JP2002003944A - 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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Abstract
鋼板について、コストアップを極力抑制しつつ、磁気特
性の効果的な改善を図る。 【解決手段】 Alを0.02mass%以下に低減した無方向性
電磁鋼板用のスラブを素材として無方向性電磁鋼板を製
造するに当たり、最終の冷間圧延工程において、最終パ
スを除く少なくとも1パスを圧延温度が100〜300 ℃の
温間圧延とし、一方最終パスについては圧下率が10〜30
%でかつ圧延温度が 100℃以下の冷間圧延とする。
Description
の鉄心材料として好適な磁気特性に優れた無方向性電磁
鋼板に関するものである。
料として、従来から広く用いられている材料である。近
年、環境問題やコストダウンの点から、種々の分野にお
いて省エネルギーがクローズアップされているが、この
観点から電磁鋼板においても低鉄損化が強く要求されて
いる。
は、一般的にSiやAlの添加量を増やして鋼板の電気抵抗
を増大させる方法が採られている。電気抵抗が増大する
と、鋼板が磁化されることによって生じる渦電流損が低
減し、その結果鉄損が低減するからである。しかしなが
ら、かような元素の添加量を増大させると、その分合金
コストが上昇し、また鋼板の硬度増加を招くため、打ち
抜き性を重要視する無方向性電磁鋼板においては添加量
の増大には限界があった。
集合組織を改善し、方位を高度に集積させることによっ
て鉄損を低減する方法が一般的に行われているが、無方
向性電磁鋼板においても鋼板の集合組織を改善して鉄損
を低減する試みが活発化している。無方向性電磁鋼板で
は、板面内のあらゆる方向に磁化容易軸である<001
>軸を数多く存在させ、かつ磁化困難軸である<111
>軸を減少させることが磁気特性を良好にする。すなわ
ち、磁気特性が良好な集合組織とは、かかる磁化容易軸
が板面内に集積した集合組織である。
延を利用する方法が知られていて、例えば特公平3−77
25号公報では、低炭素鋼を温間圧延することによって
{110}<001>方位を発達させ、磁気特性を改善
する方法が開示されている。しかしながら、この方法に
よって得られる磁気特性はB50=1.7 T、W15/50=2.3
W/kg程度であり、温間圧延だけでは改善幅は大きくな
い。
昭50−140317号公報には、溝付ロールにより圧延を施し
さらにスムースロールにより平滑化する圧延を施すこと
で、また特開平3−281758号公報には、Niを多量に添加
することにより、どちらも(100)面近傍集合組織を
有する電磁鋼板を製造する方法が開示されている。しか
しながら、特開昭50−140317号公報に記載の方法では、
溝付きロールの使用が必須であるが、溝付きロールは磨
耗によって使用回数が制限され、また特開平3−281758
号公報に記載の方法では、Niを1〜8%添加しなくては
ならず、どちらも大幅なコストアップを招くという問題
があった。
に鑑み開発されたもので、モータや変圧器等に使用され
る無方向性電磁鋼板について、コストアップを極力抑制
しつつ、磁気特性を効果的に改善し得る、無方向性電磁
鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
について説明する。さて、発明者らは、電磁鋼板の鉄損
低減について鋭意研究を重ねた結果、Al含有量を極力低
減した上で、温間圧延を施すことによって、磁気特性に
有利な集合組織が発達し、鉄損および磁束密度が大幅に
改善されることの知見を得た。以下、本発明を由来する
に至った実験結果について説明する。
を、連続鋳造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、
熱間圧延により板厚:2.8 mmの熱延板とし、ついで熱延
板焼鈍後、 250℃での温間圧延により0.35mmの最終板厚
に仕上げたのち、950 ℃の最終仕上焼鈍を施した。かく
して得られた製品板から圧延方向(L方向)および圧延
直角方向(C方向)のエプスタインサンプルを採取し、
L方向とC方向それぞれ同量を混合し、JIS C 2550規定
のエプスタイン試験により磁気特性((L+C)方向で
の磁気特性)を測定した。図1に、Al含有量と鉄損との
関係について調べた結果を示す。同図に示したとおり、
Al量が0.02mass%以下になると、鉄損は急激に減少し、
特にAl量を0.01mass%以下まで低減した場合には、鉄損
値W15/50 は 2.0 W/kg以下まで低減した。
おいて、Al量が 0.005mass%および0.410 mass%の場合
に得られた最終製品板の集合組織(ODF表示;φ2 =
45°断面)の例を示す。ここで、結晶方位はオイラー角
(φ1,Φ, φ2)で表される。Al含有量が 0.005mass%の
場合(図2)は、Al含有量が 0.410 mass %の場合(図
3)と比較して、Φ=0°,φ1 =0〜90°で表される
(100)面近傍方位の集積が高く、かつΦ=55°,φ
1 =0〜90°で表される(111)面近傍方位の集積が
低い集合組織となっていることが分かるさらに、反転極
点図法によって(100)面インバース強度I100 (ラ
ンダムな集合組織に対する比)を測定したところ、Al含
有量が0.005 mass%の場合はI 100 =5.25であったのに
対し、Al含有量が 0.410mass%の場合はI100 =1.80に
すぎなかった。
には、板面内のあらゆる方向に磁化容易軸である<00
1>軸が数多く存在し、かつ磁化困難軸である<111
>軸が少ないことが必要である。(100)面近傍方位
の集積が高いということは磁化容易軸である<001>
軸が板面内に数多く存在するということであるから、Al
を低減することにより、磁気特性に有利な集合組織が発
達していることが分かる。
005 mass%, S:0.0011mass%, N:0.0009mass%,
O:0.0013mass%およびSb:0.035 mass%を含み、残部
は実質的にFeの組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製
造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板
厚:2.8 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後、タ
ンデム圧延により板厚:0.35mmに仕上げる際に、タンデ
ム圧延機入側で鋼板を予め、室温から 500℃まで種々に
変化させて圧延し、その後最終仕上焼鈍を施した。かく
して得られた製品板の圧延方向(L方向)および圧延直
角方向(C方向)のエプスタインサンプルを採取し、エ
プスタイン試験により(L+C)方向での磁気特性を測
定した。
て調べた結果を示す。同図から明らかなように、圧延温
度が 100〜300 ℃の範囲において磁気特性が良好となっ
た。また、図5, 6, 7に、この実験で得られた最終製
品板の集合組織(ODF表示;φ2 =45°断面)の例を
示す。図5は圧延温度が室温の場合、図6は圧延温度が
250℃の場合、図7は圧延温度が 400℃の場合の集合組
織をそれぞれ示している。これらの図から明らかなよう
に、圧延温度が 250℃の場合には、(100)面近傍方
位の集積が高くかつ(111)近傍方位の集積が低い、
磁気特性に良好な集合組織となっている。この点、圧延
温度が室温の場合には、(100)面近傍方位の集積が
低くかつ(111)近傍方位の集積が高い、磁気特性に
好適でない集合組織となっており、また圧延温度が 400
℃の場合には集合組織がランダム化している。
100 を測定したところ、圧延温度が室温の場合はI100
=2.12、圧延温度が 250℃の場合はI100 =4.30、圧延
温度が400℃の場合はI100 =1.56であった。従って、
圧延温度を 250℃付近とすることで、最終製品板は磁気
特性に良好な集合組織となることが分かる。
とによって、磁気特性に良好な集合組織が発達する理由
については、まだ明確に解明されたわけではないが、次
のように考えられる。まず、温間圧延を施すことによっ
て、不均一変形領域である変形帯の量が冷間圧延の場合
と比較して増加することが知られており、この変形帯か
ら磁性に有利な方位を持つ再結晶粒が生成する。一方、
発明者らの研究によれば、Alが特定の粒界に濃化・偏析
し、粒界性格を変化させることが見出された。粒界を挟
む2つの粒の方位差(粒界方位差角)が0°のとき粒界
エネルギーは0である。粒界方位差角が増加すると、約
30°までは粒界エネルギーは増加し、それ以後は双晶粒
界である60°までは減少する性質を持つ。ここで、粒界
エネルギーの極大付近である粒界方位差角:15〜45°を
持つ粒界を高エネルギー粒界と定義する。
ギー粒界に比べ粒界易動度は大きい。しかしながら、高
エネルギー粒界は構造が乱雑であり粒界内での自由空間
が大きいため、Al含有量が増加すると高エネルギー粒界
に選択的にAlが濃化・偏析し、低エネルギー粒界と高エ
ネルギー粒界のエネルギー差を相対的に減少させる。こ
れより、Alを多量に含有する材料が粒成長する際、粒界
易動度は粒界方位差角にほとんど依存しないが、Alを低
減することにより、粒界方位差角が粒界易動度に与える
影響は大きくなる。よって、まず温間圧延により変形帯
から磁性に有利な方位を持つ粒を発生させ、さらにAl低
減により粒界易動度の粒界方位差角依存性を高めること
により、かかる粒を優先的に成長させることができたも
のと考えられる。
にAlを多量に含有させることで渦電流損を低減し、低鉄
損化を図ってきた。このため、前述したとおり、打ち抜
き性の悪化や合金コストの上昇といった問題が発生し
た。しかしながら、本発明によれば、Al量を極力低減す
ることが集合組織を発達させる上で一層望ましいことか
ら、上記の問題を有利に回避することができる。なお、
特開平3−120316号公報においては、SiとAlを1.8 mass
%以上含有する鋼スラブを用いて、熱間圧延、冷間圧延
もしくは温間圧延の少なくとも一工程をリバース圧延と
することによって良好な磁気特性が得られる無方向性電
磁鋼板の製造方法が開示されているが、本文中および実
施例よりAl含有量は通常の高級無方向性電磁鋼板レベル
(0.24〜0.54mass%)の範囲に止まり、しかも温間圧延
は冷間圧延性の悪い材料を圧延するために用いられるも
のであり、本発明の技術思想とは全く異なるものであ
る。
製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板
厚:2.8 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後、リ
バース圧延により板厚:0.35mmに仕上げる際に、最終パ
スの圧下率を種々に変化させて圧延し、その後最終仕上
焼鈍を施した。リバース圧延については、最終パス以外
すべて 250℃の温間圧延とし、最終パスについては室温
での冷間圧延とした。かくして得られた鋼板からL方向
およびC方向のエプスタインサンプルを採取し、エプス
タイン試験により(L+C方向)での磁気特性を測定し
た。図8に、最終パス圧下率と磁気特性との関係につい
て調べた結果を示す。同図から明らかなように、最終パ
ス圧下率を10〜30%とすることで磁気特性が良好となっ
た。
磁気特性が良好となった理由は、明らかではないが、冷
間圧延を施すことによって焼鈍後の再結晶粒にランダム
方位を有した粒が少量ながら発生し、かような粒が異方
性を減少させることによって(L+C)方向での磁気特
性が向上したものと考えられる。
製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板
厚:2.8 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後、リ
バース圧延により5パスで板厚:0.35mmに仕上げる際
に、表1に示すようにパス毎に 200℃の温間圧延または
室温の冷間圧延とし、最終パス圧下率を15%とした。そ
の後最終仕上焼鈍を施した。上記の各工程で製造した鋼
板からL方向およびC方向のエプスタインサンプルを採
取し、エプスタイン試験により(L+C方向)での磁気
特性を測定した。得られた結果を表1に併記する。
工程における少なくとも1パスを温間圧延とすることに
よって磁気特性が改善された。特に、最終パスのみを冷
間圧延とした場合に最も良好な磁気特性を得ることがで
きた。
製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板
厚:2.8 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後、冷
間圧延により板厚:0.35mmに仕上げる際に、圧延温度と
圧延機ワークロールの直径を種々に変化させて圧延し
(全パスについて)、その後最終仕上焼鈍を施した。か
くして得られた鋼板からL方向およびC方向のエプスタ
インサンプルを採取し、エプスタイン試験により(L+
C方向)での磁気特性を測定した。図9に、圧延機ワー
クロールの直径および圧延温度が磁気特性に及ぼす影響
について調べた結果を示す。 同図から明らかなように、ワークロール直径と圧延温度
が次式(1) 0.417 R+50≦T≦0.167 R+237 --- (1) ただし、R:圧延機ワークロール直径 (mm) T:温間圧延温度(℃) の関係を満足する場合に、良好な磁気特性が得られてい
る。本発明は、上記の知見に立脚するものである。
である。 1.Alを0.02mass%以下に低減した無方向性電磁鋼板用
のスラブを、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
延によって最終板厚とし、ついで最終仕上焼鈍を施す一
連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに当た
り、最終の冷間圧延工程において、最終パスを除く少な
くとも1パスを圧延温度が100〜300 ℃の温間圧延と
し、一方最終パスについては圧下率が10〜30%でかつ圧
延温度が 100℃以下の冷間圧延とすることを特徴とする
磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
性電磁鋼板用のスラブを、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って最終板厚とし、ついで最終仕上
焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造
するに当たり、最終の冷間圧延工程において、少なくと
も1パスを圧延温度が 100〜300 ℃の温間圧延とし、そ
の際、圧延機ワークロールの直径Rと圧延温度Tについ
て下記式(1) の関係を満足させることを特徴とする磁気
特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。 記 0.417 R+50≦T≦0.167 R+237 --- (1) ただし、R:圧延機ワークロール直径 (mm) T:温間圧延温度(℃)
性電磁鋼板用のスラブを、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って最終板厚とし、ついで最終仕上
焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造
するに当たり、最終の冷間圧延工程において、最終パス
を除く少なくとも1パスを圧延温度が100〜300 ℃の温
間圧延とし、その際、圧延機ワークロールの直径Rと圧
延温度Tについて下記式(1) の関係を満足させると共
に、最終パスについては圧下率が10〜30%でかつ圧延温
度が 100℃以下の冷間圧延とすることを特徴とする磁気
特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。 記 0.417 R+50≦T≦0.167 R+237 --- (1) ただし、R:圧延機ワークロール直径 (mm) T:温間圧延温度(℃)
組成が、Alを0.02mass%以下に低減したことの他、C:
0.005 mass%以下、Si:1.0 〜4.0 mass%およびMn:0.
05〜1.0 mass%を含有し、かつS,N,Oについてはそ
れぞれ 30ppm以下に抑制した組成になることを特徴とす
る磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
性電磁鋼板の好適成分組成について説明する。 Al:0.02mass%以下 前掲図1に示したとおり、Alを低減すると、温間圧延と
の組み合わせによって鋼板の集合組織が改善され、磁気
特性が大幅に向上する。このため、本発明ではAl量は0.
02mass%以下に限定した。なお、Al量は、低減すればす
るほど磁気特性が向上するので、好ましくは 0.010%以
下、さらに好ましくは 0.005mass%以下である。
または抑制することが好ましい。 C:0.005 mass%以下 Cは、磁気特性の観点からは有害であるため、極力低減
することが望ましいが、0.005 mass%以下であれば許容
される。
る有用元素である。このためには、1.0 mass%以上含有
させることが好ましいが、4.0 mass%を超えると鋼板の
加工性が悪化し、かつ飽和磁束密度も低下するので、Si
量は 1.0〜4.0mass%程度とすることが望ましい。
が、含有量が0.05mass%未満ではその添加効果に乏し
く、一方 1.0mass%を超えると磁気特性を劣化させかつ
合金コスト高となるため、Mn量は0.05〜1.0 mass%程度
とすることが望ましい。
劣化させる元素である。従って、S, OおよびN量はい
ずれも、30 ppm以下に低減することが望ましい。
01〜1.50mass%, Sn:0.01〜1.50mass%, Sb:0.005 〜
0.50mass%, Cu:0.01〜1.50mass%, Mo:0.005 〜0.50
mass%およびCr:0.01〜1.50mass%を添加することがで
きる。これらの元素はいずれも、上記の範囲より添加量
が少ない場合には鉄損改善効果が少なく、一方添加量が
多い場合にはかえって鉄損の劣化を招く。
する。上記の好適成分組成に調整した溶鋼から、通常の
造塊−分塊法や連続鋳造法によってスラブを製造しても
よいし、100 mm以下の厚さの薄鋳片を直接鋳造法で製造
してもよい。ついで、スラブは通常の方法で加熱して熱
間圧延に供するが、鋳造後、加熱せずに直ちに熱間圧延
に供してもよい。なお、薄鋳片の場合には、熱間圧延し
ても良いし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に
進めてもよい。ついで、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
を施して最終板厚に仕上げる。
除く少なくとも1パスを圧延温度が100〜300 ℃の温間
圧延とし、一方最終パスについては圧下率が10〜30%で
かつ圧延温度が 100℃以下の冷間圧延とすることが重要
である。というのは、前掲図4に示したとおり、本発明
のAlを低減した成分系では、圧延温度が 100〜300 ℃の
温間圧延を行うことによって、鋼板の集合組織が良好に
発達し、磁気特性お有利な改善が図れるからである。ま
た、この時、最終パスについては、100 ℃以下の冷間圧
延とすることにより(L+C)方向の磁気特性が向上
し、かつ前掲図8に示したとおり、圧下率を10〜30%と
することによって磁気特性の一層の向上を図ることがで
きる。ここでの各パスはタンデム圧延の場合、各スタン
ドでの圧延に相当する。
少なくとも1パスを圧延温度が 100〜300 ℃の温間圧延
とし、その際、圧延機ワークロールの直径Rと圧延温度
Tについて次式(1) 0.417 R+50≦T≦0.167 R+237 --- (1) ただし、R:圧延機ワークロール直径 (mm) T:温間圧延温度(℃) の関係を満足させる方法も有用である。ここに、ワーク
ロール直径Rと圧延温度Tの関係を上記の範囲に制限し
たのは、前掲図9に示したとおり、RとTについて式
(1) の関係を満足させた場合に、とりわけ良好な磁気特
性が得られるからである。
特に限定しないが、予め鋼板を加熱する方法、加工発熱
を利用する方法、ロールを加熱して熱伝導を利用する方
法等を単独または組み合わせて使用することができる。
製品板とする。さらに、必要に応じて絶縁コーティング
を施しても良い。この絶縁コーティングは、積層した鋼
板の鉄損を改善するために施すものであるが、この目的
のためには、2種類以上の被膜からなる多層膜であって
もよいし、樹脂等を混合させたコーティングとしてもよ
い。
造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板
厚:2.8 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後、1
回目の冷間圧延により板厚:0.85mmの中間厚としたの
ち、 900℃の中間焼鈍を施し、ついで圧延温度:250
℃、ワークロール直径:330 mmで4パスのタンデム圧延
による温間圧延(全パスとも)を施して0.35mmの最終板
厚に仕上げたのち、950 ℃の最終仕上焼鈍を施した。上
記の各工程で得られた鋼板からL方向およびC方向のエ
プスタインサンプルを採取し、エプスタイン試験により
(L+C)方向での磁気特性を測定した。また、反転極
点図法により(100)面インバース強度I100 を測定
した。得られた結果を表2に併記する。
成を満足する場合(鋼記号A〜C)には、集合組織が発
達し、特に良好な磁気特性が得られることが分かる。
造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延に
より板厚:2.8 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍
後、表3に示す条件で1回または中間焼鈍を挟む2回の
圧延を施して、0.35mmの最終板厚に仕上げたのち、950
℃の最終仕上焼鈍を施した。上記の各工程で得られた鋼
板からL方向およびC方向のエプスタインサンプルを採
取し、エプスタイン試験により(L+C)方向での磁気
特性を測定した。また、反転極点図法により(100)
面インバース強度I100 を測定した。得られた結果を表
3に併記する。
おける圧延温度および最終パスの圧下率が本発明の適正
範囲を満足する場合には、集合組織が発達し、良好な磁
気特性が得られることが分かる。
造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板
厚:2.2 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後、ワ
ークロール直径:90mmの圧延機を用い、表5〜7に示す
圧延温度で5パスの圧延を施して0.35mmの最終板厚に仕
上げたのち、950 ℃の最終仕上焼鈍を施した。上記の各
工程で得られた鋼板からL方向およびC方向のエプスタ
インサンプルを採取し、エプスタイン試験により(L+
C)方向での磁気特性を測定した。また、反転極点図法
により(100)面インバース強度I100 を測定した。
得られた結果を表5〜7に併記する。
正範囲を満足するAl量および圧延条件を満足する場合に
は、集合組織が発達して良好な磁気特性が得られること
が分かる。
造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延に
より板厚:2.8 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍
後、ワークロール直径:90mmのリバース圧延機を用い、
5パスの圧延を施して0.35mmの最終板厚に仕上げるに際
し、表8に示す条件で圧延し、950 ℃で最終仕上焼鈍を
施した。上記の各工程で得られた鋼板からL方向および
C方向のエプスタインサンプルを採取し、エプスタイン
試験により(L+C)方向での磁気特性を測定した。ま
た、反転極点図法により(100)面インバース強度I
100 を測定した。得られた結果を表8に併記する。
満足する条件で圧延を行った場合には、集合組織が発達
し、良好な磁気特性を示すことが分かる。
プを招くことなしに、磁気特性および打ち抜き性に優れ
た無方向性電磁鋼板を安定して得ることができる。
したグラフである。
組織(ODF表示;φ2=45°断面)を示した図であ
る。
組織(ODF表示;φ2=45°断面)を示した図であ
る。
たグラフである。
を示した図である。
織を示した図である。
織を示した図である。
ある。
製品板の磁気特性に及ぼす影響を示したグラフである。
Claims (4)
- 【請求項1】 Alを0.02mass%以下に低減した無方向性
電磁鋼板用のスラブを、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
上の冷間圧延によって最終板厚とし、ついで最終仕上焼
鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造す
るに当たり、 最終の冷間圧延工程において、最終パスを除く少なくと
も1パスを圧延温度が100〜300 ℃の温間圧延とし、一
方最終パスについては圧下率が10〜30%でかつ圧延温度
が 100℃以下の冷間圧延とすることを特徴とする磁気特
性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項2】 Alを0.02mass%以下に低減した無方向性
電磁鋼板用のスラブを、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
上の冷間圧延によって最終板厚とし、ついで最終仕上焼
鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造す
るに当たり、 最終の冷間圧延工程において、少なくとも1パスを圧延
温度が 100〜300 ℃の温間圧延とし、その際、圧延機ワ
ークロールの直径Rと圧延温度Tについて下記式(1) の
関係を満足させることを特徴とする磁気特性に優れた無
方向性電磁鋼板の製造方法。 記 0.417 R+50≦T≦0.167 R+237 --- (1) ただし、R:圧延機ワークロール直径 (mm) T:温間圧延温度(℃) - 【請求項3】 Alを0.02mass%以下に低減した無方向性
電磁鋼板用のスラブを、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
上の冷間圧延によって最終板厚とし、ついで最終仕上焼
鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造す
るに当たり、 最終の冷間圧延工程において、最終パスを除く少なくと
も1パスを圧延温度が100〜300 ℃の温間圧延とし、そ
の際、圧延機ワークロールの直径Rと圧延温度Tについ
て下記式(1) の関係を満足させると共に、最終パスにつ
いては圧下率が10〜30%でかつ圧延温度が 100℃以下の
冷間圧延とすることを特徴とする磁気特性に優れた無方
向性電磁鋼板の製造方法。 記 0.417 R+50≦T≦0.167 R+237 --- (1) ただし、R:圧延機ワークロール直径 (mm) T:温間圧延温度(℃) - 【請求項4】 請求項1,2または3において、スラブ
組成が、Alを0.02mass%以下に低減したことの他、 C:0.005 mass%以下、 Si:1.0 〜4.0 mass%および Mn:0.05〜1.0 mass% を含有し、かつS,N,Oについてはそれぞれ 30ppm以
下に抑制した組成になることを特徴とする磁気特性に優
れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
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