JP2005002401A - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】本発明は、磁束密度が高く、経済的で操業性に優れる無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを主目的とする。
【解決手段】上記目的を達成するために、本発明は、質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．００１５〜０．０３％、Ｔｉ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１〜０．４％、Ｎ：０．００４％以下を含有し、さらに下記（１）式を満足するＳｎおよびＳｂの少なくともいずれか一方を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不純物からなる鋼塊または鋼片に、仕上温度：８００〜９００℃、最終圧延パスの圧下率：１５〜３０％の熱間圧延を施し、次いで熱延板焼鈍を施すことなしに冷間圧延を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
０．０５＜（Ｓｎ／２＋Ｓｂ）≦０．１ （１）
（ここで、ＳｎおよびＳｂはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）
【選択図】 無し
【解決手段】上記目的を達成するために、本発明は、質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．００１５〜０．０３％、Ｔｉ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１〜０．４％、Ｎ：０．００４％以下を含有し、さらに下記（１）式を満足するＳｎおよびＳｂの少なくともいずれか一方を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不純物からなる鋼塊または鋼片に、仕上温度：８００〜９００℃、最終圧延パスの圧下率：１５〜３０％の熱間圧延を施し、次いで熱延板焼鈍を施すことなしに冷間圧延を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
０．０５＜（Ｓｎ／２＋Ｓｂ）≦０．１ （１）
（ここで、ＳｎおよびＳｂはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）
【選択図】 無し
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、モータや変圧器などの鉄心に適用される無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年では地球温暖化防止や省エネルギー推進の観点から、各種電気機器の高効率化・小型化が進められている。電気機器の高効率化・小型化には、その鉄心素材である電磁鋼板の磁気特性を改善することが有効である。中でも、電磁鋼板の磁束密度を高めることにより、モータの銅損低減やモータトルクの向上がもたらされる。そこで、従来から磁束密度の高い電磁鋼板およびその製造方法が提案されてきた。
【０００３】
特許文献１には、Ｓｎ：０．０３〜０．４％を含有した珪素鋼板を製造するにあたり、熱延板を７００〜１０００℃で焼鈍することにより、鉄損が低く透磁率の高い無方向性電磁鋼板を製造する方法が提案されている。しかしながらこの方法では、熱延板焼鈍が不可欠であるため操業性、経済性に劣る問題があった。
【０００４】
また、特許文献２には、熱間圧延の最終１パスの圧下率を３〜１７％とし、次いで注水して巻き取った後、脱スケール、冷間圧延、焼鈍することにより、優れた磁束密度を有する無方向性電磁鋼板を製造する方法が提案されている。しかしながらこの方法では、鋼成分の改良がなく冷間圧延前の粒径が小さいため、磁束密度の改善が不十分であった。
【０００５】
さらに、特許文献３には、熱間圧延の最終１パスの圧下率を３０％以上の条件で行うことにより、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を製造する方法が提案されている。この方法では、不純物元素の限定が不十分であるため、不純物量によっては冷間圧延前の粒径が小さくなり磁束密度が劣化する場合があった。また、熱延鋼板を薄くするため、脱スケールに大きな負荷がかかり、操業性、経済性に劣る問題もあった。
【０００６】
【特許文献１】
特開昭５６−９８４２０号公報
【特許文献２】
特開平７−１３８６４０号公報
【特許文献３】
特開平１１−８０８３４号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記実情に鑑みてなされたものであり、磁束密度が高く、経済的で操業性に優れる無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを主目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決すべく種々検討を行った結果、主要な鋼成分や不純物を限定し、熱間圧延・冷間圧延条件を適正化することにより、熱延板焼鈍を施すことなく、磁束密度の高い電磁鋼板を製造できることを見出し、本発明を完成するに至ったものである。
【０００９】
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．００１５〜０．０３％、Ｔｉ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１〜０．４％、Ｎ：０．００４％以下を含有し、さらに下記（１）式を満足するＳｎおよびＳｂの少なくともいずれか一方を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不純物からなる鋼塊または鋼片に、仕上温度：８００〜９００℃、最終圧延パスの圧下率：１５〜３０％の熱間圧延を施し、次いで熱延板焼鈍を施すことなしに冷間圧延を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
０．０５＜（Ｓｎ／２＋Ｓｂ）≦０．１ （１）
（ここで、ＳｎおよびＳｂはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す）。
【００１０】
なお、本発明において、「残部が実質的にＦｅおよび不純物からなる」とは、本発明の効果を阻害しない範囲で他の元素（例えばＣａや希土類金属）を含有する場合を含むことを意味する。
【００１１】
本発明においては、鋼成分としてＳｎおよびＳｂの少なくともいずれか一方を所定量含有し、Ｔｉの含有量を低減させた鋼塊または鋼片を用いて、熱間圧延条件を適正化することにより、熱延板焼鈍を施すことなく、磁束密度が著しく向上した無方向性電磁鋼板を製造することが可能となる。
【００１２】
ここで、ＳｎおよびＳｂは、磁気特性に有利な集合組織形成に有効に働くため、磁気特性を向上させるには多量のＳｎおよび／またはＳｂを鋼に含有させればよいが、その含有量が高くなると熱延鋼板が脆くなり、冷間圧延時に鋼板の幅端部から耳割れが生じて製品の歩留まりが低下する。よって、本発明においては、上記（１）式を満足するＳｎおよび／またはＳｂの含有量とし、不可避的不純物元素であるＴｉの含有量を低減させ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＰおよびＡｌの含有量を上記範囲とすることにより、良好な磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を製造することができる。
【００１３】
また、熱間圧延における仕上温度が上記範囲未満では熱延鋼板の粒径が細粒化し、所望の磁束密度が得られず、上記範囲を超えて高くなると熱延鋼板表面の酸化スケールが厚くなり、後工程の酸洗効率が低下する可能性がある。一方、最終圧延パスの圧下率が上記範囲未満では、熱延鋼板の集合組織がその後の冷延鋼板の再結晶集合組織に悪影響をもたらすと考えられ、上記範囲を超えると熱延鋼板の粒径が細粒化し、所望の磁束密度が得られない可能性がある。よって、本発明においては、熱間圧延における仕上温度および最終圧延パスの圧下率を上記範囲内とすることにより、良好な磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を製造することができる。
【００１４】
さらに、上記冷間圧延における圧下率が７０〜９０％であることが好ましい。冷間圧延の圧下率が７０％未満では、熱延鋼板の厚さが薄くなり鋼帯の長さが長くなるため、鋼板表面積が増加して酸洗による脱スケール効率が低下する可能性があるからである。一方、９０％を超えて高くなると冷間圧延時に耳割れが生じ歩留まりが低下する可能性があるからである。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。なお、鋼中の各元素の含有量を示す「％」は、特に断りのない限り「質量％」を意味するものである。
【００１６】
発明者らは、まず磁気特性に及ぼす鋼組成および熱間圧延条件の影響を調べるため以下のような実験を行った。
【００１７】
溶銑を用いた転炉精錬後の取鍋精錬において、ＲＨ式真空脱ガス処理によりＣ含有量を０．００４％以下とした後に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、ＳｎおよびＳｂの成分を調整し、連続鋳造によりスラブとした。そのスラブを１１３０℃に加熱後、熱間圧延において最終圧延パスの圧下率を１０〜４０％、仕上温度を７５０〜９００℃と変化させて、２ｍｍの熱延板とした。これを酸洗し、さらに冷間圧延して厚さ０．５ｍｍの冷延板とした。次いで、８００℃４０秒の連続仕上げ焼鈍を施し、絶縁被膜をコーティングして無方向性電磁鋼板とした。この鋼板の鋼成分は、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：０．５％、Ｍｎ：０．３％、Ｐ：０．１％、Ｓ：０．００４％、Ｔｉ：０．００１〜０．００２％、Ａｌ：０．３％、Ｓｎ：０．１２％、Ｎ：０．００２％、Ｓｂ：０．００１％未満であった。この鋼板を用いて、ＪＩＳ−Ｃ−２５５０に規定の方法により磁束密度を測定した。結果を図１に示す。
【００１８】
図１は、熱間圧延における最終圧延パスの圧下率と磁束密度Ｂ５０との関係を示したものである。図１に示すように、熱間圧延における最終圧延パスの圧下率が１５〜３０％、仕上温度が８００〜９００℃の範囲において、Ｂ５０が１．７８Ｔ以上の鋼板を得ることができた。
【００１９】
このように磁束密度の高い無方向性電磁鋼板が得られた理由は、おそらく熱間圧延により熱延鋼板の集合組織が適切に制御され、続く冷間圧延および焼鈍後に形成する集合組織が磁気特性に有利になったためと推定される。一方、この鋼板のＳｎ含有量は０．１２％、Ｓｂ含有量は０．００１％未満であったが、ＳｎおよびＳｂは粒界に偏析しやすい元素であり、加工後の再結晶粒成長段階で特定粒界の易動度を下げ、特定方位粒の成長を促進する。そのようなＳｎおよびＳｂの効果が熱延鋼板・冷延鋼板の望ましい集合組織形成に有利に働いたと推定される。
【００２０】
次に、磁気特性に及ぼすＴｉ含有量の影響を調べるため以下のような実験を行った。
【００２１】
上述した実験において、熱間圧延における最終圧延パスの圧下率が２０％、仕上温度が８５０℃の条件で鋼板を作製した。また、鋼板の鋼成分は、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：０．５％、Ｍｎ：０．３％、Ｐ：０．１％、Ｓ：０．００４％、Ａｌ：０．３％、Ｓｎ：０．１２％、Ｎ：０．００２％、Ｓｂ：０．００２％であり、Ｔｉ含有量を０〜０．００６％の範囲内で変化させた。この鋼板を用いて、ＪＩＳ−Ｃ−２５５０に規定の方法により磁束密度を測定した。結果を図２に示す。
【００２２】
図２は、鋼板のＴｉ含有量と磁束密度Ｂ５０との関係を示したものである。図２に示すように、Ｔｉ含有量が０．００３％を超えると、著しく磁束密度が低下する。この理由は、おそらく熱間圧延中に微細に析出するチタン炭窒化物が磁気特性に有利な集合組織を妨げるためと推定される。
【００２３】
上述した実験の結果から、従来では特開昭５６−９８４２０号公報に提案されているように、熱延板焼鈍を行うことにより磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を製造していたのに対し、本発明においては、鋼成分としてＳｎおよびＳｂの少なくともいずれか一方を所定量含有させ、Ｔｉ含有量を０．００３％以下と極微量になるように低減させたスラブを用いて、熱間圧延条件を適正化することにより、熱延板焼鈍を施すことなく、磁束密度が著しく向上した無方向性電磁鋼板を製造できることがわかった。
【００２４】
このように、本発明においては、Ｓｎ、ＳｂおよびＴｉを所定の含有量とすること、さらに熱間圧延における仕上温度を８００〜９００℃、最終圧延パスの圧下率を１５〜３０％とすることが特徴であるが、その効果を有効に引き出し、また電磁鋼板として必要な他の特性を満足させるためには、後述するように鋼成分を限定する必要がある。以下、本発明における鋼成分、熱間圧延、および冷間圧延について説明する。
【００２５】
（鋼成分）
・Ｃ
Ｃは炭化物として析出し、磁気特性を低下させるため、その含有量は低いほどよい。特に、Ｃ含有量が０．００５％を超えて高くなると磁気時効が生じるため、Ｃ含有量は０．００５％以下とする。また、磁気特性にとって好ましくない（１１１）結晶方位粒の成長を抑制するため、その含有量の下限値は０．０００３％とするのが望ましい。
【００２６】
・Ｓｉ
Ｓｉは鋼の比抵抗を高めるため、その含有量が高いほど鉄損は小さくなる。しかしながら、Ｓｉ含有量が高くなるとＦｅ含有量が低下するため磁束密度は低下する。したがって、Ｓｉ含有量は所望の鉄損・磁束密度のバランスで決定すればよいが、必ずしも必須の成分ではない。一方、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると熱延鋼板の組織制御が困難となり、磁束密度が著しく低下する。よって、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。
【００２７】
・Ｍｎ
Ｍｎも鋼の比抵抗を高める効果があり、Ｍｎ含有量は高いほどよい。Ｍｎ含有量が０．１％未満となると、ＭｎＳが微細に分散し磁気特性が劣化する。一方、Ｍｎ含有量が１．０％を超えて高くなると、Ａｃ３変態点が下がり過ぎ熱延鋼板の組織制御が困難となり、磁束密度が著しく低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．１〜１．０％の範囲内とする。
【００２８】
・Ａｌ
Ａｌは脱酸に有効な元素であり、その含有量が高いほど介在物が低減するため磁気特性が向上する。その効果を得るには、０．１％以上必要である。一方、Ａｌ含有量が０．４％を超えて高くなると、磁束密度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．１〜０．４％の範囲内とする。
【００２９】
・Ｐ
ＰはＳｉ同様に鋼の比抵抗を高め、その含有量が高いほど鉄損は小さくなる。しかしながら、Ｐ含有量が０．２％を超えて高くなると、鋼板の硬さが上昇して、鉄心加工における打ち抜き性が劣化する。したがって、Ｐ含有量は０．２％以下とする。
【００３０】
・Ｓ
ＳはＭｎＳを形成し、鉄心加工における打ち抜き性を改善するのに有効である。その効果を得るには、０．００１５％以上必要である。一方、Ｓ含有量が０．０３％を超えて高くなると、ＭｎＳの分散密度が高まり、鉄損が著しく劣化する。したがって、Ｓ含有量は０．００１５〜０．０３％の範囲内とする。ところで、鉄心加工時において、鉄心の鉄損を低減するため、打ち抜き積層後に歪取焼鈍を施すことがある。その歪取焼鈍後の鉄心の鉄損を低減するには、ＭｎＳの分散密度が小さいほどよい。そのような用途向け電磁鋼板のＳ含有量は、０．００６％以下が望ましい。
【００３１】
・Ｔｉ
Ｔｉは不可避的不純物元素である。Ｔｉ含有量が０．００３％を超えて高くなると、微細なＴｉ炭窒化物が析出し、磁気特性が著しく劣化する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００３％以下とする。
【００３２】
・Ｎ
ＮはＡｌ、Ｔｉと窒化物を形成し、磁気特性を劣化させるため、その含有量は少ないほどよい。特に、Ｎ含有量が０．００４％を超えて高くなると、窒化物の分散密度が高まり、熱延鋼板の組織制御が困難となり、所望の磁束密度が得られない。したがって、Ｎ含有量は０．００４％以下とする。さらに好ましいＮ含有量は０．００２％以下である。
【００３３】
・ＳｎおよびＳｂ
ＳｎおよびＳｂは磁気特性に有利な集合組織形成に有効に働く元素であり、本発明において必須の元素である。無方向性電磁鋼板の磁気特性を向上させるには、（１１１）面を有する結晶方位粒を低減し、（１００）および（１１０）面を有する結晶方位粒を増加させることが有効である。ＳｎやＳｂはまさにその（１１１）結晶方位粒の成長を抑制し、（１００）および（１１０）結晶方位粒の成長を促進する。よって、熱延板焼鈍を省略して磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を製造するためには、多量のＳｎおよび／またはＳｂを鋼に含有させる必要がある。具体的には、下記式を満足するＳｎおよび／またはＳｂを含有することが必要である。
（Ｓｎ／２＋Ｓｂ）＞０．０５
（ここで、ＳｎおよびＳｂはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す）。
【００３４】
Ｓｎ含有量に１／２の係数が必要である理由は、磁束密度を改善する効果がＳｂより小さいためである。一方、その合計含有量（Ｓｎ／２＋Ｓｂ）が０．１％を超えて高くなると、熱延鋼板が脆くなり、冷間圧延時に鋼板の幅端部から耳割れが生じて製品の歩留まりが低下する。したがって、下記（１）式を満足するＳｎおよび／またはＳｂを含有することが必要である。
０．０５＜（Ｓｎ／２＋Ｓｂ）≦０．１ （１）
（ここで、ＳｎおよびＳｂはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す）。
【００３５】
また、ＳｎとＳｂを複合して含有させる必要はなく、それぞれ単独で含有させてもよい。すなわち、Ｓｎ含有量は０．１％超〜０．２％の範囲内、Ｓｂ含有量は０．０５％超〜０．１％の範囲内であればよい。ただし、Ｓｂは蒸気圧が高いため、ＳｂよりＳｎを合金元素として選択する方が操業上好ましい。
【００３６】
・その他の成分
Ｃｕ：ＣｕはＳｎとともに鋼の熱間加工性を劣化させ、表面疵を誘発する元素である。したがって、なるべくＣｕ含有量は少ないほうがよい。ただし、製銑・製鋼時に不可避的に混入する量である０．０５％以下であれば、表面疵等の問題はない。したがって、本発明ではＣｕ含有量については特に限定するものではない。なお、スクラップ鉄などを多用するとＣｕ含有量が高くなるので、スクラップを利用せずなるべく溶銑から製造することが好ましい。
【００３７】
Ｎｉ、ＣｒおよびＶ：Ｎｉ、ＣｒおよびＶも製銑・製鋼時に不可避的に混入する元素である。これらの元素は、磁気特性にあまり影響を及ぼさず、その原料は高価であるので、本発明ではＮｉ、ＣｒおよびＶの含有量を限定するものではない。
【００３８】
Ｃａおよび希土類金属：Ｃａおよび希土類金属は脱酸や脱硫に有効であり、鉄損改善に有効な元素である。これらの元素は、本発明では必須ではないが、低鉄損化の必要に応じて添加しても磁束密度を低下させることはない。したがって、本発明ではＣａおよび希土類金属の含有量を限定するものではない。
【００３９】
（熱間圧延）
次に、本発明における熱間圧延について説明する。
【００４０】
本発明において、熱間圧延における鋼塊または鋼片の加熱温度は特に限定するものではないが、１０００℃〜１２００℃の範囲内とすることが好ましい。上記範囲内においては、鉄心加工時における歪取焼鈍後の鉄損を改善することができるからである。
【００４１】
また、熱延仕上温度は８００℃〜９００℃の範囲内とすることが必要である。本発明では、熱間圧延条件とＳｎ、ＳｂおよびＴｉの含有量とを限定することにより、磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を製造することができるからである。また、熱延仕上温度が８００℃未満では熱延鋼板の粒径が細粒化し、所望の磁束密度が得られないからである。一方、９００℃を超えて高くなると熱延鋼板表面の酸化スケールが厚くなり、後工程の酸洗効率が著しく低下するからである。
【００４２】
さらに、最終圧延パスの圧下率は１５％〜３０％の範囲内とすることが必要である。上述したように、本発明では、熱間圧延条件とＳｎ、ＳｂおよびＴｉの含有量とを限定することにより、磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を製造することができるからである。また、最終圧延パスの圧下率が１５％未満では所望の磁束密度が得られないからである。この理由は明らかではないが、熱延鋼板の集合組織がその後の冷延鋼板の再結晶集合組織に悪影響をもたらすためと推察される。一方、最終圧延パスの圧下率が３０％を超えると熱延鋼板の粒径が細粒化し、所望の磁束密度が得られないからである。
【００４３】
また、熱延終了後の鋼帯巻き取り温度は特に限定されるものではないが、７００℃以下が望ましい。上記範囲を超えて高くなると、熱延鋼板表面のスケールの酸洗効率が低下するからである。
【００４４】
（冷間圧延）
次に、本発明における冷間圧延について説明する。
【００４５】
本発明において、冷間圧延の圧下率は７０％〜９０％の範囲内とすることが好ましい。冷間圧延の圧下率が７０％未満では、熱延鋼板の厚さが薄くなり鋼帯の長さが長くなるため、鋼板表面積が増加して酸洗効率が低下するからである。一方、９０％を超えて高くなると冷間圧延時に耳割れが生じ歩留まりが低下するからである。この耳割れが生じやすくなる理由は、ＳｎおよびＳｂが粒界に偏析して熱延鋼板が脆くなっているためと推察される。
【００４６】
なお、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。
【００４７】
【実施例】
以下に実施例を示して本発明を具体的に説明する。
【００４８】
（実施例１）
転炉で脱炭脱硫した溶鋼２３０ｔを取鍋内に出鋼し、取鍋をＲＨ式真空脱ガス装置に移動した。ＲＨ式真空脱ガス装置で減圧脱炭を行い、鋼中Ｃ含有量を０．００４％以下とした後に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、ＳｎおよびＳｂの成分を調整した。その添加原料には、Ｔｉ等の不純物含有量の少ないものを用いた。成分調整、温度調整後、ＲＨ処理を終了し、連続鋳造機にてスラブとした。
【００４９】
スラブを加熱炉で１１００℃まで加熱し、仕上温度８５０〜８８０℃、巻き取り温度６５０℃で熱間圧延し、厚さ２．３ｍｍとした。ついで、熱延板焼鈍を行わずに脱スケール後に０．５ｍｍまで冷間圧延し、８３０〜８８０℃で仕上げ焼鈍した。仕上げ焼鈍後、鋼板表面に絶縁被膜を塗布した。この鋼板から２８ｃｍエプスタイン試験片を採取し、エプスタイン法（ＪＩＳ−Ｃ−２５５０に規定の方法）により磁気特性を測定した。
【００５０】
表１に鋼成分分析値、熱間圧延における最終圧延パスの圧下率、鉄損Ｗ１５／５０、および磁束密度Ｂ５０を示す。本発明の実施例である鋼Ａから鋼Ｄは、磁気力５０００Ａ／ｍでの磁束密度Ｂ５０がいずれも１．８１Ｔ以上で良好である。それに対し、比較例の鋼Ｅから鋼Ｋの磁束密度Ｂ５０はいずれも１．７８Ｔ以下と劣る。なお、鋼Ｋは冷間圧延時に耳割れが生じ、製品の歩留まりが低下した。
【００５１】
【表１】
（実施例２）
鋼成分が本発明の範囲内にある鋼Ａから鋼Ｃのスラブを用いて、１１２０℃まで加熱し、種々の熱間圧延条件にて厚さ２．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。ついで、熱延板焼鈍を行わずに脱スケール後に０．５ｍｍまで冷間圧延し、８００〜８２０℃で仕上げ焼鈍した。仕上げ焼鈍後、鋼板表面に絶縁被膜を塗布した。この鋼板から２８ｃｍエプスタイン試験片を採取し、歪取焼鈍（７５０℃、２時間）を施した。エプスタイン法（ＪＩＳ−Ｃ−２５５０に規定の方法）により磁気特性を測定した。
【００５２】
表２に熱間圧延における最終圧延パスの圧下率、仕上温度、鉄損Ｗ１５／５０、および磁束密度Ｂ５０を示す。本発明の実施例であるＮｏ．１からＮｏ．３は、磁束密度Ｂ５０が１．８Ｔ以上で良好である。また、鋼ＡはＳ含有量が高いため（表１）、鋼Ｂより鉄損Ｗ１５／５０が劣る。歪取焼鈍後の磁束密度と鉄損を双方改善するには、Ｓ含有量は少ない方が好ましいことがわかる。
【００５３】
【表２】
【発明の効果】
本発明においては、鋼成分としてＳｎおよびＳｂの少なくともいずれか一方を所定量含有させ、Ｔｉ含有量を低減させ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＰおよびＡｌの含有量を所定の範囲とした鋼塊または鋼片を用いて、熱間圧延条件を適正化することにより、熱延板焼鈍を施すことなく、磁束密度が著しく向上した無方向性電磁鋼板を製造することができるという効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】熱間圧延における最終圧延パスの圧下率と磁束密度Ｂ５０との関係を示すグラフである。
【図２】鋼中におけるＴｉ含有量と磁束密度Ｂ５０との関係を示すグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、モータや変圧器などの鉄心に適用される無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年では地球温暖化防止や省エネルギー推進の観点から、各種電気機器の高効率化・小型化が進められている。電気機器の高効率化・小型化には、その鉄心素材である電磁鋼板の磁気特性を改善することが有効である。中でも、電磁鋼板の磁束密度を高めることにより、モータの銅損低減やモータトルクの向上がもたらされる。そこで、従来から磁束密度の高い電磁鋼板およびその製造方法が提案されてきた。
【０００３】
特許文献１には、Ｓｎ：０．０３〜０．４％を含有した珪素鋼板を製造するにあたり、熱延板を７００〜１０００℃で焼鈍することにより、鉄損が低く透磁率の高い無方向性電磁鋼板を製造する方法が提案されている。しかしながらこの方法では、熱延板焼鈍が不可欠であるため操業性、経済性に劣る問題があった。
【０００４】
また、特許文献２には、熱間圧延の最終１パスの圧下率を３〜１７％とし、次いで注水して巻き取った後、脱スケール、冷間圧延、焼鈍することにより、優れた磁束密度を有する無方向性電磁鋼板を製造する方法が提案されている。しかしながらこの方法では、鋼成分の改良がなく冷間圧延前の粒径が小さいため、磁束密度の改善が不十分であった。
【０００５】
さらに、特許文献３には、熱間圧延の最終１パスの圧下率を３０％以上の条件で行うことにより、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を製造する方法が提案されている。この方法では、不純物元素の限定が不十分であるため、不純物量によっては冷間圧延前の粒径が小さくなり磁束密度が劣化する場合があった。また、熱延鋼板を薄くするため、脱スケールに大きな負荷がかかり、操業性、経済性に劣る問題もあった。
【０００６】
【特許文献１】
特開昭５６−９８４２０号公報
【特許文献２】
特開平７−１３８６４０号公報
【特許文献３】
特開平１１−８０８３４号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記実情に鑑みてなされたものであり、磁束密度が高く、経済的で操業性に優れる無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを主目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決すべく種々検討を行った結果、主要な鋼成分や不純物を限定し、熱間圧延・冷間圧延条件を適正化することにより、熱延板焼鈍を施すことなく、磁束密度の高い電磁鋼板を製造できることを見出し、本発明を完成するに至ったものである。
【０００９】
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．００１５〜０．０３％、Ｔｉ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１〜０．４％、Ｎ：０．００４％以下を含有し、さらに下記（１）式を満足するＳｎおよびＳｂの少なくともいずれか一方を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不純物からなる鋼塊または鋼片に、仕上温度：８００〜９００℃、最終圧延パスの圧下率：１５〜３０％の熱間圧延を施し、次いで熱延板焼鈍を施すことなしに冷間圧延を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
０．０５＜（Ｓｎ／２＋Ｓｂ）≦０．１ （１）
（ここで、ＳｎおよびＳｂはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す）。
【００１０】
なお、本発明において、「残部が実質的にＦｅおよび不純物からなる」とは、本発明の効果を阻害しない範囲で他の元素（例えばＣａや希土類金属）を含有する場合を含むことを意味する。
【００１１】
本発明においては、鋼成分としてＳｎおよびＳｂの少なくともいずれか一方を所定量含有し、Ｔｉの含有量を低減させた鋼塊または鋼片を用いて、熱間圧延条件を適正化することにより、熱延板焼鈍を施すことなく、磁束密度が著しく向上した無方向性電磁鋼板を製造することが可能となる。
【００１２】
ここで、ＳｎおよびＳｂは、磁気特性に有利な集合組織形成に有効に働くため、磁気特性を向上させるには多量のＳｎおよび／またはＳｂを鋼に含有させればよいが、その含有量が高くなると熱延鋼板が脆くなり、冷間圧延時に鋼板の幅端部から耳割れが生じて製品の歩留まりが低下する。よって、本発明においては、上記（１）式を満足するＳｎおよび／またはＳｂの含有量とし、不可避的不純物元素であるＴｉの含有量を低減させ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＰおよびＡｌの含有量を上記範囲とすることにより、良好な磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を製造することができる。
【００１３】
また、熱間圧延における仕上温度が上記範囲未満では熱延鋼板の粒径が細粒化し、所望の磁束密度が得られず、上記範囲を超えて高くなると熱延鋼板表面の酸化スケールが厚くなり、後工程の酸洗効率が低下する可能性がある。一方、最終圧延パスの圧下率が上記範囲未満では、熱延鋼板の集合組織がその後の冷延鋼板の再結晶集合組織に悪影響をもたらすと考えられ、上記範囲を超えると熱延鋼板の粒径が細粒化し、所望の磁束密度が得られない可能性がある。よって、本発明においては、熱間圧延における仕上温度および最終圧延パスの圧下率を上記範囲内とすることにより、良好な磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を製造することができる。
【００１４】
さらに、上記冷間圧延における圧下率が７０〜９０％であることが好ましい。冷間圧延の圧下率が７０％未満では、熱延鋼板の厚さが薄くなり鋼帯の長さが長くなるため、鋼板表面積が増加して酸洗による脱スケール効率が低下する可能性があるからである。一方、９０％を超えて高くなると冷間圧延時に耳割れが生じ歩留まりが低下する可能性があるからである。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。なお、鋼中の各元素の含有量を示す「％」は、特に断りのない限り「質量％」を意味するものである。
【００１６】
発明者らは、まず磁気特性に及ぼす鋼組成および熱間圧延条件の影響を調べるため以下のような実験を行った。
【００１７】
溶銑を用いた転炉精錬後の取鍋精錬において、ＲＨ式真空脱ガス処理によりＣ含有量を０．００４％以下とした後に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、ＳｎおよびＳｂの成分を調整し、連続鋳造によりスラブとした。そのスラブを１１３０℃に加熱後、熱間圧延において最終圧延パスの圧下率を１０〜４０％、仕上温度を７５０〜９００℃と変化させて、２ｍｍの熱延板とした。これを酸洗し、さらに冷間圧延して厚さ０．５ｍｍの冷延板とした。次いで、８００℃４０秒の連続仕上げ焼鈍を施し、絶縁被膜をコーティングして無方向性電磁鋼板とした。この鋼板の鋼成分は、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：０．５％、Ｍｎ：０．３％、Ｐ：０．１％、Ｓ：０．００４％、Ｔｉ：０．００１〜０．００２％、Ａｌ：０．３％、Ｓｎ：０．１２％、Ｎ：０．００２％、Ｓｂ：０．００１％未満であった。この鋼板を用いて、ＪＩＳ−Ｃ−２５５０に規定の方法により磁束密度を測定した。結果を図１に示す。
【００１８】
図１は、熱間圧延における最終圧延パスの圧下率と磁束密度Ｂ５０との関係を示したものである。図１に示すように、熱間圧延における最終圧延パスの圧下率が１５〜３０％、仕上温度が８００〜９００℃の範囲において、Ｂ５０が１．７８Ｔ以上の鋼板を得ることができた。
【００１９】
このように磁束密度の高い無方向性電磁鋼板が得られた理由は、おそらく熱間圧延により熱延鋼板の集合組織が適切に制御され、続く冷間圧延および焼鈍後に形成する集合組織が磁気特性に有利になったためと推定される。一方、この鋼板のＳｎ含有量は０．１２％、Ｓｂ含有量は０．００１％未満であったが、ＳｎおよびＳｂは粒界に偏析しやすい元素であり、加工後の再結晶粒成長段階で特定粒界の易動度を下げ、特定方位粒の成長を促進する。そのようなＳｎおよびＳｂの効果が熱延鋼板・冷延鋼板の望ましい集合組織形成に有利に働いたと推定される。
【００２０】
次に、磁気特性に及ぼすＴｉ含有量の影響を調べるため以下のような実験を行った。
【００２１】
上述した実験において、熱間圧延における最終圧延パスの圧下率が２０％、仕上温度が８５０℃の条件で鋼板を作製した。また、鋼板の鋼成分は、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：０．５％、Ｍｎ：０．３％、Ｐ：０．１％、Ｓ：０．００４％、Ａｌ：０．３％、Ｓｎ：０．１２％、Ｎ：０．００２％、Ｓｂ：０．００２％であり、Ｔｉ含有量を０〜０．００６％の範囲内で変化させた。この鋼板を用いて、ＪＩＳ−Ｃ−２５５０に規定の方法により磁束密度を測定した。結果を図２に示す。
【００２２】
図２は、鋼板のＴｉ含有量と磁束密度Ｂ５０との関係を示したものである。図２に示すように、Ｔｉ含有量が０．００３％を超えると、著しく磁束密度が低下する。この理由は、おそらく熱間圧延中に微細に析出するチタン炭窒化物が磁気特性に有利な集合組織を妨げるためと推定される。
【００２３】
上述した実験の結果から、従来では特開昭５６−９８４２０号公報に提案されているように、熱延板焼鈍を行うことにより磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を製造していたのに対し、本発明においては、鋼成分としてＳｎおよびＳｂの少なくともいずれか一方を所定量含有させ、Ｔｉ含有量を０．００３％以下と極微量になるように低減させたスラブを用いて、熱間圧延条件を適正化することにより、熱延板焼鈍を施すことなく、磁束密度が著しく向上した無方向性電磁鋼板を製造できることがわかった。
【００２４】
このように、本発明においては、Ｓｎ、ＳｂおよびＴｉを所定の含有量とすること、さらに熱間圧延における仕上温度を８００〜９００℃、最終圧延パスの圧下率を１５〜３０％とすることが特徴であるが、その効果を有効に引き出し、また電磁鋼板として必要な他の特性を満足させるためには、後述するように鋼成分を限定する必要がある。以下、本発明における鋼成分、熱間圧延、および冷間圧延について説明する。
【００２５】
（鋼成分）
・Ｃ
Ｃは炭化物として析出し、磁気特性を低下させるため、その含有量は低いほどよい。特に、Ｃ含有量が０．００５％を超えて高くなると磁気時効が生じるため、Ｃ含有量は０．００５％以下とする。また、磁気特性にとって好ましくない（１１１）結晶方位粒の成長を抑制するため、その含有量の下限値は０．０００３％とするのが望ましい。
【００２６】
・Ｓｉ
Ｓｉは鋼の比抵抗を高めるため、その含有量が高いほど鉄損は小さくなる。しかしながら、Ｓｉ含有量が高くなるとＦｅ含有量が低下するため磁束密度は低下する。したがって、Ｓｉ含有量は所望の鉄損・磁束密度のバランスで決定すればよいが、必ずしも必須の成分ではない。一方、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると熱延鋼板の組織制御が困難となり、磁束密度が著しく低下する。よって、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。
【００２７】
・Ｍｎ
Ｍｎも鋼の比抵抗を高める効果があり、Ｍｎ含有量は高いほどよい。Ｍｎ含有量が０．１％未満となると、ＭｎＳが微細に分散し磁気特性が劣化する。一方、Ｍｎ含有量が１．０％を超えて高くなると、Ａｃ３変態点が下がり過ぎ熱延鋼板の組織制御が困難となり、磁束密度が著しく低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．１〜１．０％の範囲内とする。
【００２８】
・Ａｌ
Ａｌは脱酸に有効な元素であり、その含有量が高いほど介在物が低減するため磁気特性が向上する。その効果を得るには、０．１％以上必要である。一方、Ａｌ含有量が０．４％を超えて高くなると、磁束密度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．１〜０．４％の範囲内とする。
【００２９】
・Ｐ
ＰはＳｉ同様に鋼の比抵抗を高め、その含有量が高いほど鉄損は小さくなる。しかしながら、Ｐ含有量が０．２％を超えて高くなると、鋼板の硬さが上昇して、鉄心加工における打ち抜き性が劣化する。したがって、Ｐ含有量は０．２％以下とする。
【００３０】
・Ｓ
ＳはＭｎＳを形成し、鉄心加工における打ち抜き性を改善するのに有効である。その効果を得るには、０．００１５％以上必要である。一方、Ｓ含有量が０．０３％を超えて高くなると、ＭｎＳの分散密度が高まり、鉄損が著しく劣化する。したがって、Ｓ含有量は０．００１５〜０．０３％の範囲内とする。ところで、鉄心加工時において、鉄心の鉄損を低減するため、打ち抜き積層後に歪取焼鈍を施すことがある。その歪取焼鈍後の鉄心の鉄損を低減するには、ＭｎＳの分散密度が小さいほどよい。そのような用途向け電磁鋼板のＳ含有量は、０．００６％以下が望ましい。
【００３１】
・Ｔｉ
Ｔｉは不可避的不純物元素である。Ｔｉ含有量が０．００３％を超えて高くなると、微細なＴｉ炭窒化物が析出し、磁気特性が著しく劣化する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００３％以下とする。
【００３２】
・Ｎ
ＮはＡｌ、Ｔｉと窒化物を形成し、磁気特性を劣化させるため、その含有量は少ないほどよい。特に、Ｎ含有量が０．００４％を超えて高くなると、窒化物の分散密度が高まり、熱延鋼板の組織制御が困難となり、所望の磁束密度が得られない。したがって、Ｎ含有量は０．００４％以下とする。さらに好ましいＮ含有量は０．００２％以下である。
【００３３】
・ＳｎおよびＳｂ
ＳｎおよびＳｂは磁気特性に有利な集合組織形成に有効に働く元素であり、本発明において必須の元素である。無方向性電磁鋼板の磁気特性を向上させるには、（１１１）面を有する結晶方位粒を低減し、（１００）および（１１０）面を有する結晶方位粒を増加させることが有効である。ＳｎやＳｂはまさにその（１１１）結晶方位粒の成長を抑制し、（１００）および（１１０）結晶方位粒の成長を促進する。よって、熱延板焼鈍を省略して磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を製造するためには、多量のＳｎおよび／またはＳｂを鋼に含有させる必要がある。具体的には、下記式を満足するＳｎおよび／またはＳｂを含有することが必要である。
（Ｓｎ／２＋Ｓｂ）＞０．０５
（ここで、ＳｎおよびＳｂはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す）。
【００３４】
Ｓｎ含有量に１／２の係数が必要である理由は、磁束密度を改善する効果がＳｂより小さいためである。一方、その合計含有量（Ｓｎ／２＋Ｓｂ）が０．１％を超えて高くなると、熱延鋼板が脆くなり、冷間圧延時に鋼板の幅端部から耳割れが生じて製品の歩留まりが低下する。したがって、下記（１）式を満足するＳｎおよび／またはＳｂを含有することが必要である。
０．０５＜（Ｓｎ／２＋Ｓｂ）≦０．１ （１）
（ここで、ＳｎおよびＳｂはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す）。
【００３５】
また、ＳｎとＳｂを複合して含有させる必要はなく、それぞれ単独で含有させてもよい。すなわち、Ｓｎ含有量は０．１％超〜０．２％の範囲内、Ｓｂ含有量は０．０５％超〜０．１％の範囲内であればよい。ただし、Ｓｂは蒸気圧が高いため、ＳｂよりＳｎを合金元素として選択する方が操業上好ましい。
【００３６】
・その他の成分
Ｃｕ：ＣｕはＳｎとともに鋼の熱間加工性を劣化させ、表面疵を誘発する元素である。したがって、なるべくＣｕ含有量は少ないほうがよい。ただし、製銑・製鋼時に不可避的に混入する量である０．０５％以下であれば、表面疵等の問題はない。したがって、本発明ではＣｕ含有量については特に限定するものではない。なお、スクラップ鉄などを多用するとＣｕ含有量が高くなるので、スクラップを利用せずなるべく溶銑から製造することが好ましい。
【００３７】
Ｎｉ、ＣｒおよびＶ：Ｎｉ、ＣｒおよびＶも製銑・製鋼時に不可避的に混入する元素である。これらの元素は、磁気特性にあまり影響を及ぼさず、その原料は高価であるので、本発明ではＮｉ、ＣｒおよびＶの含有量を限定するものではない。
【００３８】
Ｃａおよび希土類金属：Ｃａおよび希土類金属は脱酸や脱硫に有効であり、鉄損改善に有効な元素である。これらの元素は、本発明では必須ではないが、低鉄損化の必要に応じて添加しても磁束密度を低下させることはない。したがって、本発明ではＣａおよび希土類金属の含有量を限定するものではない。
【００３９】
（熱間圧延）
次に、本発明における熱間圧延について説明する。
【００４０】
本発明において、熱間圧延における鋼塊または鋼片の加熱温度は特に限定するものではないが、１０００℃〜１２００℃の範囲内とすることが好ましい。上記範囲内においては、鉄心加工時における歪取焼鈍後の鉄損を改善することができるからである。
【００４１】
また、熱延仕上温度は８００℃〜９００℃の範囲内とすることが必要である。本発明では、熱間圧延条件とＳｎ、ＳｂおよびＴｉの含有量とを限定することにより、磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を製造することができるからである。また、熱延仕上温度が８００℃未満では熱延鋼板の粒径が細粒化し、所望の磁束密度が得られないからである。一方、９００℃を超えて高くなると熱延鋼板表面の酸化スケールが厚くなり、後工程の酸洗効率が著しく低下するからである。
【００４２】
さらに、最終圧延パスの圧下率は１５％〜３０％の範囲内とすることが必要である。上述したように、本発明では、熱間圧延条件とＳｎ、ＳｂおよびＴｉの含有量とを限定することにより、磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を製造することができるからである。また、最終圧延パスの圧下率が１５％未満では所望の磁束密度が得られないからである。この理由は明らかではないが、熱延鋼板の集合組織がその後の冷延鋼板の再結晶集合組織に悪影響をもたらすためと推察される。一方、最終圧延パスの圧下率が３０％を超えると熱延鋼板の粒径が細粒化し、所望の磁束密度が得られないからである。
【００４３】
また、熱延終了後の鋼帯巻き取り温度は特に限定されるものではないが、７００℃以下が望ましい。上記範囲を超えて高くなると、熱延鋼板表面のスケールの酸洗効率が低下するからである。
【００４４】
（冷間圧延）
次に、本発明における冷間圧延について説明する。
【００４５】
本発明において、冷間圧延の圧下率は７０％〜９０％の範囲内とすることが好ましい。冷間圧延の圧下率が７０％未満では、熱延鋼板の厚さが薄くなり鋼帯の長さが長くなるため、鋼板表面積が増加して酸洗効率が低下するからである。一方、９０％を超えて高くなると冷間圧延時に耳割れが生じ歩留まりが低下するからである。この耳割れが生じやすくなる理由は、ＳｎおよびＳｂが粒界に偏析して熱延鋼板が脆くなっているためと推察される。
【００４６】
なお、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。
【００４７】
【実施例】
以下に実施例を示して本発明を具体的に説明する。
【００４８】
（実施例１）
転炉で脱炭脱硫した溶鋼２３０ｔを取鍋内に出鋼し、取鍋をＲＨ式真空脱ガス装置に移動した。ＲＨ式真空脱ガス装置で減圧脱炭を行い、鋼中Ｃ含有量を０．００４％以下とした後に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、ＳｎおよびＳｂの成分を調整した。その添加原料には、Ｔｉ等の不純物含有量の少ないものを用いた。成分調整、温度調整後、ＲＨ処理を終了し、連続鋳造機にてスラブとした。
【００４９】
スラブを加熱炉で１１００℃まで加熱し、仕上温度８５０〜８８０℃、巻き取り温度６５０℃で熱間圧延し、厚さ２．３ｍｍとした。ついで、熱延板焼鈍を行わずに脱スケール後に０．５ｍｍまで冷間圧延し、８３０〜８８０℃で仕上げ焼鈍した。仕上げ焼鈍後、鋼板表面に絶縁被膜を塗布した。この鋼板から２８ｃｍエプスタイン試験片を採取し、エプスタイン法（ＪＩＳ−Ｃ−２５５０に規定の方法）により磁気特性を測定した。
【００５０】
表１に鋼成分分析値、熱間圧延における最終圧延パスの圧下率、鉄損Ｗ１５／５０、および磁束密度Ｂ５０を示す。本発明の実施例である鋼Ａから鋼Ｄは、磁気力５０００Ａ／ｍでの磁束密度Ｂ５０がいずれも１．８１Ｔ以上で良好である。それに対し、比較例の鋼Ｅから鋼Ｋの磁束密度Ｂ５０はいずれも１．７８Ｔ以下と劣る。なお、鋼Ｋは冷間圧延時に耳割れが生じ、製品の歩留まりが低下した。
【００５１】
【表１】
鋼成分が本発明の範囲内にある鋼Ａから鋼Ｃのスラブを用いて、１１２０℃まで加熱し、種々の熱間圧延条件にて厚さ２．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。ついで、熱延板焼鈍を行わずに脱スケール後に０．５ｍｍまで冷間圧延し、８００〜８２０℃で仕上げ焼鈍した。仕上げ焼鈍後、鋼板表面に絶縁被膜を塗布した。この鋼板から２８ｃｍエプスタイン試験片を採取し、歪取焼鈍（７５０℃、２時間）を施した。エプスタイン法（ＪＩＳ−Ｃ−２５５０に規定の方法）により磁気特性を測定した。
【００５２】
表２に熱間圧延における最終圧延パスの圧下率、仕上温度、鉄損Ｗ１５／５０、および磁束密度Ｂ５０を示す。本発明の実施例であるＮｏ．１からＮｏ．３は、磁束密度Ｂ５０が１．８Ｔ以上で良好である。また、鋼ＡはＳ含有量が高いため（表１）、鋼Ｂより鉄損Ｗ１５／５０が劣る。歪取焼鈍後の磁束密度と鉄損を双方改善するには、Ｓ含有量は少ない方が好ましいことがわかる。
【００５３】
【表２】
本発明においては、鋼成分としてＳｎおよびＳｂの少なくともいずれか一方を所定量含有させ、Ｔｉ含有量を低減させ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＰおよびＡｌの含有量を所定の範囲とした鋼塊または鋼片を用いて、熱間圧延条件を適正化することにより、熱延板焼鈍を施すことなく、磁束密度が著しく向上した無方向性電磁鋼板を製造することができるという効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】熱間圧延における最終圧延パスの圧下率と磁束密度Ｂ５０との関係を示すグラフである。
【図２】鋼中におけるＴｉ含有量と磁束密度Ｂ５０との関係を示すグラフである。
Claims (2)
- 質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．００１５〜０．０３％、Ｔｉ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１〜０．４％、Ｎ：０．００４％以下を含有し、さらに下記（１）式を満足するＳｎおよびＳｂの少なくともいずれか一方を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不純物からなる鋼塊または鋼片に、仕上温度：８００〜９００℃、最終圧延パスの圧下率：１５〜３０％の熱間圧延を施し、次いで熱延板焼鈍を施すことなしに冷間圧延を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
０．０５＜（Ｓｎ／２＋Ｓｂ）≦０．１ （１）
（ここで、ＳｎおよびＳｂはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。） - 前記冷間圧延における圧下率が７０〜９０％の範囲内であることを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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