびMoは0.005%以上0.50%以下の範囲でそれぞれ含有させることにした。
Ti、NbおよびVはいずれも、炭化物および窒化物として析出し、固溶CおよびNの低減に有効な元素である。しかしながら、それぞれの含有量が上記範囲の下限値に満たないと、磁気特性改善効果が乏しく、一方それぞれの含有量が上記範囲の上限値を超えると、製品板に残存した当該元素から成る析出物が鉄損の劣化を引き起こす。従って、Tiは0.001%以上0.1%以下、Nbは0.001%以上0.1%以下およびVは0.001%以上0.1%以下の範囲でそれぞれ含有させることにした。
上記の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱後、熱間圧延を行う。スラブ加熱温度は1250℃以下とする。スラブ加熱温度の低温化に伴い、スラブ粒径の微細化および熱間圧延時の蓄積ひずみ量が増大するため、熱延板組織の微細化に有効となるためである。
熱延板焼鈍の均熱温度が800℃未満では、熱延板組織の改善が完全ではなく、未再結晶部が残存するため、所望の組織を得ることができないおそれがある。一方、均熱温度が1200℃超では、AlN、MnSeおよびMnSの溶解が進行し、二次再結晶過程でインヒビターの抑制力が不足して、二次再結晶しなくなる結果、磁気特性の劣化を引き起こすこととなる。従って、熱延板焼鈍の均熱温度は800℃以上1200℃以下とすることが好ましい。
また、均熱時間を2sに満たないと、高温保持時間が短いために、未再結晶部が残存し、所望の組織を得ることができなくなるおそれがある。一方、均熱時間が300sを超えると、AlN、MnSeおよびMnSの溶解が進行し、微量インヒビターの効果が弱まり、窒化処理前組織の不均質化が進行する結果、二次再結晶焼鈍板の磁気特性が劣化する。従って、熱延板焼鈍の均熱時間は2s以上300s以下とすることが好ましい。
なお、冷却時における平均冷却速度を制御すべき温度域を800〜200℃間としたのは、この温度域が炭化物(Fe3C,ε-カーバイド等)や窒化物(AlN,Si3N4等)の析出温度域だからである。この温度域における平均冷却速度を調整することによって、CやNの固溶を効果的に低減できる。
磁区細分化処理としては、公知の全ての耐熱型または非耐熱型の磁区細分化処理が適用できるが、二次再結晶焼鈍後の鋼板表面に電子ビームまたはレーザーを照射する方法を用いれば、鋼板板厚内部まで磁区細分化効果を浸透させることができるので、エッチング法などの他の磁区細分化処理よりも極めて低い鉄損特性を得ることができる。
表1に示す成分組成からなる鋼スラブを、1180℃に加熱したのち、2.3mm厚まで熱間圧延した。ついで、1020℃で60sの熱延板焼鈍後、800〜200℃間を平均冷却速度:40℃/sで冷却したのち、0.23mm厚まで冷間圧延してから、湿水素−窒素混合雰囲気中にて820℃で120sの一次再結晶焼鈍を施した。この一次再結晶焼鈍時における500〜700℃間の昇温速度は20℃/sとした。
ついで、鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1180℃で50時間の純化焼鈍を兼ねた二次再結晶焼鈍を行い、引き続きリン酸塩系の絶縁張力コーティングの塗布、焼付けと鋼帯の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施して製品とした。
かくして得られた製品の磁気特性について調べた結果を、表1に併記する。また、表1には、最終冷間圧延前鋼板、すなわち熱延板焼鈍板の時効指数AIおよび一次再結晶焼鈍後の板厚中心層の集合組織について調べた結果も併せて示す。
表1中、No.3および、No.4の鋼スラブを、1220℃に加熱したのち、表2に示す種々の厚みまで熱間圧延した。ついで、1050℃で30sの熱延板焼鈍後、800〜200℃間を平均冷却速度:20℃/sで冷却したのち、0.20mm厚まで冷間圧延してから、湿水素−窒素混合雰囲気中にて820℃で120sの一次再結晶焼鈍を施した。この一次再結晶焼鈍時における500〜700℃間の昇温速度は30℃/sとした。
ついで、鋼板表面にMgOおよびMgO:100質量部に対して10質量部のMgSO4を添加した焼鈍分離剤を塗布してから、1180℃で50時間の純化焼鈍を兼ねた二次再結晶焼鈍を行い、引き続きリン酸塩系の絶縁張力コーティングの塗布、焼付けと鋼帯の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施して製品とした。
かくして得られた製品の磁気特性について調べた結果を、表2に併記する。また、表2には、熱延板焼鈍板の時効指数AIおよび一次再結晶焼鈍後の板厚中心層の集合組織について調べた結果も併せて示す。
表3に示す種々の成分組成からなる鋼スラブを、1220℃に加熱したのち、2.7mm厚まで熱間圧延した。ついで、1回目の冷間圧延により2.2mmの中間厚まで圧延したのち、950℃で60sの中間焼鈍後、800〜200℃間を平均冷却速度:40℃/sで冷却し、ついで2回目の冷間圧延により0.23mmの最終厚みとしたのち、840℃で10sの一次再結晶焼鈍を施した。この一次再結晶焼鈍時における500〜700℃間の昇温速度は40℃/sとした。
その後、シアン酸塩浴中で600℃で3分の窒化処理を施した。ついで、鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1200℃で50時間の純化焼鈍を兼ねた二次再結晶焼鈍を行い、引き続きリン酸塩系の絶縁張力コーティングの塗布、焼付けと鋼帯の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施して製品とした。
かくして得られた製品の磁気特性について調べた結果を、表4に示す。また、表4には、熱延板焼鈍板の時効指数AIおよび一次再結晶焼鈍後の板厚中心層の集合組織について調べた結果も併せて示す。
表3,4に示したNo.3および12のサンプルについて、表5に示す磁区細分化処理の効果を確認する実験を行った。
なお、エッチングは、冷延鋼板の片面について、幅:80μm、深さ:15μm、圧延方向間隔:5mmの溝を圧延直角方向に形成した。ついで、840℃で20sの一次再結晶焼鈍を施した。この一次再結晶焼鈍時の500〜700℃間の昇温速度は30℃/sとした。ついで、アンモニアと窒素と水素の混合雰囲気中にて750℃で30sのガス窒化処理を施した。その後、鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1180℃で50時間の純化焼鈍を兼ねた二次再結晶焼鈍を行い、続いてリン酸塩系の絶縁張力コーティングの塗布、焼付けと鋼帯の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施して製品とした。
また、電子ビームは、平坦化焼鈍後の鋼板の片面について、加速電圧:80kV、照射間隔:4mm、ビーム電流:3mAの条件で圧延直角方向に連続照射した。
さらに、連続レーザーは、平坦化焼鈍後の鋼板の片面について、ビーム径:0.3mm、出力:200W、走査速度:100m/s、照射間隔:4mmの条件で圧延直角方向に連続照射した。
かくして得られた製品の磁気特性について調べた結果を、表5に併記する。
Claims (10)
- 質量%で、C:0.0005〜0.005%、Si:2.0〜4.5%、Mn:0.005〜0.3%、Sおよび/またはSe(合計):0.05%以下、sol.Al:0.010〜0.04%、N:0.005%以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを、1250℃以下に加熱後、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回以上の冷間圧延により最終板厚とし、ついで一次再結晶焼鈍を施し、さらに二次再結晶焼鈍を施す一連の工程によって方向性電磁鋼板を製造する方向性電磁鋼板の製造方法であって、
下記(1)式から算出される固溶C量パラメーターXを用い、最終冷間圧延の直前の加熱工程後の800〜200℃間の平均冷却速度R(℃/s)を、下記(2)式から算出される上限平均冷却速度RH以下とすることで、最終冷間圧延前の鋼板の時効指数AIを70MPa以下とする方向性電磁鋼板の製造方法。
記
X=[%Si]/28.09+100[%C]/12.01 ・・・(1)
RH =10/X ・・・(2)
但し、(1)式中、[%M]はM元素の含有量を示す(質量%) - 前記一次再結晶焼鈍の500〜700℃間の平均昇温速度を10℃/s以上100℃/s以下に調整することにより、一次再結晶焼鈍板の板厚中心層の集合組織について、ランダム強度に対する{554}<225>強度の比を12以上、かつ{554}<225>強度の{111}<110>強度に対する比を7以上とする請求項1に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記鋼スラブが、質量%でさらに、Ni:0.005〜1.5%、Sn:0.005〜0.50%、Sb:0.005〜0.50%、Cu:0.005〜1.5%、Cr:0.005〜0.10%、P:0.005〜0.50%およびMo:0.005〜0.50%のうちから選んだ1種または2種以上を含有する請求項1または2に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記鋼スラブが、質量%でさらに、Ti:0.001〜0.1%、Nb:0.001〜0.1%およびV:0.001〜0.1%のうちから選んだ1種または2種以上を含有する請求項1〜3のいずれか一項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記一次再結晶焼鈍から前記二次再結晶焼鈍までのいずれかの段階で追加インヒビター処理を施す請求項1〜4のいずれか一項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記追加インヒビター処理として、窒化処理を施す請求項5に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記追加インヒビター処理として、二次再結晶焼鈍前に鋼板に塗布する焼鈍分離剤中に、硫化物、硫酸塩、セレン化物およびセレン酸塩のうちから選んだ一種または二種以上を添加する請求項5に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記最終冷間圧延以降のいずれかの段階で、磁区細分化処理を施す請求項1〜7のいずれか一項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記磁区細分化処理が、二次再結晶焼鈍後の鋼板への電子ビーム照射によるものである請求項8に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記磁区細分化処理が、二次再結晶焼鈍後の鋼板へのレーザー照射によるものである請求項8に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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