JP2002161313A - 磁性焼鈍後の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 磁性焼鈍後に低鉄損、かつ安定して高い磁束
密度を有するセミプロセス材としての無方向性電磁鋼板
の効率的な製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ≦０．００４％、Ｓｉ≦１．５％、Ｍ
ｎ：０．２０〜１．５％、Ａｌ：０．１０〜１．０％、
Ｐ≦０．２０％、Ｓ≦０．００７％、Ｎ≦０．００４０
％、Ｔｉ：０．００２〜０．００７％を含有するスラブ
を粗圧延した後に９００〜１１００℃の温度範囲で１０
秒以上滞留させ、次いで９００℃以上で仕上圧延を開始
し、Ａr3点未満で終了し、これを冷間圧延し、仕上焼鈍
を施す。粗圧延前のスラブ温度を１１００〜１１８０℃
の範囲とすればなおよい。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は磁性焼鈍後の磁気特
性に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】近年、地球温暖化防止や省エネルギー推
進などの観点から各種電気機器の高効率化が進められて
おり、回転機や変圧器に使用される鉄心の素材となる電
磁鋼板には、低コストであることと共に、優れた磁気特
性（低鉄損、高磁束密度）を備えていることが求められ
ている。無方向性電磁鋼板には、鉄心形状に打ち抜いた
後、特に焼鈍を施さないで使用されるフルプロセス材
と、打ち抜き後に焼鈍を施して磁気特性を改善して使用
されるセミプロセス材がある。

【０００３】セミプロセス材は、打ち抜き性を向上させ
るために、合金元素の添加や結晶組織微細化などにより
鋼を硬質にして打ち抜き加工に供する。良好な磁気特性
は、打ち抜き後に施す焼鈍（以下、単に「磁性焼鈍」と
記す）により、結晶粒を成長させることにより得ること
ができる。このようなことからセミプロセス材として
は、磁性焼鈍時の結晶粒成長性が優れていることが重要
とされており、磁性焼鈍により良好な磁気特性を得る方
法が種々提案されてきた。

【０００４】鋼に不可避的に含有されるＮやＳは微細な
介在物や析出物を形成し、磁性焼鈍時の結晶粒成長を阻
害して鉄損改善を妨げる。例えばＮはＡl と反応して微
細なＡlＮ として析出し、鉄損劣化の原因となる。しか
しながら鋼に適量のＡl を含有させることにより、Ｎを
粗大なＡlＮ として析出させて無害化することができ
る。Ａl には鋼の固有抵抗を増す作用があるので、これ
による鉄損改善効果を期待してＡl を含有させることも
おこなわれている。

【０００５】特開平３−２２９８２０号公報には、Ｐを
適量含有した鋼（スラブ）を１１７０℃以下に加熱して
熱間圧延することで、ＡlＮ 、ＭnＳ 等の再溶解、微細
再析出を抑制し、セミプロセス材の打ち抜き加工性と磁
性焼鈍後の鉄損を改善する方法が提案されている。

【０００６】特開平１０−４６２５４号公報には、磁性
焼鈍後の鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法が提案
されている。これはＡl を０．１〜１．０質量％含有す
る鋼の熱延工程における鋼（スラブ）の加熱温度を９８
０〜１１４０℃の極めて低い温度とする方法であり、特
に鋼のＳ含有量を０．００１質量％以下にする方法が良
好であることが記載されている。

【０００７】特開平１１−１５８５８９号公報には、Ａ
l を０．６〜２．０質量％含有し、かつＳ、ＯおよびＮ
含有量を低く制限した鋼を熱間圧延し、最終仕上冷間圧
延前までに７００〜９００℃に３０分〜１０時間加熱す
る、歪み取り焼鈍後の鉄損が良好な無方向性電磁鋼板の
製造方法が提案されている。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】電磁鋼板の磁気特性と
しては、鉄損が低いことに加えて、磁束密度が高いこと
が重要とされる。セミプロセス材は、磁性焼鈍により結
晶粒を成長させることで鉄損を大幅に改善することがで
きる。しかしながら、結晶粒の成長に伴って磁束密度が
大きく低下するという問題がある。

【０００９】例えばＳi を０．３％程度含有するセミプ
ロセス材に磁性焼鈍を施すと、結晶組織が粒度番号で８
〜９前後のものが７以下（粒径でいえば２８μｍ以上）
にまで成長する。これに伴い、鉄損は、Ｗ_15/50 で６ｗ
／ｋｇ前後から５ｗ／ｋｇ前後に向上する。しかしなが
ら磁束密度は鉄損と逆の変化を示し、Ｂ₅₀で１．７４〜
１．７６Ｔ前後から１．７３〜１．７５Ｔ前後に低下す
る。

【００１０】磁性焼鈍により磁束密度が低下するのは、
結晶粒成長に伴い、磁化が容易な板面に平行な＜１００
＞軸のない｛１１１｝方位が発達し、＜１００＞軸を有
する結晶方位粒が減少するためである。

【００１１】上記例は磁性焼鈍により全体として緩やか
に結晶粒が粗大化するいわゆる正常粒成長がおこなわれ
た場合であるが、磁性焼鈍時に｛１１１｝方位またはそ
の近傍の結晶方位を備えた結晶粒が異常粒成長（二次再
結晶）し、粗大粒（例えば結晶粒径が１００μｍを超え
る）が混在した混粒組織となる場合がある。このような
場合にも鉄損は向上するが、磁束密度は、正常粒成長に
より低下する以上に、さらに大幅に低下する。

【００１２】例えば上記Ｓi ：０．３％を含有するセミ
プロセス材で異常粒成長が生じると、鉄損はＷ_15/50 で
４．７〜４．８ｗ／ｋｇ前後に向上するが、磁束密度は
Ｂ₅₀で１．６７〜１．６９Ｔ前後にまで低下する。

【００１３】セミプロセス材を用いて電気機器の高効率
化を進めるには、磁性焼鈍による鉄損改善が容易である
と共に、異常粒成長による磁束密度の低下を確実に抑制
できる材料が望まれていた。

【００１４】上記特開平３−２２９８２１号公報に記載
の方法においては、打ち抜き性改善のためにＳを含有さ
せる必要があるので鉄損改善効果が必ずしも十分ではな
いうえ、上述したような磁性焼鈍における磁束密度の低
下に対して考慮されておらず、磁束密度を積極的に改善
することはできない。

【００１５】この意味において、例えば特開平３−２２
９８２０号公報で提案されている方法においては、磁束
密度を積極的に改善することはできない。特開平１０−
４６２５４号公報に記載の製造方法では、スラブ加熱温
度を極めて低くする必要があるために熱間圧延が困難に
なるうえ、Ｓ含有量を１０ｐｐｍ以下にするのも通常の
方法では極めて困難である。さらに、磁性焼鈍における
磁束密度の低下に対して考慮されておらず、磁束密度を
積極的に改善することはできない。

【００１６】特開平１１−１５８５８９号公報に記載の
方法では、仕上冷間圧延前の鋼板に長時間の焼鈍を施す
必要があるために、その実施にあたっては箱焼鈍など特
殊な設備を要するうえ、その処理に際しても効率よい生
産ができない。また、高価なＡl を大量に使用するため
にコストが高くなるうえ、磁性焼鈍における磁束密度の
低下は考慮されておらず、磁束密度を積極的に改善する
ことはできない。

【００１７】以上述べたようにこれまでのセミプロセス
材においては、磁性焼鈍後の低鉄損を得るのが容易では
ないうえ、安定して高い磁束密度を得ることができない
という問題がある。

【００１８】本発明の目的はこれらの問題点を解決し、
磁性焼鈍後にも低鉄損、かつ安定して高い磁束密度を有
する無方向性電磁鋼板の効率的な製造方法を提供するこ
とにある。

【００１９】

【課題を解決するための手段】無方向性電磁鋼板の磁気
特性を良好にするには鋼のＳ含有量を低くする必要があ
る。しかしながら極低Ｓ化するには特殊な工程と費用を
必要とするため、比較的容易に、かつ、低コストでセミ
プロセス材を製造するには、ある程度までＳの含有を許
容する必要がある。本発明者はこのような観点から許容
可能なＳ限界を種々検討した結果、Ｓ含有量としては、
０．００７％まで許容する必要があるとの結論を得た。

【００２０】次いで、Ｓを最大０．００７％まで含有す
る鋼について、磁性焼鈍後の磁気特性に対する製造要因
の影響について種々研究を重ねた。その結果、適量のＴ
i を含有させた鋼スラブを使用し、これを熱間圧延する
に際し、粗圧延後、仕上圧延前の段階において、一定温
度範囲に所定時間鋼片を滞留させる処理（以下、単に
「仕上前滞留」と記す）を施し、さらに仕上圧延条件を
特定範囲に制限して熱間圧延した鋼板を冷間圧延し、仕
上焼鈍する方法が、上記問題点の解決に有効であること
を見出した。以下に上記知見を得るに至った実験内容を
説明する。

【００２１】ａ．Ｔi 含有量の影響； 質量％で（以下、化学組成を表す％表示は質量％を意味
する）Ｃ：０．００２％、Ｓi ：０．１０％、Ｍn ：
０．２５％、Ｐ：０．０９０％、Ｓ：０．００５％、Ａ
l ：０．２７％、Ｎ：０．００２０％を含有し、Ｔi を
０．００８％以下の範囲で種々変更した鋼を実験室的に
溶解し、鍛造して鋼塊を得た。この鋼塊より厚さが４５
mmの鋼片を切り出し、１１５０℃で１時間加熱したの
ち、３パスの圧延を施して厚さが１５mmの鋼片に圧延し
た後、直ちに９００℃に設定した炉に装入して３０秒間
保持し、次いで８８０℃で熱間仕上圧延を終了して厚
さ：３．０mmの熱延鋼板を得た。この鋼板の両面を研削
して厚さが２．３mmの鋼板とし、これを冷間圧延して厚
さ：０．５０mmの冷延鋼板とし、次いで８００℃に急速
加熱して１５秒間保持する焼鈍を施して無方向性電磁鋼
板を得た。これらの鋼板から長さ：２８ｃｍのエプスタ
イン試験片を打ち抜き、７５０℃で２時間保持する磁性
焼鈍を施し、その磁気特性をＪＩＳ−Ｃ２５５０に記載
のエプスタイン法により測定した。

【００２２】図１に、上記実験で得られたＴi 含有量と
磁気特性との関係を示す。図１からわかるように、Ｔi
を０．００２％以上含有させた鋼は磁性焼鈍後の磁束密
度が著しく高い。Ｔi 含有量が０．００２％以上であっ
た試験片は、磁性焼鈍において正常粒成長を示していた
が、Ｔi を含有させなかった場合およびＴi 含有量を
０．００１％とした場合は、磁性焼鈍時に異常粒成長が
認められた。また、Ｔi含有量が０．００７％を超える
場合には鉄損がよくなかったが、これはＴi 炭窒化物が
多量に分散し粒成長を抑制したためと考えられた。

【００２３】これらのことから、異常粒成長が生じると
磁束密度が大きく損なわれること、Ｔi を０．００２％
以上含有させることにより異常粒成長の抑制が可能なこ
と、Ｔi を適量含有させることにより、磁性焼鈍後の鉄
損と磁束密度とを共に良好な範囲にすることができるこ
と、などが確認された。

【００２４】ｂ．スラブ加熱； 熱間圧延に供する鋳片または鋼片（以下、単に「スラ
ブ」とも記す）を熱間圧延の粗圧延に先だって加熱する
際の加熱温度（以下、単に「スラブ加熱温度」と記す）
が電磁鋼板の磁気特性に影響する。

【００２５】本発明者は、Ｔi を０．００４％含有し、
それ以外は上記ａ項に記載したのと同様の化学組成を有
し、厚さが２３０mmの連続鋳造スラブを加熱炉に装入し
て種々の温度に加熱し、粗圧延し、９５０〜１０５０℃
の温度域で３０秒以上滞留させた後、８７５℃で熱間仕
上圧延を終了して厚さが２．３mmの熱延鋼板とした。こ
れを酸洗し、冷間圧延して厚さ０．５０mmの冷延鋼板と
し、次いで８００℃で焼鈍し、上記ａ項に記載したのと
同様の方法で得られた鋼板の磁性焼鈍後の磁気特性を測
定した。

【００２６】図２に、上記実験で得られたスラブ加熱温
度と磁気特性との関係を示す。図２からわかるように断
面平均温度が１１８０℃以下の領域で鉄損が顕著に改善
される。これは、スラブ加熱温度を低く制限することに
よりＴiＮ 、ＡlＮ 、ＭnＳなどの再溶解と、それに伴
う熱間圧延時の微細析出が抑制され、磁性焼鈍時の結晶
粒成長が促進されたことによる。

【００２７】ｃ．仕上前滞留； 磁性焼鈍時の異常粒成長には、磁性焼鈍前の鋼板に直径
が０．２μｍ以下の微細なＡlＮ またはＭnＳ の存在が
大きく影響し、これらの析出物を磁性焼鈍前までに粗大
化しておけば、異常粒成長を防止できる、と推測され
た。これを確認するために以下の実験をおこなった。

【００２８】Ｔi を０．００３％含有した以外は上記ａ
項に記したのと同一である化学組成を備えた連続鋳造ス
ラブより厚さ４５mmの鋳片を切り出した。鋼のＡr3変態
点は９４５℃であった。この鋳片を１１５０℃で１時間
加熱したのち、３パスの粗圧延を施して厚さ：１５mmの
鋼片とし、これを９００℃に設定した保熱炉に装入して
５〜３００秒間滞留させた後、３パスの仕上熱間圧延を
施して厚さ：３．０mmの熱延鋼板とした。

【００２９】得られた熱延鋼板の両面を研削して厚さ：
２．３mmの鋼板とし、これをａ項に記載したのと同様の
方法で冷間圧延し、焼鈍して厚さ：０．５０mmの無方向
性電磁鋼板を得た。これらの鋼板の磁性焼鈍後の磁気特
性をａ項と同様の方法で調査した。

【００３０】表１に、粗圧延終了温度、仕上前での滞留
時間、仕上圧延温度および磁性焼鈍後の磁気特性を示
す。また、図３に上記磁気特性と仕上前滞留時間との関
係を示す。

【００３１】

【表１】

【００３２】表２および図３に示すように、粗圧延終了
後、仕上圧延開始までの間の滞留時間が長くなるにつれ
磁束密度が向上し、鉄損も改善された。滞留時間が１０
秒に満たない場合には、磁束密度の改善効果が得られな
かった。

【００３３】このように、仕上圧延前において、鋼片を
高温域で一定時間以上滞留させることにより磁束密度が
向上したのは、滞留中にＡlＮ およびＭnＳ の分散状態
が変化したためと考えられる。すなわち、γ相領域にお
いてＡlＮ およびＭnＳ を十分に析出させることによ
り、熱間圧延終了後のα相域におけるＡlＮ またはＭn
Ｓ の微細析出が抑制される。その結果、磁性焼鈍時に
析出粒子のオストワルド成長が起こらず、異常粒成長が
抑制されたものと推察される。

【００３４】本発明はこれらの知見を基にして完成され
たものであり、その要旨は、下記（１）および（２）に
記載の磁性焼鈍後の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板
の製造方法にある。

【００３５】（１）化学組成が質量％でＣ：０．００４
％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．２０〜１．５
％、Ａｌ：０．１０〜１．０％、Ｔｉ：０．００２〜
０．００７％、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．００７％
以下、Ｎ：０．００４０％以下を含有し、残部がＦe お
よび不可避的不純物からなる鋼スラブに熱間圧延を施
し、次いで冷間圧延を施したのち、仕上焼鈍を施す無方
向性電磁鋼板の製造方法であって、前記熱間圧延が、鋼
を粗圧延し、次いで９００℃以上、１１００℃以下の温
度範囲に１０秒以上滞留させた後に仕上圧延を開始し、
９５０℃以下、かつＡr3変態点未満で仕上圧延を終了す
ることを特徴とする磁性焼鈍後の磁気特性に優れた無方
向性電磁鋼板の製造方法。

【００３６】（２）前記粗圧延前の鋼の温度が１１００
℃以上、１１８０℃以下であることを特徴とする上記
（１）に記載の磁性焼鈍後の磁気特性に優れた無方向性
電磁鋼板の製造方法。

【００３７】

【発明の実施の形態】本発明の実施の形態を詳細に述べ
る。 鋼の化学組成； Ｃ：Ｃは炭化物として析出し、磁気特性を劣化させるの
で少ないほどよい。Ｃ含有量が０．００４％を超える
と、鉄心として使用中に磁気時効が生じて磁気特性がさ
らに劣化する。これを防ぐためにＣ含有量は０．００４
％以下とする。

【００３８】Ｓi ：Ｓi は鋼の固有抵抗を高める作用が
あり、Ｓi を含有させることにより電磁鋼板の鉄損を小
さくすることができる。磁性焼鈍後の鉄損を改善するた
めにＳi を含有させるのが望ましい。しかしながらＳi
含有量が１．５％を超えると、磁束密度の低下が著しく
なるので、Ｓi 含有量は１．５％以下とする。

【００３９】他方、Ｓi を含有させると鋼の飽和磁束密
度が低下し、磁性焼鈍後の磁束密度が低くなる。より優
れた磁束密度を必要とする場合には、Ｓi 含有量を１．
０％以下とするのが好ましい。さらに好ましくは０．５
％以下である。なお磁束密度を必要とする場合にはＳi
を含有させなくても構わない。

【００４０】Ｍn ：Ｍn は鋼の固有抵抗を高める作用が
あり、Ｍn を含有させることで電磁鋼板の鉄損を小さく
することができる。ただしその効果は単位含有量当たり
でＳi の約１／２である。さらにＭn は鋼のＳをＭnＳ
として固定し、焼鈍時の結晶粒成長性を向上させる作用
もある。本発明が規定する無方向性電磁鋼板では、Ｓを
０．００７％まで含有することを許容する。このような
鋼の結晶粒成長性を良好に保つために、Ｍn 含有量は
０．２０％以上とする。他方Ｍn 含有量が１．５％を超
えると飽和磁束密度の低下に伴い磁束密度が低下するの
で、Ｍn 含有量は１．５％以下とする。より高い磁束密
度を必要とする場合には、好ましくは１．０％以下、さ
らに好ましくは０．５％以下とする。

【００４１】Ａl ：Ａl はＳi と同程度の寄与率で鋼の
固有抵抗を高める作用があり、電磁鋼板の鉄損を小さく
するのに有効な元素である。さらに、Ａl を適量以上に
含有させることにより、鋼中のＮと結合して生じるＡl
Ｎ 析出物を粗大にし、ＡlＮによる鋼の粒成長性阻害要
因を無害化することができる。

【００４２】Ａl 含有量が０．１０％に満たない場合に
は上記ＡlＮ の粗大化効果が得られず、微細なＡlＮ が
多量に分散して磁性焼鈍時の鋼の粒成長性が著しく損な
われる。従ってＡl 含有量は０．１０％以上とする。他
方Ａl は高価であるうえ、鋼の飽和磁束密度を低くする
作用があり、過度にＡl を含有させると得られる磁束密
度が低くなり過ぎる。従ってＡl 含有量は１．０％以下
とする。より高い磁束密度を必要とする場合には、好ま
しくは０．６０％以下、さらに好ましくは０．３０％以
下である。

【００４３】Ｐ：Ｐは電磁鋼板の磁束密度にさほどの影
響がないので必須元素ではないが、鋼を硬質にする作用
があるので、鋼板の打ち抜き性を改善するために含有さ
せても構わない。その含有量が０．２０％を超えると鋼
の脆化が著しくなり、圧延が困難となる場合があるの
で、Ｐを含有させる場合でもその上限は０．２０％とす
る。

【００４４】Ｓ：Ｓは微細なＭnＳ として析出して、磁
性焼鈍時の結晶粒成長を妨げるうえ、磁気特性を劣化さ
せる作用もあるので少ないほど好ましい。Ｓ含有量が
０．００７％を超えると、本発明が規定する他の条件を
満足しても鉄損が十分向上しないので、Ｓ含有量は０．
００７％以下とする。他方、Ｓ低減には鋼の精錬時など
に特殊な処理を必要とするうえ、技術的にも限界があ
り、本発明の方法により磁気特性が向上するので、Ｓ含
有量は０．００２％以上とするのが望ましい。

【００４５】Ｎ：ＮはＡlＮ として析出し、磁気焼鈍時
の粒成長性を著しく低下させる。これを避けるためにＮ
含有量は０．００４０％以下とする。 Ｔi ：Ｔi は鋼中のＮ、Ｃなどと結合して微細なＴiＮ
、ＴiＣ として析出し、結晶粒の成長を抑制する作用
がある。これらの析出物が過度に多くなると鉄損を損な
うので、Ｔi 含有量は０．００７％以下とする。好まし
くは０．００６％以下である。

【００４６】他方、これらの析出物は、磁性焼鈍時にお
ける異常粒成長を抑制する作用があり、磁性焼鈍後の磁
気特性を安定して良好にするには、適量のＴi を含有さ
せるのが有効である。本発明においては、磁性焼鈍にお
ける異常粒成長を抑制し磁束密度の低下を防止するため
に、鋼にＴi を０．００２％以上含有させる。好ましく
は０．００３％以上である。なお、上記Ｔi は、鋼を精
錬する際にＴi を含有する合金をＴi 源として添加する
方法や、精錬に際してＡｌ脱酸を十分におこない、スラ
グに含まれるＴi 酸化物を還元して溶鋼に含有させる方
法でその含有量を調整するのがよい。

【００４７】上記以外はＦe および不可避的不純物であ
る。熱間圧延条件；上記化学組成を有するスラブは、常
法により、溶鋼を連続鋳造して製造されるか、鋼塊とし
た後に分塊圧延などを経て製造される。このスラブは公
知の方法により、粗圧延した後、仕上圧延して熱延鋼板
とする。

【００４８】粗圧延に供するスラブの温度が後ほど述べ
る仕上前保定が可能な水準を維持できる場合には、加熱
工程を経ることなく仕上圧延に供しても構わない。スラ
ブ温度が低過ぎて仕上前保定が困難である場合は、熱間
圧延に供する前に加熱炉に装入してスラブを加熱するの
が好ましい。

【００４９】スラブ加熱：粗圧延前にスラブを加熱する
場合には、スラブ加熱温度が１１８０℃を超えるとＭn
Ｓ 、ＡlＮ などが鋼中に再溶解し、以降の熱間圧延時
に微細に再析出して、磁性焼鈍後の鉄損を損なう場合が
ある。これを避けるためにスラブ加熱温度は１１８０℃
以下とするのが望ましい。スラブ温度を過度に低くする
と圧延が困難となるので、スラブを加熱する場合の加熱
温度は１１００℃以上とするのがよい。さらに望ましく
は１１４０℃を超える領域である。

【００５０】なお、スラブ加熱温度計測は公知の放射温
度計など、任意の方式でおこうことができるが、析出物
制御の効果を高めるために、スラブ内部の温度が把握で
きる公知の熱伝導方程式から求められる加熱炉抽出時の
スラブ断面平均温度を用いるのが望ましい。

【００５１】仕上前滞留：粗圧延した鋼片は、粗圧延後
仕上圧延開始までの間に、鋼片温度が９００℃以上であ
る領域で１０秒以上滞留させる。これにより、ＭnＳ が
γ相域で十分に析出するので、熱延終了後のα相域にお
けるＡlＮ 、ＭnＳ などの微細析出を抑制することがで
きる。その結果、磁性焼鈍時に析出粒子がオストワルド
成長しにくくなり、異常粒成長が抑制され、磁性焼鈍後
の磁束密度が改善される。

【００５２】滞留温度（鋼片温度）が９００℃に満たな
い場合には、滞留中のＭnＳ 析出が十分ではないので、
得られる製品の十分な磁束密度改善効果を得ることがで
きない。好ましくは９２０℃以上、さらに好ましくは９
５０℃以上である。

【００５３】滞留温度が１１００℃を超えると、鋼の化
学組成によっては熱間圧延の仕上圧延終了温度がγ相単
相域となり、得られる熱延板の結晶粒径が非常に細かく
なり、最終製品の磁気特性に不利な集合組織が発達する
ため、得られる鉄損および磁束密度は極めて劣ったもの
となる。従って、滞留温度は１１００℃以下とする。好
ましくは１０５０℃以下である。

【００５４】９００〜１１００℃の温度域における滞留
時間が１０秒に満たない場合は、この間のＭnＳ 析出が
不十分になるために十分な磁束密度改善効果を得ること
ができない。好ましくは３０秒以上、さらに好ましくは
１００秒以上である。滞留時間が３００秒を超えると磁
束密度改善効果が飽和するので滞留時間は３００秒以下
でよい。

【００５５】上記温度領域で所望の時間滞留させるに
は、粗圧延後仕上圧延までの間の鋼片を保熱したり、外
部かの熱源を用いて加熱したりする方法がよいが、粗圧
延後の鋼片の厚さを２０mm以上とし、粗圧延を高温（例
えば１０００℃以上）で終了する方法でも構わない。な
ぜなら、厚さ２０mmの鋼の空冷による冷却速度は０．１
〜１℃／秒の間にあり、１００秒空冷後の温度降下は１
００℃と計算されるからである。

【００５６】仕上圧延は９００℃以上で開始するのが望
ましい。９００℃よりも低い場合には仕上圧延終了温度
が低くなりすぎて、以下に述べる理由により、磁性焼鈍
した際に異常粒成長が生じて磁束密度が著しく低下する
場合があるからである。

【００５７】仕上圧延終了温度がＡr3変態点以上である
と、仕上圧延後の冷却時に鋼がγ→α変態し、熱延板の
結晶組織が微細粒となり、最終製品の磁性焼鈍後の集合
組織が良好にならず、磁束密度が改善されない。このた
め、仕上圧延終了温度はＡr3変態点未満とする。また、
合金元素の含有量が高い場合など、鋼の化学組成によっ
ては、Ａr3変態点がない場合がある。しかしながら過度
に高い温度で仕上圧延するとスケール疵が増し、良好な
製品を得るのが困難となる。従って仕上圧延終了温度は
高くても９５０℃以下とする。

【００５８】仕上圧延終了温度を過度に低くしすぎる
と、微細な析出物が増し、得られる最終製品を磁性焼鈍
した際に異常粒成長が生じて磁束密度が著しく低下する
場合がある。これを避けるために、熱延間圧の仕上圧延
終了温度は、８２０℃以上とするのが望ましい。

【００５９】上記以外は公知の方法によればよい。得ら
れた熱延鋼板は、公知の方法により冷間圧延し、仕上焼
鈍を施す。その条件は特に限定するものではないが、例
えば仕上焼鈍条件は、打ち抜き性を確保するためにＪＩ
Ｓ粒度番号で８〜１０前後の結晶組織が得られるよう
に、冷間圧延後の焼鈍温度は７５０〜８５０℃の温度領
域とするのがよい。

【００６０】仕上焼鈍後は公知の絶縁被膜、あるいは、
打ち抜き性向上のための樹脂被膜などを施しても構わな
い。磁性焼鈍は、例えば非酸化性雰囲気中で７００℃以
上のα域に加熱して歪み取りあるいは結晶粒成長に必要
な時間保持するなどの、公知の方法によりおこなえばよ
い。

【００６１】

【実施例】転炉で精錬し、真空処理して得た種々の化学
組成を有する鋼を連続鋳造してスラブとした。表２にこ
れらの化学組成とＡr3変態点を示す。なお、表２で鋼ａ
は不可避的不純物としてＳi が０．０２％混入したもの
である。

【００６２】

【表２】

【００６３】これらのスラブを加熱炉に装入して種々の
温度に加熱した後、厚さが２３０mmの鋼片に粗圧延し
た。その後、種々の滞留時間を経て仕上熱間圧延に供
し、厚さが２．３mmの熱延鋼板とした。ついで、酸洗
後、厚さ０．５０mmまで冷間圧延し、８００℃で１５秒
間保持する仕上焼鈍を施し、さらに表面に絶縁皮膜を塗
布した。これらの鋼板の圧延方向および幅方向に平行に
長さが２８cmのエプスタイン試験片を採取し、窒素雰囲
気中で７５０℃に加熱して２時間保持する磁性焼鈍を施
した後、ＪＩＳ−Ｃ２５５０の規定によるエプスタイン
法により鉄損（Ｗ_{15/5 0} ）および磁束密度（Ｂ₅₀）を測
定した。また、あわせて結晶組織も調査した。

【００６４】表３にそれぞれの鋼の熱延条件、結晶組織
および磁気特性をまとめて示す。

【００６５】

【表３】

【００６６】表３に示すように、本発明の規定する条件
を満足する鋼板は、結晶組織が正常粒成長をしており、
磁性焼鈍後の鉄損は低く、磁束密度は高く、いずれも良
好な磁気特性を示した。試験番号７、８および９は仕上
前滞留時間が長く、磁束密度が優れていた。試験番号１
１はスラブ加熱温度が高かったために鉄損がやや劣り、
試験番号１２はスラブ加熱温度が低かったために磁束密
度がやや劣った。

【００６７】これに対し、本発明の規定する条件を満足
しなかった鋼板は、異常粒成長が生じて磁束密度が低か
ったり、結晶組織が好ましくなく、磁性焼鈍後の磁気特
性はよくなかった。特に熱延条件がよくなかった試験番
号１３〜１６およびＴi 含有量が少なすぎた鋼ｍを用い
た試験番号２３では磁性焼鈍において異常粒成長が生
じ、磁性焼鈍後の磁束密度が大きく損なわれた。試験番
号２９ではＡl 含有量が少ない鋼ｔを用いたために、混
粒気味の細粒組織となり、特に鉄損がよくなかった。

【００６８】

【発明の効果】本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法
は、鋼のＳ含有量を０．００７％まで許容するうえ、鋼
の化学組成と熱延条件とを特定範囲に制限することで製
造できるので、安価、かつ、容易に実施できる。その結
果、磁性焼鈍において異常粒成長が発生せず、良好な鉄
損と磁束密度を兼ね備えた、磁気特性に優れた無方向性
電磁鋼板が得られる。したがって本発明の製造方法は工
業的な利用価値が極めて大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】鋼のＴi 含有量と磁性焼鈍後の磁気特性との関
係を示すグラフである。

【図２】スラブ加熱温度と磁性焼鈍後の磁気特性との関
係を示すグラフである。

【図３】粗圧延後仕上圧延開始までの間の滞留時間と磁
性焼鈍後の磁気特性との関係を示すグラフである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 化学組成が質量％でＣ：０．００４％以
   下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．２０〜１．５％、
   Ａｌ：０．１０〜１．０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０
   ０７％、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．００７％以下、
   Ｎ：０．００４０％以下を含有し、残部がＦe および不
   可避的不純物からなる鋼スラブに熱間圧延を施し、次い
   で冷間圧延を施した後、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼
   板の製造方法であって、前記熱間圧延が、鋼を粗圧延
   し、次いで９００℃以上、１１００℃以下の温度範囲に
   １０秒以上滞留させた後に仕上圧延を開始し、９５０℃
   以下、かつＡr3変態点未満で仕上圧延を終了することを
   特徴とする磁性焼鈍後の磁気特性に優れた無方向性電磁
   鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】 前記粗圧延前の鋼の温度が１１００℃以
   上、１１８０℃以下であることを特徴とする請求項１記
   載の磁性焼鈍後の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の
   製造方法。