方向性電磁鋼板の製造方法とその製造方法に用いる脱炭焼鈍炉
【課題】方向性電磁鋼板の製造において、脱炭焼鈍の昇温過程の急速加熱領域を、誘導加熱装置を用いて制御して磁束密度の高い方向性電磁鋼板を安定して製造する方法を提案する。
【解決手段】珪素鋼素材を、熱間圧延し、熱延板を焼鈍し、次いで一回の冷間圧延または焼鈍を介して複数の冷間圧延を施して最終板厚の鋼板とし、その鋼板を脱炭焼鈍した後、窒化処理し、焼鈍分離剤を塗布して仕上げ焼鈍を施すことにより方向性電磁鋼板を製造する際に、前記鋼板を脱炭焼鈍する際の昇温過程において、脱炭焼鈍炉内に複数の誘導加熱装置を直列に配置することにより、鋼板温度が５５０℃から７２０℃にある間の加熱速度の範囲を厳密に制御する。
【解決手段】珪素鋼素材を、熱間圧延し、熱延板を焼鈍し、次いで一回の冷間圧延または焼鈍を介して複数の冷間圧延を施して最終板厚の鋼板とし、その鋼板を脱炭焼鈍した後、窒化処理し、焼鈍分離剤を塗布して仕上げ焼鈍を施すことにより方向性電磁鋼板を製造する際に、前記鋼板を脱炭焼鈍する際の昇温過程において、脱炭焼鈍炉内に複数の誘導加熱装置を直列に配置することにより、鋼板温度が５５０℃から７２０℃にある間の加熱速度の範囲を厳密に制御する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、軟磁性材料として変圧器等の電気機器の鉄芯として用いられる方向性電磁鋼板を製造する方法及びその製造に用いる脱炭焼鈍炉に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
方向性電磁鋼板は、｛１１０｝＜００１＞方位に集積した結晶粒により構成されたＳｉを７％以下含有した鋼板である。そのような方向性電磁鋼板の製造における結晶方位の制御は、二次再結晶とよばれるカタストロフィックな粒成長現象を利用して達成される。
【０００３】
この二次再結晶を制御するための一つの方法として、インヒビターとよばれる微細析出物を熱間圧延前のスラブ加熱時に完全固溶させた後に、熱間圧延及びその後の焼鈍工程で微細析出させる方法が工業的に実施されている。この方法では、析出物を完全固溶させるために、１３５０℃ないし１４００℃以上の高温で加熱する必要があり、この温度は普通鋼のスラブ加熱温度に比べて約２００℃高く、そのための専用の加熱炉が必要であり、また、溶融スケール量が多い等の問題がある。
【０００４】
そこで、低温スラブ加熱による方向性電磁鋼板の製造について研究開発が進められた。
低温スラブ加熱による製造方法として、例えば小松らは、窒化処理により形成した（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎをインヒビターとして用いる方法を特許文献１で開示している。また、小林らは、その際の窒化処理の方法として、脱炭焼鈍後にストリップ状で窒化する方法を特許文献２で開示しており、本発明者らも、非特許文献１で、ストリップ状で窒化する場合の窒化物の挙動を報告している。
【０００５】
そして、本発明者らは、そのような低温スラブ加熱による方向性電磁鋼板の製造方法においては、脱炭焼鈍時にインヒビターが形成されていないので、脱炭焼鈍における一次再結晶組織の調整が二次再結晶を制御する上で重要であり、一次再結晶粒組織の粒径分布の変動係数が０．６より大きくなり粒組織が不均一になると二次再結晶が不安定になるということを特許文献３で示し、さらに、脱炭焼鈍における一次再結晶組織の調整について、特許文献４で、脱炭焼鈍の昇温過程における急速加熱を開始する温度を適切に選定して、一次再結晶集合組織に影響を与えずに一次再結晶組織の粒径調整を行うことにより製品の磁気特性を安定化できることを開示した。
【０００６】
また、本発明者らは、一次再結晶組織中の｛４１１｝方位粒が｛１１０｝＜００１＞二次再結晶粒の優先成長に影響を及ぼすことを見い出し、特許文献５、６において、脱炭焼鈍工程の昇温過程の加熱速度を制御し、脱炭焼鈍後の一次再結晶集合組織の粒組織においてＩ｛１１１ ｝／Ｉ｛４１１ ｝の比率を３以下に制御し、その後窒化処理を行いインヒビターを強化することにより磁束密度の高い方向性電磁鋼板が工業的に安定的に製造できることを示した。
ここで、Ｉ｛１１１ ｝及びＩ｛４１１ ｝はそれぞれ｛１１１｝及び｛４１１｝面が板面に平行である粒の割合であり、Ｘ線回折測定により板厚１／１０層において測定された回折強度値を表している。
【０００７】
そして、これらの文献では、脱炭焼鈍の昇温過程の急速加熱温度範囲と加熱速度について、特許文献４では、６５０℃までは平均加熱速度１０〜４０℃／秒で加熱し、引き続いて焼鈍温度まで６０℃／秒以上の加熱速度で加熱して一次再結晶組織の平均粒径を調整することが、また、特許文献６では、６００℃以下の領域から７５０〜９００℃の範囲内の所定の温度まで４０℃／秒以上（好ましくは７５℃／秒以上１２５℃／秒以下）の加熱速度で加熱することがそれぞれ記載されている。
【０００８】
上記方法においては、７５０〜９００℃の範囲内の所定の温度まで４０℃／秒以上の現状よりも速い加熱速度で加熱する必要がある。そのための加熱手段について、特許文献５には、従来の通常輻射熱を利用したラジアントチューブ等による脱炭焼鈍設備を改造した設備、レーザー等の高エネルギー熱源を利用する方法、誘導加熱、通電加熱装置等が例示されているが、これらの加熱方法の中で、とりわけ、誘導加熱が、加熱速度の自由度が高く、鋼板と非接触に加熱でき、脱炭焼鈍炉内への設置が比較的容易である等の点から有利である。
ところが、脱炭焼鈍の昇温過程において、実際に誘導加熱装置を用いて電磁鋼板を加熱処理した場合、特許文献６の結果から推察されるほど磁束密度向上効果がない場合があることが判明した。
【０００９】
【特許文献１】特公昭６２ー４５２８５号公報
【特許文献２】特開平２−７７５２５号公報
【特許文献３】特公平８−３２９２９号公報
【特許文献４】特開平１０−３１０８２２公報
【特許文献５】特開平９−２５６０５１号公報
【特許文献６】特開２００２−６０８４２公報
【非特許文献１】「Materials Science Forum」 204-206 (1996) 、pp593-598
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、方向性電磁鋼板を製造する際、脱炭焼鈍後の一次再結晶組織を改善するために、脱炭焼鈍の昇温過程における加熱速度を誘導加熱装置を用いて制御することにより、磁束密度の高い方向性電磁鋼板を安定して製造する方法及びその方法に使用する脱炭焼鈍炉を提案することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記の課題を解決するために、本発明は次のようにしたことを特徴とする。
請求項１に係る方向性電磁鋼板の製造方法の発明は、珪素鋼素材を熱間圧延した後、焼鈍し、一回の冷間圧延または焼鈍を介して複数の冷間圧延を施して最終板厚の鋼板とし、その鋼板を脱炭焼鈍した後、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施すとともに、脱炭焼鈍から仕上げ焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板の窒素量を増加させる処理を施すことよりなる方向性電磁鋼板の製造方法において、前記最終板厚の鋼板を脱炭焼鈍する際の昇温過程において、脱炭焼鈍炉内に直列に配置された複数の誘導加熱装置を用いて、鋼板温度が５５０℃から７２０℃にある間を４０〜４００℃／秒を満たす加熱速度で加熱することを特徴とする。
【００１２】
請求項２に係る方向性電磁鋼板の製造方法の発明は、前記請求項１に係る発明において、質量％で、Ｓｉ：０．８〜７％、Ｃ：０．０８５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、Ｎ：０．０１２％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる珪素鋼素材を、１２８０℃以下の温度で加熱した後に熱間圧延することを特徴とする。
【００１３】
請求項３に係る方向性電磁鋼板の製造方法の発明は、前記請求項１または２に係る発明において、脱炭焼鈍する際の昇温過程において、脱炭焼鈍炉内に直列に配置された複数の誘導加熱装置を用いて、鋼板温度が５５０℃から７２０℃にある間を５０〜２５０℃／秒を満たす加熱速度で加熱することを特徴とする。
【００１４】
請求項４に係る方向性電磁鋼板の製造方法の発明は、前記請求項１または２に係る発明において、脱炭焼鈍する際の昇温過程において、脱炭焼鈍炉内に直列に配置された複数の誘導加熱装置を用いて、鋼板温度が５５０℃から７２０℃にある間を７５〜１２５℃／秒を満たす加熱速度で加熱することを特徴とする。
【００１５】
請求項５に係る方向性電磁鋼板の製造方法の発明は、前記請求項１〜４のいずれか１項に係る発明において、前記鋼板を脱炭焼鈍する際、その昇温過程において前記加熱速度で加熱する温度範囲をＴｓ（℃）から７２０℃としたときに、室温から５００℃までの加熱速度Ｈ（℃／秒）に応じて以下のＴｓ（℃）から７２０℃までの範囲とすることを特徴とする。
Ｈ≦１５： Ｔｓ≦５５０
１５＜Ｈ： Ｔｓ≦６００
【００１６】
請求項６に係る方向性電磁鋼板の製造方法の発明は、前記請求項２〜５のいずれか１項に係る発明において、珪素鋼素材が、さらに、質量％で、Ｍｎ：１％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｃｕ：０．４％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｓｎ：０．３％以下、Ｓｂ：０．３％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｓ及びＳeを合計で０．０１５％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【００１７】
請求項７に係る脱炭焼鈍炉の発明は、請求項１〜６のいずれかの発明の方向性電磁鋼板を製造するための脱炭焼鈍炉であって、昇温ゾーンに複数の誘導加熱装置を直列に配置したことを特徴とする。
【００１８】
請求項８に係る脱炭焼鈍炉の発明は、請求項７に記載の発明において、低温域の誘導加熱装置の加熱速度と高温域の誘導加熱装置の加熱速度を独立に制御できるようにしたことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１９】
請求項１〜４に係る発明では、低温スラブ加熱による方向性電磁鋼板の製造において、脱炭焼鈍の昇温過程での加熱速度の制御範囲の上限および下限を、複数の誘導加熱装置を用いることによって厳密に制御して脱炭焼鈍後の一次再結晶後の粒組織を二次再結晶にとって望ましいものにすることができるから、磁気特性の優れた方向性電磁鋼板をより容易に得ることができる。
【００２０】
請求項５に係る発明では、脱炭焼鈍の昇温過程において、加熱速度を制御する開始温度を、該開始温度までの低温域の加熱速度を調整することによって高め、それによって加熱速度を制御する必要がある温度範囲を縮小することができる。
【００２１】
請求項６に係る発明では、添加元素に応じてさらに磁気特性などが改良された方向性電磁鋼板を製造することができる。
請求項７、８に係る発明では、請求項１〜５に係る発明の製造方法の実施に効果的な装置を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
本発明者らは、上記の課題を解決するために、脱炭焼鈍の昇温過程において、誘導加熱装置を用いて加熱した場合の加熱状況の調査を行った。
その結果、誘導加熱装置を用いて電磁鋼板を加熱した場合、低温域と高温域において加熱速度が大幅に変化することが判明した。誘導加熱装置によって電磁鋼板を加熱した場合、キューリ点付近の温度になると渦電流の電流浸透深さが深くなり、帯状鋼板の巾方向断面の表層部を一周している渦電流の表裏相殺が発生し、渦電流が流れなくなるため、キューリ点近傍の温度域での加熱効率が急激に低下し、それによって加熱速度が大幅に変化するものと考えられる。誘導加熱の加熱効率は透磁率に概ね比例すると考えられるが、透磁率は、図１に示すようにキューリ点近傍で急激に低下してしまう。そのために加熱速度もキューリ点近傍で急激に低下してしまい、広い温度域で一定の加熱速度を制御することが困難となる。
【００２３】
そこで、脱炭焼鈍の昇温過程において、磁束密度を高めることができる加熱速度について詳細に調べるとともに、誘導加熱装置を用いてそのような加熱速度範囲に制御できる手段についての検討を行った。
本発明者らは、質量で、Ｓｉ：０．８〜７％、Ｃ：０．０８５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、Ｎ：０．０１２％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる珪素鋼素材を、１２８０℃以下の温度で加熱した後に熱間圧延し、得られた熱延板を焼鈍し、次いで一回の冷間圧延または焼鈍を介して複数の冷間圧延を施して最終板厚の鋼板とし、その鋼板を脱炭焼鈍した後、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施すとともに、脱炭焼鈍から仕上げ焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施すことにより方向性電磁鋼板を製造する際に、脱炭焼鈍工程の昇温過程における組織変化の大きな５５０℃から７２０℃の温度域の加熱速度の上限と下限を、ある範囲に厳密に制御する必要があること、また、その際の加熱速度の制御を誘導加熱で行う場合の手段として、複数の誘導加熱装置を直列に配置して、低温域およびキューリ点付近の温度域の加熱をそれぞれ制御することにより、脱炭焼鈍後の一次再結晶集合組織（｛４１１｝、｛１１１｝など）を制御して、磁気特性の優れた二次再結晶組織を安定に発達させることができるという知見を得て、本発明を完成させた。
【００２４】
以下に、その知見が得られた実験について説明する。
質量％で、Ｓｉ：３．３％、Ｃ：０．０５５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８％、Ｎ：０．００８％、Ｍｎ：０．１％、Ｓ：０．００７％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、２．３ｍｍ厚に熱間圧延し、その後、１１２０℃に加熱して再結晶させた後、９００℃の温度で焼鈍する２段階の熱延板焼鈍を施し、その熱延試料を０．２２ｍｍ厚まで冷間圧延した後、通電加熱装置を用いて１５℃／秒の加熱速度で５５０℃まで加熱し、組織変化の大きな５５０℃から７２０℃の温度域の加熱速度を種々変更し、その後１５℃／秒の加熱速度でさらに加熱して８３０℃の温度で脱炭焼鈍し、続いて、アンモニア含有雰囲気で焼鈍して鋼板中の窒素を増加させる窒化処理を行い、次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上げ焼鈍を行った。
【００２５】
図２に脱炭焼鈍時の５５０〜７２０℃の温度域の加熱速度と仕上げ焼鈍後の試料の磁束密度Ｂ８の関係を示す。
図２より、今回の試料においては、脱炭焼鈍の昇温過程における５５０℃から７２０℃の温度範囲において、この温度範囲内の各温度における加熱速度を４０〜４００℃／秒に制御すると、１．９１Ｔ以上の磁束密度（Ｂ８）を有する電磁鋼板が得られることがわかる。そして、加熱速度を５０〜２５０℃／秒の範囲に制御すれば約０．０１５Ｔの更なる磁束密度（Ｂ８）の向上が、さらに、加熱速度を７５〜１２５℃／秒の範囲に厳密に制御すれば０．０１５Ｔ以上の磁束密度（Ｂ８）の向上が可能であることがわかる。
【００２６】
次に、加熱をするための手段としては、脱炭焼鈍炉の昇温ゾーンに誘導加熱装置を配置して、ラジアントチューブやエレマによる輻射加熱装置と誘導加熱装置とを組み合わせて加熱できるようにすれば、製品の磁気特性が向上する上述の加熱速度範囲に厳密に制御することが可能であり、磁気特性の優れた二次再結晶組織を安定に発達させることができることを確認した。
誘導加熱装置としては、５５０〜７２０℃の温度域範囲で、透磁率の高い低温域と透磁率の低いキューリ点近傍の高温域において、それぞれに異なるコイル形状の誘導加熱装置を配置したり、それぞれの温度域の誘導加熱装置の出力を独立に制御する手段を講じたりすることによって、この温度域の加熱速度を所望の範囲に制御することができる。
【００２７】
以上の知見に基づきなされた本発明につき、以下で順次説明する。
まず、本発明で用いる珪素鋼素材の成分の限定理由について説明する。
本発明では、少なくとも、質量％で、Ｓｉ：０．８〜７％、Ｃ：０．０８５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、Ｎ：０．０１２％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を基本とし、必要に応じて他の成分を含有する方向性電磁鋼板用の珪素鋼スラブを素材として用いることが好ましいが、その場合の各成分の含有範囲の限定理由は次のとおりである。
【００２８】
Ｓｉは、添加量を多くすると電気抵抗が高くなり、鉄損特性が改善される。しかし、７％を超えて添加されると冷延が極めて困難となり、圧延時に割れてしまう。より工業生産に適するのは４．８％以下である。また、０．８％より少ないと、仕上げ焼鈍時にγ変態が生じ、鋼板の結晶方位が損なわれてしまう。
【００２９】
Ｃは、一次再結晶組織を制御するうえで有効な元素であるが、磁気特性に悪影響を及ぼすので、仕上げ焼鈍前に脱炭する必要がある。Ｃが０．０８５％より多いと、脱炭焼鈍時間が長くなり、工業生産における生産性が損なわれてしまう。
【００３０】
酸可溶性Ａｌは、本発明においてＮと結合して（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎとして、インヒビターとしての機能を果すために必須の元素である。二次再結晶が安定する０．０１〜０．０６５％を限定範囲とする。
Ｎは、０．０１２％を超えると、冷延時、鋼板中にブリスターとよばれる空孔を生じるため、０．０１２％を超えないようにする。
【００３１】
本発明では、スラブの素材として、上記成分に加えて、必要に応じて、さらに、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃu、Ｐ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｎｉ、Ｓ、Ｓｅの少なくとも１種類を、質量％で、Ｍｎでは１％以下、Ｃｒでは０．３％以下、Ｃuでは０．４％以下、Ｐでは０．５％以下、Ｓｎでは０．３％以下、Ｓｂでは０．３％以下、Ｎｉでは１％以下、Ｓ及びＳｅを合計で０．０１５％以下の範囲で含有できる。すなわち、
Ｍｎは、比抵抗を高めて鉄損を低減させる効果がある。また、熱間圧延における割れの発生を防止する目的のために、Ｓ及びＳｅの総量との関係でＭｎ／（Ｓ＋Ｓｅ）≧４添加することが望ましい。しかしながら添加量が１％を超えると、製品の磁束密度が低下してしまう。
【００３２】
Ｃｒは、脱炭焼鈍の酸化層を改善し、グラス被膜形成に有効な元素であり、０．３％以下の範囲で添加する。０．３％を超えて添加すると脱炭に要する時間が長くなり、工業生産における生産性が損なわれてしまう。
Ｃｕは、比抵抗を高めて鉄損を低減させることに有効な元素である。添加量が０．４％を超えると鉄損低減効果が飽和するとともに、熱延時に「カッパーヘゲ」なる表面疵の原因になる。
【００３３】
Ｐは、比抵抗を高めて鉄損を低減させることに有効な元素である。添加量が０．５％を超えると圧延性に問題を生じる。
ＳｎとＳｂは、良く知られている粒界偏析元素である。本発明はＡｌを含有しているため、仕上げ焼鈍の条件によっては焼鈍分離剤から放出される水分によりＡｌが酸化されてコイル位置でインヒビター強度が変動し、磁気特性がコイル位置で変動する場合がある。この対策の一つとして、これらの粒界偏析元素の添加により酸化を防止する方法があり、そのためにそれぞれ０．３０％以下の範囲で添加できる。一方０．３０％を超えると脱炭焼鈍時に酸化されにくく、グラス皮膜の形成が不十分となるとともに、脱炭焼鈍性を著しく阻害する。
【００３４】
Ｎｉは比抵抗を高めて鉄損を低減させることに有効な元素である。また、熱延板の金属組織を制御して磁気特性を向上させるうえで有効な元素である。しかしながら、添加量が１％を超えると二次再結晶が不安定になる。
その他、ＳおよびSeは磁気特性に悪影響を及ぼすので総量で０．０１５％以下とすることが望ましい。
【００３５】
次に本発明の製造条件および製造に用いる手段について説明する。
上記の成分組成を有する珪素鋼スラブは、転炉または電気炉等により鋼を溶製し、必要に応じて溶鋼を真空脱ガス処理し、ついで連続鋳造もしくは造塊後分塊圧延することによって得られる。その後、熱間圧延に先だってスラブ加熱がなされる。本発明においては、スラブ加熱温度は１２８０℃以下として、上述の高温スラブ加熱の諸問題を回避する。
珪素鋼スラブは、通常は１５０〜３５０ｍｍの範囲、好ましくは２２０〜２８０ｍｍの厚みに鋳造されるが、３０〜７０ｍｍの範囲のいわゆる薄スラブであっても良い。薄スラブの場合は熱延板を製造する際に中間厚みに粗加工を行う必要がないという利点がある。
【００３６】
上述した温度にて加熱されたスラブは引続き熱間圧延され所要板厚の熱延板とされる。この熱延板を、１０００〜１１５０℃の所定の温度まで加熱して再結晶させた後、それより温度の低い８５０〜１１００℃で焼鈍することが、本発明のように脱炭焼鈍の加熱を誘導加熱で行う際に有効である。
【００３７】
一段目の焼鈍については、熱延板の再結晶を促進する観点からは５℃／秒以上、好ましくは１０℃／秒以上の加熱速度で行い、１１００℃以上の高温では０秒、１０００℃程度の低温では３０秒以上の時間焼鈍を行えば良い。また、二段目の焼鈍時間は２０秒以上、二段目の焼鈍後は、平均５℃／秒以上、好ましくは１５℃／秒以上の冷却速度で冷却すれば良い。
【００３８】
その後、一回もしくは焼鈍を挟んだ二回以上に冷間圧延により最終板厚とする。冷間圧延の回数は、望む製品の特性レベルとコストとを勘案して適宜選択される。冷間圧延に際しては、最終冷間圧延率を８０％以上とすることが、｛４１１｝や｛１１１｝等の一次再結晶方位を発達させる上で必要である。
【００３９】
冷間圧延後の鋼板は、鋼中に含まれるＣを除去するために湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を施す。その際、脱炭焼鈍後の粒組織においてＩ｛１１１ ｝／Ｉ｛４１１ ｝の比率を３以下とし、その後二次再結晶発現前に窒素を増加させる処理を行うことにより、磁束密度の高い製品を安定して製造することができる。
この脱炭焼鈍後の一次再結晶を制御する方法としては、脱炭焼鈍工程の昇温過程における加熱速度を調整することにより制御される。
【００４０】
加熱速度は、一次再結晶集合組織Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛４１１｝に大きな影響を及ぼす。一次再結晶では、結晶方位によって再結晶しやすさが異なるため、Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛４１１｝を３以下とするためには、｛４１１｝方位粒が再結晶しやすい加熱速度に制御する必要がある。｛４１１｝方位粒は１００℃／秒近傍の速度で一番再結晶しやすい。従って、加熱速度を４０〜４００℃／秒、さらに５０〜２５０℃／秒、さらには７５〜１２５℃／秒と厳密に制御するほど磁束密度の高い製品を安定して製造することができる。
【００４１】
この加熱速度で加熱する必要がある温度域は、基本的に５５０℃から７２０℃までの温度域である。もちろん、５５０℃以下の温度から上記の加熱速度範囲での急速加熱を開始してもよい。この加熱速度を高い加熱速度に維持すべき温度範囲の下限温度は、低温域での加熱サイクルの影響を受ける。そのため、急速加熱が必要な温度範囲を開始温度Ｔｓ（℃）から７２０℃としたときに、室温から５００℃までの加熱速度Ｈ（℃／秒）に応じて以下のＴｓ（℃）から７２０℃までの範囲とするのがよい。
Ｈ≦１５： Ｔｓ≦５５０
１５＜Ｈ： Ｔｓ≦６００
【００４２】
低温域の加熱速度が１５℃／秒の標準的な加熱速度の場合には、５５０℃から７２０℃の範囲を４０℃／秒以上の加熱速度で急速加熱する必要がある。低温域の加熱速度が１５℃／秒よりも遅い場合には、５５０℃以下の温度から７２０℃の範囲を４０℃／秒以上の加熱速度で急速加熱する必要がある。一方、低温域の加熱速度が１５℃／秒よりも速い場合には、５５０℃よりも高い温度で６００℃以下の温度から７２０℃までの範囲を４０℃／秒以上の加熱速度で急速加熱すれば十分である。例えば、室温から５０℃／秒で加熱した場合は、６００℃から７２０℃の範囲の昇温速度が４０℃／秒以上であればよい。
【００４３】
本発明では、脱炭焼鈍炉に複数の誘導加熱装置を直列に配置して、昇温途中の加熱速度を上記の適正範囲に厳密に制御することを特徴とする。
誘導加熱装置を用いると、加熱速度の自由度が高く、鋼板と非接触に加熱でき、脱炭焼鈍炉内への設置が比較的容易である等の点が、従来の通常輻射熱を利用したラジアントチューブ等による脱炭焼鈍設備を改造した設備、レーザー等の高エネルギー熱源を利用する方法、通電加熱装置に比べて有利である。
【００４４】
一台の誘導加熱装置を用いて電磁鋼板を加熱した場合、キューリ点付近の温度になると加熱効率が急激に低下してしまい低温域とキューリ点付近の高温域で加熱速度が大幅に変化して、上記の好適な加熱速度範囲内で鋼板を加熱することが困難になる。従って、脱炭焼鈍炉内において、キューリ点付近の高温域と低温域の加熱領域に、複数の誘導加熱装置を直列に配置することによって、全ての温度域における鋼板の加熱速度を好適な加熱速度範囲内とすることが本発明の特徴である。それぞれの誘導加熱装置は、その温度域での加熱速度が好適な加熱速度範囲内となるように独立に制御することが好ましい。
【００４５】
図３に、誘導加熱装置としてシングルターンの誘導加熱コイルを用い、脱炭焼鈍炉の昇温ゾーンにそれを２個直列に配置して、高温域用と低温域用にした例を示す（脱炭焼鈍炉自体は図示せず）。各誘導加熱コイル２、３は、例えば可変抵抗器５を介して交流電源４に接続されており、コイル毎に独立に出力を制御して、電磁鋼板１を所定の加熱速度で加熱できるようにする。
図３では、同形状のコイルを２個用いたが、高温域用と低温域用をそれぞれ複数のコイルで形成してもよく、また、高温域用と低温域用でコイル形状を変えてもよい。出力の調整手段も、この例に限らず、電流の周波数を変化させる手段であってもよい。誘導コイルの間には絶縁体を配置するのが好ましい。
【００４６】
本発明では、厳密に制御する必要がある温度域は５５０〜７２０℃であるので、低温から７２０℃までの加熱帯に複数の誘導加熱装置を配置して、鋼板を所定の加熱速度で加熱しても良いし、または、５５０〜７２０℃の温度領域のみ複数の誘導加熱装置を配置して、他の温度域の加熱はラジアントチューブ等の従来の加熱装置を配置して鋼板を所定の加熱速度で加熱してもよい。
【００４７】
また、上記の加熱速度の調整の効果を安定して発揮させるためには、特許文献６に示されているように、加熱した後に７７０〜９００℃の温度域で雰囲気ガスの酸化度（ＰH2O／ＰH2）を０．１５超１．１以下として鋼板の酸素量を２．３ｇ／ｍ2以下とすることが有効である。雰囲気ガスの酸化度が０．１５未満では鋼板表面に形成されるグラス被膜の密着性が劣化し、１．１を越えるとグラス被膜に欠陥が生じる。また、鋼板の酸素量を２．３ｇ／ｍ2以下とすることにより、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎインヒビタ−の分解を抑制して高い磁束密度を有する方向性電磁鋼板の製品が安定して製造できる。
【００４８】
また、脱炭焼鈍において、鋼板の酸素量を２．３ｇ／ｍ2以下とすると同時に、特許文献３に示されているように、一次再結晶粒径が１５μm 以上となるようすることにより、二次再結晶をより安定して発現でき、さらに優れた方向性電磁鋼板を製造することができる。
【００４９】
窒素を増加させる窒化処理としては、脱炭焼鈍に引き続いて、アンモニア等の窒化能のあるガスを含有する雰囲気中で焼鈍する方法、ＭｎＮ等の窒化能のある粉末を焼鈍分離剤中に添加すること等により仕上げ焼鈍中に行う方法等がある。
脱炭焼鈍の加熱速度を高めた場合に二次再結晶をより安定的に行わせるためには、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎの組成比率を調整することが望ましく、また、増加させた後の窒素量としては、鋼中のＡｌ量：［Ａｌ］に対する窒素量：［Ｎ］の比、すなわち［Ｎ］／［Ａｌ］が、質量比として１４／２７以上、望ましくは２／３以上となるようにする。
その後、マグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後に、仕上げ焼鈍を行い｛１１０｝＜００１＞方位粒を二次再結晶により優先成長させる。
【００５０】
以下、本発明の実施例を説明するが、実施例で採用した条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するための一条件例である。本発明は、この例に限定されるものではなく、本発明を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【実施例１】
【００５１】
質量％で、Ｓｉ：３．３％、Ｃ：０．０６％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８％、Ｎ：０．００８％、Ｍｎ：０．１％、Ｓ：０．００８％、Ｃｒ：０．１％、P：０．０３％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなるスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、２．３ｍｍ厚に熱間圧延し、その後、１１２０℃＋９２０℃の二段焼鈍を施した。得られた熱延板試料を０．２２ｍｍ厚まで冷間圧延した後、脱炭焼鈍の昇温を輻射加熱装置と誘導加熱装置とを組み合わせて行った。その際、一部の試料（Ａ）は、室温から５５０℃までは輻射加熱方式により加熱し（２０℃／秒）、次いで５５０〜６８０℃を誘導加熱コイルＡによって加熱し（１３０℃／秒）、さらに、６８０〜７２０℃を誘導加熱コイルＢによって加熱し（１００℃／秒）、均熱温度８３０℃で脱炭焼鈍を行った。また、一部の試料（Ｂ）は、室温から８３０℃までは輻射加熱方式により加熱し（２０℃／秒）、均熱温度８３０℃で脱炭焼鈍を行った。その後、アンモニア含有雰囲気で焼鈍して鋼板中の窒素を０．０２質量％とした。ついで、これらの試料にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上げ焼鈍を施した。
得られた試料の仕上げ焼鈍後の磁束密度Ｂ８を表１に示す。
【００５２】
【表１】
【実施例２】
【００５３】
試料として、実施例１と同じ冷間圧延後の板を用いて、脱炭焼鈍の昇温を輻射加熱装置と誘導加熱装置とを組み合わせて行った。一部の試料（Ａ）は、室温から５５０℃までは幅射加熱方式により加熱し（２０℃／秒）、次いで５５０〜６８０℃を誘導加熱コイルＡによって加熱（１３０℃／秒）し、さらに、６８０〜７２０℃を誘導加熱コイルＢによって加熱し（１００℃／秒）、７２０〜８３０℃を幅射加熱方式により加熱し（２０℃／秒）、均熱温度８３０℃で脱炭焼鈍を行った。一部の試料（Ｂ）は、室温から６９０℃までを誘導加熱コイルＡによって加熱し（１９０℃／秒）、さらに、６９０〜７２０℃を誘導加熱コイルＢによって加熱し（１７０℃／秒）、均熱温度８３０℃で脱炭焼鈍を行った。一部の試料（Ｃ）は、室温から６９０℃までを誘導加熱コイルＡによって加熱（３５０℃／秒）し、さらに、６９０〜７２０℃を誘導加熱コイルＢによって加熱し（２８０℃／秒）、均熱温度８３０℃で脱炭焼鈍を行った。一部の試料（Ｄ）は、室温から６９０℃までを誘導加熱コイルＡによって加熱（７０℃／秒）し、さらに、６９０〜７２０℃を誘導加熱コイルＢによって加熱し（１０℃／秒）、均熱温度８３０℃で脱炭焼鈍を行った。
その後、これらの試料をアンモニア含有雰囲気で焼鈍して鋼板中の窒素を０．０２２質量％とし、ついでＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上げ焼鈍を施した。
得られた試料の仕上げ焼鈍後の磁束密度Ｂ８を表２に示す。
【００５４】
【表２】
【実施例３】
【００５５】
質量％で、Ｓｉ：３．３％、Ｃ：０．０５５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２７％、Ｎ：０．００８％、Ｍｎ：０．１％、Ｓ：０．００７％、Ｃｒ：０．１％、Sｎ：０．０５％、P：０．０３％、Ｃu：０．２％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなるスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、２．３ｍｍ厚に熱間圧延し、その後、１１００℃＋９００℃の二段焼鈍を施した。得られた熱延板試料を０．２２ｍｍ厚まで冷間圧延した後、脱炭焼鈍の昇温を輻射加熱装置と誘導加熱装置とを組み合わせて行った。その際、一部の試料（Ａ）は、室温から５５０℃までは輻射加熱方式により加熱し（２０℃／秒）、次いで５５０〜６８０℃を誘導加熱コイルＡによって加熱し（１３０℃／秒）、さらに、６８０〜７２０℃を誘導加熱コイルＢによって加熱し（１００℃／秒）、均熱温度８３０℃で脱炭焼鈍を行った。また、一部の試料（Ｂ）は、室温から８３０℃までは輻射加熱方式により加熱し（２０℃／秒）、均熱温度８３０℃で脱炭焼鈍を行った。その後、これらの試料をアンモニア含有雰囲気で焼鈍して鋼板中の窒素を０．０２質量％とし、ついでＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上げ焼鈍を施した。
得られた試料の仕上げ焼鈍後の磁束密度Ｂ８を表３に示す。
【００５６】
【表３】
【実施例４】
【００５７】
試料として、実施例１と同じ冷間圧延後の板を用い、その板を加熱速度（Ａ）１５℃／秒、（Ｂ）５０℃／秒の加熱速度で、（１）５００℃、（２）５５０℃、（３）６００℃の温度まで加熱し、その後、１００℃／秒の加熱速度で７２０℃まで加熱し、さらに１０℃／秒で８３００℃の温度まで加熱して脱炭焼鈍を施した。続いてアンモニア含有雰囲気で焼鈍して鋼板中の窒素を０．０２１％に増加させ、次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上げ焼鈍を施した。
仕上げ焼鈍後の試料の磁気特性を表６に示す。低温域の加熱速度を速めることにより、１００℃／秒で急速加熱する際の開始温度を６００℃に高めても良好な磁気特性が得られることが分かる。
【００５８】
【表４】
【図面の簡単な説明】
【００５９】
【図１】鉄の温度と透磁率の関係を示す図である（Ferromagnetism(1951),R.M.Bozorth著 p714から引用）。
【図２】脱炭焼鈍の昇温途中の５５０〜７２０℃の温度域の加熱速度と製品の磁束密度（Ｂ８）の関係を示す図である。
【図３】本発明の脱炭焼鈍炉を説明する図である。
【符号の説明】
【００６０】
１ 鋼板
２ 誘導加熱コイル（誘導加熱装置）
３ 誘導加熱コイル（誘導加熱装置）
４ 交流電源
５ 可変抵抗器
【技術分野】
【０００１】
本発明は、軟磁性材料として変圧器等の電気機器の鉄芯として用いられる方向性電磁鋼板を製造する方法及びその製造に用いる脱炭焼鈍炉に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
方向性電磁鋼板は、｛１１０｝＜００１＞方位に集積した結晶粒により構成されたＳｉを７％以下含有した鋼板である。そのような方向性電磁鋼板の製造における結晶方位の制御は、二次再結晶とよばれるカタストロフィックな粒成長現象を利用して達成される。
【０００３】
この二次再結晶を制御するための一つの方法として、インヒビターとよばれる微細析出物を熱間圧延前のスラブ加熱時に完全固溶させた後に、熱間圧延及びその後の焼鈍工程で微細析出させる方法が工業的に実施されている。この方法では、析出物を完全固溶させるために、１３５０℃ないし１４００℃以上の高温で加熱する必要があり、この温度は普通鋼のスラブ加熱温度に比べて約２００℃高く、そのための専用の加熱炉が必要であり、また、溶融スケール量が多い等の問題がある。
【０００４】
そこで、低温スラブ加熱による方向性電磁鋼板の製造について研究開発が進められた。
低温スラブ加熱による製造方法として、例えば小松らは、窒化処理により形成した（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎをインヒビターとして用いる方法を特許文献１で開示している。また、小林らは、その際の窒化処理の方法として、脱炭焼鈍後にストリップ状で窒化する方法を特許文献２で開示しており、本発明者らも、非特許文献１で、ストリップ状で窒化する場合の窒化物の挙動を報告している。
【０００５】
そして、本発明者らは、そのような低温スラブ加熱による方向性電磁鋼板の製造方法においては、脱炭焼鈍時にインヒビターが形成されていないので、脱炭焼鈍における一次再結晶組織の調整が二次再結晶を制御する上で重要であり、一次再結晶粒組織の粒径分布の変動係数が０．６より大きくなり粒組織が不均一になると二次再結晶が不安定になるということを特許文献３で示し、さらに、脱炭焼鈍における一次再結晶組織の調整について、特許文献４で、脱炭焼鈍の昇温過程における急速加熱を開始する温度を適切に選定して、一次再結晶集合組織に影響を与えずに一次再結晶組織の粒径調整を行うことにより製品の磁気特性を安定化できることを開示した。
【０００６】
また、本発明者らは、一次再結晶組織中の｛４１１｝方位粒が｛１１０｝＜００１＞二次再結晶粒の優先成長に影響を及ぼすことを見い出し、特許文献５、６において、脱炭焼鈍工程の昇温過程の加熱速度を制御し、脱炭焼鈍後の一次再結晶集合組織の粒組織においてＩ｛１１１ ｝／Ｉ｛４１１ ｝の比率を３以下に制御し、その後窒化処理を行いインヒビターを強化することにより磁束密度の高い方向性電磁鋼板が工業的に安定的に製造できることを示した。
ここで、Ｉ｛１１１ ｝及びＩ｛４１１ ｝はそれぞれ｛１１１｝及び｛４１１｝面が板面に平行である粒の割合であり、Ｘ線回折測定により板厚１／１０層において測定された回折強度値を表している。
【０００７】
そして、これらの文献では、脱炭焼鈍の昇温過程の急速加熱温度範囲と加熱速度について、特許文献４では、６５０℃までは平均加熱速度１０〜４０℃／秒で加熱し、引き続いて焼鈍温度まで６０℃／秒以上の加熱速度で加熱して一次再結晶組織の平均粒径を調整することが、また、特許文献６では、６００℃以下の領域から７５０〜９００℃の範囲内の所定の温度まで４０℃／秒以上（好ましくは７５℃／秒以上１２５℃／秒以下）の加熱速度で加熱することがそれぞれ記載されている。
【０００８】
上記方法においては、７５０〜９００℃の範囲内の所定の温度まで４０℃／秒以上の現状よりも速い加熱速度で加熱する必要がある。そのための加熱手段について、特許文献５には、従来の通常輻射熱を利用したラジアントチューブ等による脱炭焼鈍設備を改造した設備、レーザー等の高エネルギー熱源を利用する方法、誘導加熱、通電加熱装置等が例示されているが、これらの加熱方法の中で、とりわけ、誘導加熱が、加熱速度の自由度が高く、鋼板と非接触に加熱でき、脱炭焼鈍炉内への設置が比較的容易である等の点から有利である。
ところが、脱炭焼鈍の昇温過程において、実際に誘導加熱装置を用いて電磁鋼板を加熱処理した場合、特許文献６の結果から推察されるほど磁束密度向上効果がない場合があることが判明した。
【０００９】
【特許文献１】特公昭６２ー４５２８５号公報
【特許文献２】特開平２−７７５２５号公報
【特許文献３】特公平８−３２９２９号公報
【特許文献４】特開平１０−３１０８２２公報
【特許文献５】特開平９−２５６０５１号公報
【特許文献６】特開２００２−６０８４２公報
【非特許文献１】「Materials Science Forum」 204-206 (1996) 、pp593-598
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、方向性電磁鋼板を製造する際、脱炭焼鈍後の一次再結晶組織を改善するために、脱炭焼鈍の昇温過程における加熱速度を誘導加熱装置を用いて制御することにより、磁束密度の高い方向性電磁鋼板を安定して製造する方法及びその方法に使用する脱炭焼鈍炉を提案することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記の課題を解決するために、本発明は次のようにしたことを特徴とする。
請求項１に係る方向性電磁鋼板の製造方法の発明は、珪素鋼素材を熱間圧延した後、焼鈍し、一回の冷間圧延または焼鈍を介して複数の冷間圧延を施して最終板厚の鋼板とし、その鋼板を脱炭焼鈍した後、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施すとともに、脱炭焼鈍から仕上げ焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板の窒素量を増加させる処理を施すことよりなる方向性電磁鋼板の製造方法において、前記最終板厚の鋼板を脱炭焼鈍する際の昇温過程において、脱炭焼鈍炉内に直列に配置された複数の誘導加熱装置を用いて、鋼板温度が５５０℃から７２０℃にある間を４０〜４００℃／秒を満たす加熱速度で加熱することを特徴とする。
【００１２】
請求項２に係る方向性電磁鋼板の製造方法の発明は、前記請求項１に係る発明において、質量％で、Ｓｉ：０．８〜７％、Ｃ：０．０８５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、Ｎ：０．０１２％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる珪素鋼素材を、１２８０℃以下の温度で加熱した後に熱間圧延することを特徴とする。
【００１３】
請求項３に係る方向性電磁鋼板の製造方法の発明は、前記請求項１または２に係る発明において、脱炭焼鈍する際の昇温過程において、脱炭焼鈍炉内に直列に配置された複数の誘導加熱装置を用いて、鋼板温度が５５０℃から７２０℃にある間を５０〜２５０℃／秒を満たす加熱速度で加熱することを特徴とする。
【００１４】
請求項４に係る方向性電磁鋼板の製造方法の発明は、前記請求項１または２に係る発明において、脱炭焼鈍する際の昇温過程において、脱炭焼鈍炉内に直列に配置された複数の誘導加熱装置を用いて、鋼板温度が５５０℃から７２０℃にある間を７５〜１２５℃／秒を満たす加熱速度で加熱することを特徴とする。
【００１５】
請求項５に係る方向性電磁鋼板の製造方法の発明は、前記請求項１〜４のいずれか１項に係る発明において、前記鋼板を脱炭焼鈍する際、その昇温過程において前記加熱速度で加熱する温度範囲をＴｓ（℃）から７２０℃としたときに、室温から５００℃までの加熱速度Ｈ（℃／秒）に応じて以下のＴｓ（℃）から７２０℃までの範囲とすることを特徴とする。
Ｈ≦１５： Ｔｓ≦５５０
１５＜Ｈ： Ｔｓ≦６００
【００１６】
請求項６に係る方向性電磁鋼板の製造方法の発明は、前記請求項２〜５のいずれか１項に係る発明において、珪素鋼素材が、さらに、質量％で、Ｍｎ：１％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｃｕ：０．４％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｓｎ：０．３％以下、Ｓｂ：０．３％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｓ及びＳeを合計で０．０１５％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【００１７】
請求項７に係る脱炭焼鈍炉の発明は、請求項１〜６のいずれかの発明の方向性電磁鋼板を製造するための脱炭焼鈍炉であって、昇温ゾーンに複数の誘導加熱装置を直列に配置したことを特徴とする。
【００１８】
請求項８に係る脱炭焼鈍炉の発明は、請求項７に記載の発明において、低温域の誘導加熱装置の加熱速度と高温域の誘導加熱装置の加熱速度を独立に制御できるようにしたことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１９】
請求項１〜４に係る発明では、低温スラブ加熱による方向性電磁鋼板の製造において、脱炭焼鈍の昇温過程での加熱速度の制御範囲の上限および下限を、複数の誘導加熱装置を用いることによって厳密に制御して脱炭焼鈍後の一次再結晶後の粒組織を二次再結晶にとって望ましいものにすることができるから、磁気特性の優れた方向性電磁鋼板をより容易に得ることができる。
【００２０】
請求項５に係る発明では、脱炭焼鈍の昇温過程において、加熱速度を制御する開始温度を、該開始温度までの低温域の加熱速度を調整することによって高め、それによって加熱速度を制御する必要がある温度範囲を縮小することができる。
【００２１】
請求項６に係る発明では、添加元素に応じてさらに磁気特性などが改良された方向性電磁鋼板を製造することができる。
請求項７、８に係る発明では、請求項１〜５に係る発明の製造方法の実施に効果的な装置を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
本発明者らは、上記の課題を解決するために、脱炭焼鈍の昇温過程において、誘導加熱装置を用いて加熱した場合の加熱状況の調査を行った。
その結果、誘導加熱装置を用いて電磁鋼板を加熱した場合、低温域と高温域において加熱速度が大幅に変化することが判明した。誘導加熱装置によって電磁鋼板を加熱した場合、キューリ点付近の温度になると渦電流の電流浸透深さが深くなり、帯状鋼板の巾方向断面の表層部を一周している渦電流の表裏相殺が発生し、渦電流が流れなくなるため、キューリ点近傍の温度域での加熱効率が急激に低下し、それによって加熱速度が大幅に変化するものと考えられる。誘導加熱の加熱効率は透磁率に概ね比例すると考えられるが、透磁率は、図１に示すようにキューリ点近傍で急激に低下してしまう。そのために加熱速度もキューリ点近傍で急激に低下してしまい、広い温度域で一定の加熱速度を制御することが困難となる。
【００２３】
そこで、脱炭焼鈍の昇温過程において、磁束密度を高めることができる加熱速度について詳細に調べるとともに、誘導加熱装置を用いてそのような加熱速度範囲に制御できる手段についての検討を行った。
本発明者らは、質量で、Ｓｉ：０．８〜７％、Ｃ：０．０８５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、Ｎ：０．０１２％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる珪素鋼素材を、１２８０℃以下の温度で加熱した後に熱間圧延し、得られた熱延板を焼鈍し、次いで一回の冷間圧延または焼鈍を介して複数の冷間圧延を施して最終板厚の鋼板とし、その鋼板を脱炭焼鈍した後、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施すとともに、脱炭焼鈍から仕上げ焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施すことにより方向性電磁鋼板を製造する際に、脱炭焼鈍工程の昇温過程における組織変化の大きな５５０℃から７２０℃の温度域の加熱速度の上限と下限を、ある範囲に厳密に制御する必要があること、また、その際の加熱速度の制御を誘導加熱で行う場合の手段として、複数の誘導加熱装置を直列に配置して、低温域およびキューリ点付近の温度域の加熱をそれぞれ制御することにより、脱炭焼鈍後の一次再結晶集合組織（｛４１１｝、｛１１１｝など）を制御して、磁気特性の優れた二次再結晶組織を安定に発達させることができるという知見を得て、本発明を完成させた。
【００２４】
以下に、その知見が得られた実験について説明する。
質量％で、Ｓｉ：３．３％、Ｃ：０．０５５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８％、Ｎ：０．００８％、Ｍｎ：０．１％、Ｓ：０．００７％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、２．３ｍｍ厚に熱間圧延し、その後、１１２０℃に加熱して再結晶させた後、９００℃の温度で焼鈍する２段階の熱延板焼鈍を施し、その熱延試料を０．２２ｍｍ厚まで冷間圧延した後、通電加熱装置を用いて１５℃／秒の加熱速度で５５０℃まで加熱し、組織変化の大きな５５０℃から７２０℃の温度域の加熱速度を種々変更し、その後１５℃／秒の加熱速度でさらに加熱して８３０℃の温度で脱炭焼鈍し、続いて、アンモニア含有雰囲気で焼鈍して鋼板中の窒素を増加させる窒化処理を行い、次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上げ焼鈍を行った。
【００２５】
図２に脱炭焼鈍時の５５０〜７２０℃の温度域の加熱速度と仕上げ焼鈍後の試料の磁束密度Ｂ８の関係を示す。
図２より、今回の試料においては、脱炭焼鈍の昇温過程における５５０℃から７２０℃の温度範囲において、この温度範囲内の各温度における加熱速度を４０〜４００℃／秒に制御すると、１．９１Ｔ以上の磁束密度（Ｂ８）を有する電磁鋼板が得られることがわかる。そして、加熱速度を５０〜２５０℃／秒の範囲に制御すれば約０．０１５Ｔの更なる磁束密度（Ｂ８）の向上が、さらに、加熱速度を７５〜１２５℃／秒の範囲に厳密に制御すれば０．０１５Ｔ以上の磁束密度（Ｂ８）の向上が可能であることがわかる。
【００２６】
次に、加熱をするための手段としては、脱炭焼鈍炉の昇温ゾーンに誘導加熱装置を配置して、ラジアントチューブやエレマによる輻射加熱装置と誘導加熱装置とを組み合わせて加熱できるようにすれば、製品の磁気特性が向上する上述の加熱速度範囲に厳密に制御することが可能であり、磁気特性の優れた二次再結晶組織を安定に発達させることができることを確認した。
誘導加熱装置としては、５５０〜７２０℃の温度域範囲で、透磁率の高い低温域と透磁率の低いキューリ点近傍の高温域において、それぞれに異なるコイル形状の誘導加熱装置を配置したり、それぞれの温度域の誘導加熱装置の出力を独立に制御する手段を講じたりすることによって、この温度域の加熱速度を所望の範囲に制御することができる。
【００２７】
以上の知見に基づきなされた本発明につき、以下で順次説明する。
まず、本発明で用いる珪素鋼素材の成分の限定理由について説明する。
本発明では、少なくとも、質量％で、Ｓｉ：０．８〜７％、Ｃ：０．０８５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、Ｎ：０．０１２％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を基本とし、必要に応じて他の成分を含有する方向性電磁鋼板用の珪素鋼スラブを素材として用いることが好ましいが、その場合の各成分の含有範囲の限定理由は次のとおりである。
【００２８】
Ｓｉは、添加量を多くすると電気抵抗が高くなり、鉄損特性が改善される。しかし、７％を超えて添加されると冷延が極めて困難となり、圧延時に割れてしまう。より工業生産に適するのは４．８％以下である。また、０．８％より少ないと、仕上げ焼鈍時にγ変態が生じ、鋼板の結晶方位が損なわれてしまう。
【００２９】
Ｃは、一次再結晶組織を制御するうえで有効な元素であるが、磁気特性に悪影響を及ぼすので、仕上げ焼鈍前に脱炭する必要がある。Ｃが０．０８５％より多いと、脱炭焼鈍時間が長くなり、工業生産における生産性が損なわれてしまう。
【００３０】
酸可溶性Ａｌは、本発明においてＮと結合して（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎとして、インヒビターとしての機能を果すために必須の元素である。二次再結晶が安定する０．０１〜０．０６５％を限定範囲とする。
Ｎは、０．０１２％を超えると、冷延時、鋼板中にブリスターとよばれる空孔を生じるため、０．０１２％を超えないようにする。
【００３１】
本発明では、スラブの素材として、上記成分に加えて、必要に応じて、さらに、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃu、Ｐ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｎｉ、Ｓ、Ｓｅの少なくとも１種類を、質量％で、Ｍｎでは１％以下、Ｃｒでは０．３％以下、Ｃuでは０．４％以下、Ｐでは０．５％以下、Ｓｎでは０．３％以下、Ｓｂでは０．３％以下、Ｎｉでは１％以下、Ｓ及びＳｅを合計で０．０１５％以下の範囲で含有できる。すなわち、
Ｍｎは、比抵抗を高めて鉄損を低減させる効果がある。また、熱間圧延における割れの発生を防止する目的のために、Ｓ及びＳｅの総量との関係でＭｎ／（Ｓ＋Ｓｅ）≧４添加することが望ましい。しかしながら添加量が１％を超えると、製品の磁束密度が低下してしまう。
【００３２】
Ｃｒは、脱炭焼鈍の酸化層を改善し、グラス被膜形成に有効な元素であり、０．３％以下の範囲で添加する。０．３％を超えて添加すると脱炭に要する時間が長くなり、工業生産における生産性が損なわれてしまう。
Ｃｕは、比抵抗を高めて鉄損を低減させることに有効な元素である。添加量が０．４％を超えると鉄損低減効果が飽和するとともに、熱延時に「カッパーヘゲ」なる表面疵の原因になる。
【００３３】
Ｐは、比抵抗を高めて鉄損を低減させることに有効な元素である。添加量が０．５％を超えると圧延性に問題を生じる。
ＳｎとＳｂは、良く知られている粒界偏析元素である。本発明はＡｌを含有しているため、仕上げ焼鈍の条件によっては焼鈍分離剤から放出される水分によりＡｌが酸化されてコイル位置でインヒビター強度が変動し、磁気特性がコイル位置で変動する場合がある。この対策の一つとして、これらの粒界偏析元素の添加により酸化を防止する方法があり、そのためにそれぞれ０．３０％以下の範囲で添加できる。一方０．３０％を超えると脱炭焼鈍時に酸化されにくく、グラス皮膜の形成が不十分となるとともに、脱炭焼鈍性を著しく阻害する。
【００３４】
Ｎｉは比抵抗を高めて鉄損を低減させることに有効な元素である。また、熱延板の金属組織を制御して磁気特性を向上させるうえで有効な元素である。しかしながら、添加量が１％を超えると二次再結晶が不安定になる。
その他、ＳおよびSeは磁気特性に悪影響を及ぼすので総量で０．０１５％以下とすることが望ましい。
【００３５】
次に本発明の製造条件および製造に用いる手段について説明する。
上記の成分組成を有する珪素鋼スラブは、転炉または電気炉等により鋼を溶製し、必要に応じて溶鋼を真空脱ガス処理し、ついで連続鋳造もしくは造塊後分塊圧延することによって得られる。その後、熱間圧延に先だってスラブ加熱がなされる。本発明においては、スラブ加熱温度は１２８０℃以下として、上述の高温スラブ加熱の諸問題を回避する。
珪素鋼スラブは、通常は１５０〜３５０ｍｍの範囲、好ましくは２２０〜２８０ｍｍの厚みに鋳造されるが、３０〜７０ｍｍの範囲のいわゆる薄スラブであっても良い。薄スラブの場合は熱延板を製造する際に中間厚みに粗加工を行う必要がないという利点がある。
【００３６】
上述した温度にて加熱されたスラブは引続き熱間圧延され所要板厚の熱延板とされる。この熱延板を、１０００〜１１５０℃の所定の温度まで加熱して再結晶させた後、それより温度の低い８５０〜１１００℃で焼鈍することが、本発明のように脱炭焼鈍の加熱を誘導加熱で行う際に有効である。
【００３７】
一段目の焼鈍については、熱延板の再結晶を促進する観点からは５℃／秒以上、好ましくは１０℃／秒以上の加熱速度で行い、１１００℃以上の高温では０秒、１０００℃程度の低温では３０秒以上の時間焼鈍を行えば良い。また、二段目の焼鈍時間は２０秒以上、二段目の焼鈍後は、平均５℃／秒以上、好ましくは１５℃／秒以上の冷却速度で冷却すれば良い。
【００３８】
その後、一回もしくは焼鈍を挟んだ二回以上に冷間圧延により最終板厚とする。冷間圧延の回数は、望む製品の特性レベルとコストとを勘案して適宜選択される。冷間圧延に際しては、最終冷間圧延率を８０％以上とすることが、｛４１１｝や｛１１１｝等の一次再結晶方位を発達させる上で必要である。
【００３９】
冷間圧延後の鋼板は、鋼中に含まれるＣを除去するために湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を施す。その際、脱炭焼鈍後の粒組織においてＩ｛１１１ ｝／Ｉ｛４１１ ｝の比率を３以下とし、その後二次再結晶発現前に窒素を増加させる処理を行うことにより、磁束密度の高い製品を安定して製造することができる。
この脱炭焼鈍後の一次再結晶を制御する方法としては、脱炭焼鈍工程の昇温過程における加熱速度を調整することにより制御される。
【００４０】
加熱速度は、一次再結晶集合組織Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛４１１｝に大きな影響を及ぼす。一次再結晶では、結晶方位によって再結晶しやすさが異なるため、Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛４１１｝を３以下とするためには、｛４１１｝方位粒が再結晶しやすい加熱速度に制御する必要がある。｛４１１｝方位粒は１００℃／秒近傍の速度で一番再結晶しやすい。従って、加熱速度を４０〜４００℃／秒、さらに５０〜２５０℃／秒、さらには７５〜１２５℃／秒と厳密に制御するほど磁束密度の高い製品を安定して製造することができる。
【００４１】
この加熱速度で加熱する必要がある温度域は、基本的に５５０℃から７２０℃までの温度域である。もちろん、５５０℃以下の温度から上記の加熱速度範囲での急速加熱を開始してもよい。この加熱速度を高い加熱速度に維持すべき温度範囲の下限温度は、低温域での加熱サイクルの影響を受ける。そのため、急速加熱が必要な温度範囲を開始温度Ｔｓ（℃）から７２０℃としたときに、室温から５００℃までの加熱速度Ｈ（℃／秒）に応じて以下のＴｓ（℃）から７２０℃までの範囲とするのがよい。
Ｈ≦１５： Ｔｓ≦５５０
１５＜Ｈ： Ｔｓ≦６００
【００４２】
低温域の加熱速度が１５℃／秒の標準的な加熱速度の場合には、５５０℃から７２０℃の範囲を４０℃／秒以上の加熱速度で急速加熱する必要がある。低温域の加熱速度が１５℃／秒よりも遅い場合には、５５０℃以下の温度から７２０℃の範囲を４０℃／秒以上の加熱速度で急速加熱する必要がある。一方、低温域の加熱速度が１５℃／秒よりも速い場合には、５５０℃よりも高い温度で６００℃以下の温度から７２０℃までの範囲を４０℃／秒以上の加熱速度で急速加熱すれば十分である。例えば、室温から５０℃／秒で加熱した場合は、６００℃から７２０℃の範囲の昇温速度が４０℃／秒以上であればよい。
【００４３】
本発明では、脱炭焼鈍炉に複数の誘導加熱装置を直列に配置して、昇温途中の加熱速度を上記の適正範囲に厳密に制御することを特徴とする。
誘導加熱装置を用いると、加熱速度の自由度が高く、鋼板と非接触に加熱でき、脱炭焼鈍炉内への設置が比較的容易である等の点が、従来の通常輻射熱を利用したラジアントチューブ等による脱炭焼鈍設備を改造した設備、レーザー等の高エネルギー熱源を利用する方法、通電加熱装置に比べて有利である。
【００４４】
一台の誘導加熱装置を用いて電磁鋼板を加熱した場合、キューリ点付近の温度になると加熱効率が急激に低下してしまい低温域とキューリ点付近の高温域で加熱速度が大幅に変化して、上記の好適な加熱速度範囲内で鋼板を加熱することが困難になる。従って、脱炭焼鈍炉内において、キューリ点付近の高温域と低温域の加熱領域に、複数の誘導加熱装置を直列に配置することによって、全ての温度域における鋼板の加熱速度を好適な加熱速度範囲内とすることが本発明の特徴である。それぞれの誘導加熱装置は、その温度域での加熱速度が好適な加熱速度範囲内となるように独立に制御することが好ましい。
【００４５】
図３に、誘導加熱装置としてシングルターンの誘導加熱コイルを用い、脱炭焼鈍炉の昇温ゾーンにそれを２個直列に配置して、高温域用と低温域用にした例を示す（脱炭焼鈍炉自体は図示せず）。各誘導加熱コイル２、３は、例えば可変抵抗器５を介して交流電源４に接続されており、コイル毎に独立に出力を制御して、電磁鋼板１を所定の加熱速度で加熱できるようにする。
図３では、同形状のコイルを２個用いたが、高温域用と低温域用をそれぞれ複数のコイルで形成してもよく、また、高温域用と低温域用でコイル形状を変えてもよい。出力の調整手段も、この例に限らず、電流の周波数を変化させる手段であってもよい。誘導コイルの間には絶縁体を配置するのが好ましい。
【００４６】
本発明では、厳密に制御する必要がある温度域は５５０〜７２０℃であるので、低温から７２０℃までの加熱帯に複数の誘導加熱装置を配置して、鋼板を所定の加熱速度で加熱しても良いし、または、５５０〜７２０℃の温度領域のみ複数の誘導加熱装置を配置して、他の温度域の加熱はラジアントチューブ等の従来の加熱装置を配置して鋼板を所定の加熱速度で加熱してもよい。
【００４７】
また、上記の加熱速度の調整の効果を安定して発揮させるためには、特許文献６に示されているように、加熱した後に７７０〜９００℃の温度域で雰囲気ガスの酸化度（ＰH2O／ＰH2）を０．１５超１．１以下として鋼板の酸素量を２．３ｇ／ｍ2以下とすることが有効である。雰囲気ガスの酸化度が０．１５未満では鋼板表面に形成されるグラス被膜の密着性が劣化し、１．１を越えるとグラス被膜に欠陥が生じる。また、鋼板の酸素量を２．３ｇ／ｍ2以下とすることにより、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎインヒビタ−の分解を抑制して高い磁束密度を有する方向性電磁鋼板の製品が安定して製造できる。
【００４８】
また、脱炭焼鈍において、鋼板の酸素量を２．３ｇ／ｍ2以下とすると同時に、特許文献３に示されているように、一次再結晶粒径が１５μm 以上となるようすることにより、二次再結晶をより安定して発現でき、さらに優れた方向性電磁鋼板を製造することができる。
【００４９】
窒素を増加させる窒化処理としては、脱炭焼鈍に引き続いて、アンモニア等の窒化能のあるガスを含有する雰囲気中で焼鈍する方法、ＭｎＮ等の窒化能のある粉末を焼鈍分離剤中に添加すること等により仕上げ焼鈍中に行う方法等がある。
脱炭焼鈍の加熱速度を高めた場合に二次再結晶をより安定的に行わせるためには、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎの組成比率を調整することが望ましく、また、増加させた後の窒素量としては、鋼中のＡｌ量：［Ａｌ］に対する窒素量：［Ｎ］の比、すなわち［Ｎ］／［Ａｌ］が、質量比として１４／２７以上、望ましくは２／３以上となるようにする。
その後、マグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後に、仕上げ焼鈍を行い｛１１０｝＜００１＞方位粒を二次再結晶により優先成長させる。
【００５０】
以下、本発明の実施例を説明するが、実施例で採用した条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するための一条件例である。本発明は、この例に限定されるものではなく、本発明を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【実施例１】
【００５１】
質量％で、Ｓｉ：３．３％、Ｃ：０．０６％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８％、Ｎ：０．００８％、Ｍｎ：０．１％、Ｓ：０．００８％、Ｃｒ：０．１％、P：０．０３％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなるスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、２．３ｍｍ厚に熱間圧延し、その後、１１２０℃＋９２０℃の二段焼鈍を施した。得られた熱延板試料を０．２２ｍｍ厚まで冷間圧延した後、脱炭焼鈍の昇温を輻射加熱装置と誘導加熱装置とを組み合わせて行った。その際、一部の試料（Ａ）は、室温から５５０℃までは輻射加熱方式により加熱し（２０℃／秒）、次いで５５０〜６８０℃を誘導加熱コイルＡによって加熱し（１３０℃／秒）、さらに、６８０〜７２０℃を誘導加熱コイルＢによって加熱し（１００℃／秒）、均熱温度８３０℃で脱炭焼鈍を行った。また、一部の試料（Ｂ）は、室温から８３０℃までは輻射加熱方式により加熱し（２０℃／秒）、均熱温度８３０℃で脱炭焼鈍を行った。その後、アンモニア含有雰囲気で焼鈍して鋼板中の窒素を０．０２質量％とした。ついで、これらの試料にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上げ焼鈍を施した。
得られた試料の仕上げ焼鈍後の磁束密度Ｂ８を表１に示す。
【００５２】
【表１】
【実施例２】
【００５３】
試料として、実施例１と同じ冷間圧延後の板を用いて、脱炭焼鈍の昇温を輻射加熱装置と誘導加熱装置とを組み合わせて行った。一部の試料（Ａ）は、室温から５５０℃までは幅射加熱方式により加熱し（２０℃／秒）、次いで５５０〜６８０℃を誘導加熱コイルＡによって加熱（１３０℃／秒）し、さらに、６８０〜７２０℃を誘導加熱コイルＢによって加熱し（１００℃／秒）、７２０〜８３０℃を幅射加熱方式により加熱し（２０℃／秒）、均熱温度８３０℃で脱炭焼鈍を行った。一部の試料（Ｂ）は、室温から６９０℃までを誘導加熱コイルＡによって加熱し（１９０℃／秒）、さらに、６９０〜７２０℃を誘導加熱コイルＢによって加熱し（１７０℃／秒）、均熱温度８３０℃で脱炭焼鈍を行った。一部の試料（Ｃ）は、室温から６９０℃までを誘導加熱コイルＡによって加熱（３５０℃／秒）し、さらに、６９０〜７２０℃を誘導加熱コイルＢによって加熱し（２８０℃／秒）、均熱温度８３０℃で脱炭焼鈍を行った。一部の試料（Ｄ）は、室温から６９０℃までを誘導加熱コイルＡによって加熱（７０℃／秒）し、さらに、６９０〜７２０℃を誘導加熱コイルＢによって加熱し（１０℃／秒）、均熱温度８３０℃で脱炭焼鈍を行った。
その後、これらの試料をアンモニア含有雰囲気で焼鈍して鋼板中の窒素を０．０２２質量％とし、ついでＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上げ焼鈍を施した。
得られた試料の仕上げ焼鈍後の磁束密度Ｂ８を表２に示す。
【００５４】
【表２】
【実施例３】
【００５５】
質量％で、Ｓｉ：３．３％、Ｃ：０．０５５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２７％、Ｎ：０．００８％、Ｍｎ：０．１％、Ｓ：０．００７％、Ｃｒ：０．１％、Sｎ：０．０５％、P：０．０３％、Ｃu：０．２％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなるスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、２．３ｍｍ厚に熱間圧延し、その後、１１００℃＋９００℃の二段焼鈍を施した。得られた熱延板試料を０．２２ｍｍ厚まで冷間圧延した後、脱炭焼鈍の昇温を輻射加熱装置と誘導加熱装置とを組み合わせて行った。その際、一部の試料（Ａ）は、室温から５５０℃までは輻射加熱方式により加熱し（２０℃／秒）、次いで５５０〜６８０℃を誘導加熱コイルＡによって加熱し（１３０℃／秒）、さらに、６８０〜７２０℃を誘導加熱コイルＢによって加熱し（１００℃／秒）、均熱温度８３０℃で脱炭焼鈍を行った。また、一部の試料（Ｂ）は、室温から８３０℃までは輻射加熱方式により加熱し（２０℃／秒）、均熱温度８３０℃で脱炭焼鈍を行った。その後、これらの試料をアンモニア含有雰囲気で焼鈍して鋼板中の窒素を０．０２質量％とし、ついでＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上げ焼鈍を施した。
得られた試料の仕上げ焼鈍後の磁束密度Ｂ８を表３に示す。
【００５６】
【表３】
【実施例４】
【００５７】
試料として、実施例１と同じ冷間圧延後の板を用い、その板を加熱速度（Ａ）１５℃／秒、（Ｂ）５０℃／秒の加熱速度で、（１）５００℃、（２）５５０℃、（３）６００℃の温度まで加熱し、その後、１００℃／秒の加熱速度で７２０℃まで加熱し、さらに１０℃／秒で８３００℃の温度まで加熱して脱炭焼鈍を施した。続いてアンモニア含有雰囲気で焼鈍して鋼板中の窒素を０．０２１％に増加させ、次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上げ焼鈍を施した。
仕上げ焼鈍後の試料の磁気特性を表６に示す。低温域の加熱速度を速めることにより、１００℃／秒で急速加熱する際の開始温度を６００℃に高めても良好な磁気特性が得られることが分かる。
【００５８】
【表４】
【図面の簡単な説明】
【００５９】
【図１】鉄の温度と透磁率の関係を示す図である（Ferromagnetism(1951),R.M.Bozorth著 p714から引用）。
【図２】脱炭焼鈍の昇温途中の５５０〜７２０℃の温度域の加熱速度と製品の磁束密度（Ｂ８）の関係を示す図である。
【図３】本発明の脱炭焼鈍炉を説明する図である。
【符号の説明】
【００６０】
１ 鋼板
２ 誘導加熱コイル（誘導加熱装置）
３ 誘導加熱コイル（誘導加熱装置）
４ 交流電源
５ 可変抵抗器
【特許請求の範囲】
【請求項１】
珪素鋼素材を熱間圧延した後、焼鈍し、一回の冷間圧延または焼鈍を介して複数の冷間圧延を施して最終板厚の鋼板とし、その鋼板を脱炭焼鈍した後、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施すとともに、脱炭焼鈍から仕上げ焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板の窒素量を増加させる処理を施すことよりなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
前記最終板厚の鋼板を脱炭焼鈍する際の昇温過程において、脱炭焼鈍炉内に直列に配置された複数の誘導加熱装置を用いて、鋼板温度が５５０℃から７２０℃にある間を４０〜４００℃／秒を満たす加熱速度で加熱することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
質量％で、Ｓｉ：０．８〜７％、Ｃ：０．０８５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、Ｎ：０．０１２％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる珪素鋼素材を、１２８０℃以下の温度で加熱した後に熱間圧延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。
【請求項３】
前記鋼板を脱炭焼鈍する際の昇温過程において、脱炭焼鈍炉内に直列に配置された複数の誘導加熱装置を用いて、鋼板温度が５５０℃から７２０℃にある間を５０〜２５０℃／秒を満たす加熱速度で加熱することを特徴とする請求項１または２に記載の優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記鋼板を脱炭焼鈍する際の昇温過程において、脱炭焼鈍炉内に直列に配置された複数の誘導加熱装置を用いて、鋼板温度が５５０℃から７２０℃にある間を７５〜１２５℃／秒を満たす加熱速度で加熱することを特徴とする請求項１または２に記載の優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記鋼板を脱炭焼鈍する際、その昇温過程において前記加熱速度で加熱する温度範囲をＴｓ（℃）から７２０℃としたときに、室温から５００℃までの加熱速度Ｈ（℃／秒）に応じて以下のＴｓ（℃）から７２０℃までの範囲とすることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
Ｈ≦１５： Ｔｓ≦５５０
１５＜Ｈ： Ｔｓ≦６００
【請求項６】
前記珪素鋼素材が、さらに、質量％で、Ｍｎ：１％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｃｕ：０．４％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｓｎ：０．３％以下、Ｓｂ：０．３％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｓ及びＳeを合計で０．０１５％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項２〜５のいずれか１項に記載の優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板を製造するための脱炭焼鈍炉であって、昇温ゾーンに複数の誘導加熱装置を直列に配置したことを特徴とする脱炭焼鈍炉。
【請求項８】
低温域の誘導加熱装置の加熱速度と高温域の誘導加熱装置の加熱速度を独立に制御できるようにしたことを特徴とする請求項７に記載の脱炭焼鈍炉。
【請求項１】
珪素鋼素材を熱間圧延した後、焼鈍し、一回の冷間圧延または焼鈍を介して複数の冷間圧延を施して最終板厚の鋼板とし、その鋼板を脱炭焼鈍した後、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施すとともに、脱炭焼鈍から仕上げ焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板の窒素量を増加させる処理を施すことよりなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
前記最終板厚の鋼板を脱炭焼鈍する際の昇温過程において、脱炭焼鈍炉内に直列に配置された複数の誘導加熱装置を用いて、鋼板温度が５５０℃から７２０℃にある間を４０〜４００℃／秒を満たす加熱速度で加熱することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
質量％で、Ｓｉ：０．８〜７％、Ｃ：０．０８５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、Ｎ：０．０１２％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる珪素鋼素材を、１２８０℃以下の温度で加熱した後に熱間圧延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。
【請求項３】
前記鋼板を脱炭焼鈍する際の昇温過程において、脱炭焼鈍炉内に直列に配置された複数の誘導加熱装置を用いて、鋼板温度が５５０℃から７２０℃にある間を５０〜２５０℃／秒を満たす加熱速度で加熱することを特徴とする請求項１または２に記載の優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記鋼板を脱炭焼鈍する際の昇温過程において、脱炭焼鈍炉内に直列に配置された複数の誘導加熱装置を用いて、鋼板温度が５５０℃から７２０℃にある間を７５〜１２５℃／秒を満たす加熱速度で加熱することを特徴とする請求項１または２に記載の優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記鋼板を脱炭焼鈍する際、その昇温過程において前記加熱速度で加熱する温度範囲をＴｓ（℃）から７２０℃としたときに、室温から５００℃までの加熱速度Ｈ（℃／秒）に応じて以下のＴｓ（℃）から７２０℃までの範囲とすることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
Ｈ≦１５： Ｔｓ≦５５０
１５＜Ｈ： Ｔｓ≦６００
【請求項６】
前記珪素鋼素材が、さらに、質量％で、Ｍｎ：１％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｃｕ：０．４％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｓｎ：０．３％以下、Ｓｂ：０．３％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｓ及びＳeを合計で０．０１５％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項２〜５のいずれか１項に記載の優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板を製造するための脱炭焼鈍炉であって、昇温ゾーンに複数の誘導加熱装置を直列に配置したことを特徴とする脱炭焼鈍炉。
【請求項８】
低温域の誘導加熱装置の加熱速度と高温域の誘導加熱装置の加熱速度を独立に制御できるようにしたことを特徴とする請求項７に記載の脱炭焼鈍炉。
【図１】
【図２】
【図３】
【図２】
【図３】
【公開番号】特開２００８−１９７９（Ｐ２００８−１９７９Ａ）
【公開日】平成２０年１月１０日（２００８．１．１０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００７−１２９２８２（Ｐ２００７−１２９２８２）
【出願日】平成１９年５月１５日（２００７．５．１５）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２０年１月１０日（２００８．１．１０）
【国際特許分類】
【出願日】平成１９年５月１５日（２００７．５．１５）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
[ Back to top ]