JP2014517147A - 磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

本発明は、モータ、変圧器のような電気機器の鉄心として用いられる無方向性電気鋼板およびその製造方法に関するものであって、本発明の一実施形態によれば、重量％で、Ｓが０．０００１〜０．０３５％含まれ、残部Ｆｅおよびその他不可避不純物を含み、全温度領域でフェライト組織を示す成分組成のスラブを熱間圧延、酸洗後冷間圧延し、冷延鋼板の表面で（１００）結晶粒の選択的結晶成長が行われるように焼鈍し、焼鈍板の表面が（１００）［０ｖｗ］結晶方位となるようにすることを特徴とする、磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板の製造方法が提供される。
【選択図】なし

Description

本発明は、モータ、変圧器のような電気機器の鉄心として用いられる無方向性電気鋼板およびその製造方法に関するものであって、より詳細には、磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板およびその製造方法に関するものである。
最近の電気機器においては、高効率と小型化を目的として高周波領域での使用が増加しており、特に、電気自動車用の発電機として４００〜１，０００Ｈｚの高周波領域における磁性の向上が強く要求されている。
無方向性電気鋼板は、電気機器において電気的エネルギーを機械的エネルギーに変換させるのに必要な重要な部品であって、省エネルギーのためには、その磁気的特性すなわち、鉄損を低減し、磁束密度を高めることが必要である。
鉄損はエネルギー変換過程で熱に変化してなくなり、磁束密度は動力を起こす力として現れる。したがって、磁束密度が高ければ、電気機器の銅損を低減できて小型化が可能である。
鉄損は、厚さを低減したり合金元素を多量添加すると低減することもできるが、不純物の少ない清浄鋼として製造したり、追加的な元素を添加して磁性を向上させた鋼として製造したりもした。前者の場合、製造工程において追加工程に対するコストが増大し、後者の場合、追加的に添加する元素に対する費用増加が付きまとう。
現在一般的に行われている高級（１１１）［ｕｖｗ］無方向性電気鋼板の製造方法は、主合金として、Ｓｉは約３％、それに、Ａｌが０．５〜１．４％、Ｍｎが０．１〜０．４％、その他不可避不純物と残留成分で構成され、熱延時にスラブ加熱温度を低下させることによって良好な磁性を得ているが、具体的には、１０５０〜１１５０℃のように、スラブ加熱温度が低ければ低いほど、良好な磁性を得ることが可能である。その理由は、巻き解き方法（Ｗｉｎｄｉｎｇ−ｒｅｗｉｎｄｉｎｇ ｍｅｔｈｏｄ）による最終焼鈍時、結晶成長を阻害する微細なＡｌＮ、ＭｎＳの発生を防止するためには、低温でスラブを再加熱する方法が唯一の方法であるからである。
すなわち、溶鋼で凝固する時、ＡｌＮ、ＭｎＳは粗大粒子として析出し、これらのＡｌＮ、ＭｎＳがスラブの加熱時に再溶解し、この溶解した［Ａｌ］、［Ｎ］、［Ｍｎ］、［Ｓ］は、熱間圧延の終了時に有害なＡｌＮ、ＭｎＳとなって再析出するため、スラブの再加熱温度が高いほど、溶解する［Ａｌ］、［Ｎ］、［Ｍｎ］、［Ｓ］は多くなり、最終焼鈍における結晶成長を妨げるようになる。結局、良好な磁性を得るためには、スラブの再加熱温度を低く維持しなければならないが、この場合、当然仕上圧延温度も低くなり、通常、８５０℃程度となる。
合金設計理論を考察してみると、３％の珪素鋼板で起こる結晶成長において、（１１０）［００１］ゴス集合組織は、３％の珪素鋼板から唯一に得られる最終集合組織ではなく、同じ３％の珪素鋼板でさえ、冷間圧延率、熱処理雰囲気、加熱速度などの組み合わせに応じてＳの表面偏析濃度が異なり、各結晶方位にある表面結晶粒の表面エネルギーが異なる。結局、現３％の電気鋼板生産ラインに適用されている前記種々の定められた要素値は単に、Ｓの表面偏析濃度を低減することによって（１１０）［００１］表面結晶粒の表面エネルギーを最小化し、これらの表面エネルギー誘起選択的結晶成長（Ｓｕｒｆａｃｅ−ｅｎｅｒｇｙ−ｉｎｄｕｃｅｄ ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ ｇｒｏｗｔｈ）を円滑にし、最終焼鈍後、（１１０）［００１］結晶粒だけを残す１つの特定の組み合わせに過ぎないものと結論付けることができる。ここで、偏析とは、電気鋼板中に含まれている自由原子（Ｆｒｅｅ ａｔｏｍ）Ｓが最終焼鈍中に表面や結晶粒界に自由原子の形態で集まる現象を意味する。
図１は、理想的な結晶方位とエッチピット法（Ｅｔｃｈ−ｐｉｔ ｍｅｔｈｏｄ）によって得られた各結晶方位を示すものであり、図２は、Ｎ．Ｈ．Ｈｅｏの偏析現象（非特許文献１、２参照）を説明するための模式図を示す。
図２の１番目の図に示されるように、平衡偏析濃度Ｃｓは、温度の増加に応じて減少し、電気鋼板中に含まれるＳの量が多くなるにつれ、各温度での偏析濃度は大きくなる。また、Ｔｏでの平衡偏析濃度がＣｓｏの場合、Ｔｏで等温熱処理する場合、図２の２番目の図に示されるように、偏析濃度Ｉは、一般的に時間が増加するにつれ、Ｃｓｏに向かって増加する。
しかし、水素（Ｈ）を含む熱処理雰囲気では、表面偏析したＳと水素との間のＨ２Ｓ反応によって表面偏析したＳの損失が発生するため、表面での偏析濃度ＩＩは、ある最大点Ｐ以降は、表面偏析量が時間の増加に伴って持続的に減少する。
一方、同じ成分の電気鋼板を同じ温度で等温熱処理する場合にも、図２の３番目の図に示すように、Ｔ０で等温熱処理する場合、その温度まで加熱する時、昇温速度が大きくなるにつれ、Ｔ０での偏析濃度曲線は、ＩＩからＩＩＩへと、時間が短い方に移動すると予想される。
一方、Ｊ．Ｆｒｉｅｄｅｌ（非特許文献３参照）によれば、体心立方格子（Ｂｏｄｙ−ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ）金属の表面エネルギーは、（１１０）が最も低く、（１００）が中間であり、（１１１）の表面エネルギーが最も高い。
また、体心立方格子の表面エネルギーは、最終焼鈍中に表面偏析したＳの濃度が極めて小さければ、（１１０）の表面エネルギーが最も低いが、表面偏析したＳが増加するにつれ、（１００）の表面エネルギーが最も低くなり、表面偏析したＳの濃度がさらに増加すると、（１１１）の表面エネルギーが最も低くなるため、表面偏析したＳの濃度に応じて表面エネルギーが最も小さい結晶粒だけが成長するようになる。
図３の１番目の図から３番目の図までは、体心立方格子金属におけるＳの表面偏析濃度に応じた表面エネルギーの変化を示し、図３の４番目の図は、本発明者（Ｎ．Ｈ．Ｈｅｏ）が提示した表面エネルギー誘起選択的結晶成長現象を説明する模式図である（非特許文献１参照）。すなわち、Ｓの表面偏析濃度Ｃ（１１０）以下を示す時間帯では、（１００）と（１１１）結晶粒を蚕食しながら（１１０）結晶粒の表面エネルギー誘起選択的結晶成長だけが起こり、Ｃ（１１１）以上では、（１１１）結晶粒の結晶成長だけが起こり、Ｃ（１１０）〜Ｃ（１１１）間の表面偏析濃度を示す時間帯では、（１００）結晶粒だけが成長する。
また、本発明者は、変形金属における再結晶核生成理論を完成した（非特許文献４、５参照）。すなわち、弾性理論に基づいて変形した金属からの核生成時、その核の結晶方位は、変形した母相と類似の結晶方位を示すということを理論化し、３％の珪素鋼を用いてこれを実験的に立証した。
図４は、酸洗した熱間圧延板から得られた一般的な冷間圧延板の結晶方位分布関数（ＯＤＦ；Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を示している。方位分布関数において、等高線が密集している部分であるほど、その部分を示す結晶方位が冷延鋼板内に強く形成されていることを意味する。したがって、冷延鋼板の結晶方位は、（１１１）［１１２］と（１１１）［１１０］で代表される（１１１）［ｕｖｗ］主結晶方位と、（１００）［０１２］で代表される（１００）［０ｖｗ］の副結晶方位とで構成されていることが分かる。
一方、既存の（１１１）［ｕｖｗ］無方向性電気鋼板に比べて、磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板の開発に関する研究が発表されている。Ｔ．Ｔｏｍｉｄａ（非特許文献６、７参照）および登録特許１０−０７９７８９５（特許文献１）などの研究結果では、Ｓを不可避不純物として扱っているが、多量のＣを含む鋼板を真空で等温熱処理する間、脱炭反応によってオーステナイト（γ）からフェライト（α）への相変態が起こりながら（１００）［０ｖｗ］結晶方位を得る方法と、多量のＭｎを含む鋼板を高温で冷却する間、オーステナイト（γ）からフェライト（α）への相変態を利用して（１００）［０ｖｗ］結晶方位を得る方法を報告した。
しかし、前述した（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板の製造方法では、難解な真空熱処理方法と数十時間の長い熱処理時間によって商用化は失敗した。
韓国登録特許第１０−０７９７８９５号（２００８．０１．１８）
Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ ｖｏｌ．４８，２０００，ｐｐ２９０１ Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ ｖｏｌ．５１，２００３，ｐｐ４９５３ Ａｃｔａ ｍｅｔａｌｌ．ｖｏｌ．１，１９５３，ｐｐ７９ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ ｔｈｅ Ｋｏｒｅａｎ Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｖｏｌ．４４，２００４，ｐｐ１５４７ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ ｖｏｌ．５９，２００５，ｐｐ２８２７ ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎｅｔｉｃｓ ｖｏｌ．３７，２００１，ｐｐ２３１８ Ｊ．Ｍａｇｎｅｔｉｓｍ ａｎｄ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｖｏｌ．２５４−２５５，２００３，ｐｐ３１５
本発明は、上述した従来の製造方法が抱える諸問題を解決するために、（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板の製造において、Ｓを最も重要な元素として添加し、すべての製造工程温度でフェライト組織を示す成分組成の鋼板を用いて短時間の熱処理によって（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板を製造できる方法を提示しようとする。
すなわち、本発明は、最終焼鈍時、核生成理論および表面エネルギー誘起選択的結晶成長方法を応用し、冷間圧延板に存在する（１００）［０ｖｗ］結晶方位を、真空でない、還元性ガス雰囲気で短時間焼鈍して（１００）［０ｖｗ］結晶方位が得られるようにすることにより、回転機用鉄心に適した（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板鉄心材料を巻き解きする方法（Ｗｉｎｄｉｎｇ−ｒｅｗｉｎｄｉｎｇ ｍｅｔｈｏｄ）を利用して安価な費用および短時間で容易に製造することができる、磁性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板およびその製造方法の提供を主な目的とする。
本発明の一実施形態によれば、重量％で、Ｃ：０超過０．００５％以下、Ｓｉ：２〜４％、Ｍｎ：０．０５％以上１．０％未満、Ｓ：０．０００１〜０．０３５％、Ａｌ：０超過０．２０％以下、Ｐ：０超過０．２％以下、Ｎ：０超過０．００３％以下を含み、残部Ｆｅおよびその他不可避不純物の成分組成のスラブを熱間圧延、酸洗後冷間圧延し、冷延鋼板を、８００℃〜１１００℃の第１段焼鈍炉で第１段焼鈍し、第１段焼鈍炉の温度より高い１１５０℃〜１３７０℃の第２段焼鈍炉で第２段焼鈍し、最終焼鈍を経た焼鈍板の平均結晶粒の大きさｙと板厚さｘは、前記Ｓが０．００７重量％未満の場合、ｙ≧２．２ｘ＋０．１（単位：ｍｍ）の関係を示し、前記Ｓが０．００７重量％以上の場合、ｙ≧１．４８ｘ＋０．０４（単位：ｍｍ）の関係を示すことを特徴とする、磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板の製造方法が提供される。
この時、前記第１段焼鈍炉における熱処理時間は１０秒〜６００秒であり、前記第２段焼鈍炉における熱処理時間は１０秒〜６００秒であることが好ましい。
また、前記熱間圧延後、熱間圧延時に生じ得るＭｎＳを固溶させるために、９５０℃〜１３７０℃の温度範囲で熱延板の中間焼鈍を行うことができる。
さらに、前記Ｓは０．００８％超過〜０．０３５％以下含まれることが好ましい。
また、熱間圧延時の前記スラブ組織および焼鈍温度における前記焼鈍板組織は、フェライト相組織であることを特徴とすることが好ましい。
同時に、前記冷延鋼板の焼鈍時、表面酸化による（１１１）結晶成長の防止のために、前記第１段焼鈍炉と前記第２段焼鈍炉は、還元性ガス雰囲気を使用することが好ましい。
一方、本発明の他の実施形態によれば、重量％で、Ｃ：０超過０．００５％以下、Ｓｉ：２〜４％、Ｍｎ：０．０５％以上１．０％未満、Ｓ：０．０００１〜０．０３５％、Ａｌ：０超過０．２０％以下、Ｐ：０超過０．２％以下、Ｎ：０超過０．００３％以下を含み、残部Ｆｅおよびその他不可避不純物で組成され、板表面の平均結晶粒の大きさが板厚さと等しいかそれより大きいことを特徴とする、磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板が提供される。
ここで、板表面の平均結晶粒の大きさｙと板厚さｘは、前記Ｓが０．００７重量％未満の場合、ｙ≧２．２ｘ＋０．１（単位：ｍｍ）の関係を示し、前記Ｓが０．００７重量％以上の場合、ｙ≧１．４８ｘ＋０．０４（単位：ｍｍ）の関係を示す。
この時、８００℃〜１１００℃の第１段焼鈍炉で第１段焼鈍され、第１段焼鈍炉の温度より高い１１５０℃〜１３７０℃の第２段焼鈍炉で第２段焼鈍されることが好ましく、それぞれの焼鈍炉における熱処理時間は１０秒〜６００秒であることが好ましい。
また、前記Ｓは０．００８％超過〜０．０３５％以下含まれることが好ましい。
理想的な結晶方位とエッチピット法（Ｅｔｃｈ−ｐｉｔ ｍｅｔｈｏｄ）によって得られた各結晶方位を示す図である。 偏析現象を説明する模式図である。 体心立方格子金属におけるＳの表面偏析濃度に応じた表面エネルギーの変化を示すグラフである。 酸洗した熱間圧延板から得られた一般的な冷間圧延板の結晶方位分布関数（ＯＤＦ；Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を示す等高線図である。 実施例１にかかる鋼種Ａの結晶方位分布を示すグラフである。 実施例２にかかる鋼種Ａの結晶方位分布を示すグラフである。 実施例３にかかる鋼種Ａの結晶方位分布を示すグラフである。 実施例３にかかる鋼種Ａのエッチピット組織を示す写真である。 実施例４にかかる鋼種Ａの結晶方位分布を示すグラフである。 実施例５にかかる鋼種Ａの結晶方位分布を示すグラフである。 実施例６にかかる鋼種Ａの結晶方位分布を示すグラフである。 実施例７にかかる鋼種Ａの結晶方位分布を示すグラフである。 実施例８にかかる鋼種Ｂの結晶方位分布を示すグラフである。 実施例９にかかる鋼種Ｃの結晶方位分布を示すグラフである。 実施例１０にかかる鋼種Ｄの結晶方位分布を示すグラフである。 実施例１０にかかる鋼種Ｅの結晶方位分布を示すグラフである。 実施例１１にかかる鋼種Ａの焼鈍板表面の平均結晶粒の大きさｙと板厚さｘとの間の関係を示すグラフである。 実施例１２にかかる鋼種Ａの結晶方位分布を示すグラフである。 実施例１２にかかる鋼種Ａの結晶方位分布を示すグラフである。 実施例１３にかかる鋼種Ｆの結晶方位分布を示すグラフである。 実施例１４にかかる鋼種Ａの結晶方位分布を示すグラフである。 実施例１５にかかる鋼種Ａの結晶方位分布を示すグラフである。 実施例１６にかかる鋼種Ａの結晶方位分布を示すグラフである。 実施例１７にかかる鋼種Ｇの結晶方位分布を示すグラフである。 実施例１８にかかる鋼種Ｈの結晶方位分布を示すグラフである。 実施例１８にかかる鋼種Ｈの結晶方位分布を示すグラフである。 実施例１９にかかる鋼種Ｈの焼鈍板表面の平均結晶粒の大きさｙと板厚さｘとの間の関係を示すグラフである。 実施例２０にかかる鋼種Ｈの結晶方位分布および平均結晶粒の大きさｙを示すグラフである。
以下、本発明の、磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板およびその製造方法の好ましい実施形態を、添付した図面を参照して説明する。この過程において、図面に示された線の厚さや構成要素の大きさなどは、説明の明瞭性と便宜のために誇張して示されていてよい。
また、後述する用語は、本発明における機能を考慮して定義された用語であって、これは、使用者、運用者の意図または慣例によって異なり得る。そのため、これらの用語に対する定義は、本明細書全般にわたった内容に基づいてなされるべきである。
同時に、下記の実施形態は本発明の権利範囲を限定するものではなく、本発明の請求の範囲に提示された構成要素の例示的な事項に過ぎず、本発明の明細書全般にわたった技術思想に含まれ、請求の範囲の構成要素において均等物として置換可能な構成要素を含む実施形態は本発明の権利範囲に含まれる。
Ａｌ脱酸鋼では、Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ（Ｔｒａｎｓ．ＡＳＭ ｖｏｌ．４６，１９５４，ｐｐ１４７０）などで提示されたＡｌＮの溶解度曲線から判断すると、１２００℃以上のスラブの再加熱時、後述する成分範囲の鋼板でＡｌＮの再固溶が可能である。また、３％のＳｉ鋼では、Ｎ．Ｇ．Ａｉｎｓｌｉｅ（ＪＩＳＩ ｖｏｌ．３，１９６０，ｐｐ３４１）およびＮ．Ｈ．Ｈｅｏ（ＩＳＩＪ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ ｖｏｌ．５１，２０１１，ｐｐ２８０）のＭｎＳの溶解度曲線から判断すると、１３２０℃以上の熱間圧延板の再加熱時、後述する成分範囲の鋼板でＭｎＳの再固溶が可能である。
本発明は、新たな（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板の製造のために最も重要な元素であるＳを０．０００１％〜０．０３５％で添加し、鉄系合金の主要元素であるＳｉとＭｎを製造工程上の全温度範囲でフェライト相となる条件を前提として、表面偏析したＳによる（１００）結晶粒の表面エネルギー誘起選択的結晶成長を妨げるＡｌを０超過０．２０重量％以下に優先的に抑制し、Ｎを０超過０．００３０重量％以下、Ｐを０超過０．２重量％以下に抑制し、１３７０℃以上の熱間圧延板の再加熱では、後述する成分範囲におけるＭｎＳの再固溶が可能となるように設計されたものである。
これにより、本発明で使用されるスラブの成分範囲は、全体の製造工程にわたる温度範囲でフェライト相で構成されるように、重量％で、Ｃ：０超過０．００５％以下、Ｓｉ：２〜４％、Ｍｎ：０．０５％以上１．０％未満、Ｓ：０．０００１〜０．０３５％、Ａｌ：０超過０．２０％以下、Ｐ：０超過０．２％以下、Ｎ：０超過０．００３％以下を含み、残部Ｆｅおよびその他不可避不純物からなる。その結果、成分範囲内で磁性特性に優れた厚さ０．１０〜０．７０ｍｍの（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板を手軽く安価に製造することができる。混合する合金元素の添加量において、固有抵抗の増加量は、Ｓｉが最も大きく、ＭｎはＳｉの約半分程度の効果がある。
本発明の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０超過０．００５％以下、Ｓｉ：２〜４％、Ｍｎ：０．０５％以上１．０％未満、Ｓ：０．０００１〜０．０３５％、Ａｌ：０超過０．２０％以下、Ｐ：０超過０．２％以下、Ｎ：０超過０．００３％以下を含み、残部Ｆｅおよびその他不可避不純物で組成され、全温度領域でフェライト相からなる成分組成のスラブを熱間圧延、酸洗後冷間圧延し、Ａｌ、Ｆｅ、Ｓｉなどの表面酸化による（１１１）結晶成長の防止のために、還元性ガス雰囲気で最終焼鈍し、焼鈍板の表面が（１００）［０ｖｗ］結晶方位となるようにする。
また、本発明の一実施形態によれば、重量％で、Ｃ：０超過０．００５％以下、Ｓｉ：２〜４％、Ｍｎ：０．０５％以上１．０％未満、Ｓ：０．０００１〜０．０３５％、Ａｌ：０超過０．２０％以下、Ｐ：０超過０．２％以下、Ｎ：０超過０．００３％以下を含み、残部Ｆｅおよびその他不可避不純物で組成され、全温度領域でフェライト相からなる成分組成となる最終焼鈍板において、結晶方位が（１００）［０ｖｗ］であり、同時に、平均結晶粒の大きさ（ｙ、ｍｍ）と板厚さ（ｘ、ｍｍ）との間にはｙ≧２．２ｘ＋０．１の関係を示すようになる。
それだけでなく、本発明の一実施形態によれば、重量％で、Ｃ：０超過０．００５％以下、Ｓｉ：２〜４％、Ｍｎ：０．０５％以上１．０％未満、Ｓ：０．０００１〜０．０３５％、Ａｌ：０超過０．２０％以下、Ｐ：０超過０．２％以下、Ｎ：０超過０．００３％以下を含み、残部Ｆｅおよびその他不可避不純物で組成され、全体の製造工程上の温度範囲でフェライト相組織を示すスラブを再加熱し、熱間圧延した後、熱間圧延時に生じ得るＭｎＳを固溶させるために、９５０℃〜１３７０℃で熱延板の中間焼鈍を行うか省略し、酸洗後冷間圧延した後、第１段焼鈍炉および第２段焼鈍炉から構成された焼鈍炉で最終焼鈍し、（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板を製造する。
同時に、本発明の一実施形態によれば、第１段焼鈍炉および第２段焼鈍炉の熱処理雰囲気は、Ａｌ、Ｆｅ、Ｓｉなどの表面酸化による（１１１）結晶成長を防止するために、還元性ガス雰囲気を使用する。この時、第１段焼鈍時に（１１１）結晶成長を最大限抑制し、第１段焼鈍温度よりも高い第２段焼鈍温度で（１００）の結晶成長を最大限活性化するために、第１段焼鈍炉の温度は８００℃〜１１００℃、第２段焼鈍炉の温度は第１段焼鈍炉の温度より高い１１５０℃〜１３７０℃とする。
以下、本発明の成分組成の限定理由を説明する。
〔Ｓ：０．０００１〜０．０３５重量％〕
前述のように、適切な量の表面偏析したＳが存在する時、所望する（１００）［０ｖｗ］結晶粒の選択的結晶成長が起こり得るため、完全にＳの含有量をなくす場合、熱処理する間、（１１０）の表面エネルギーが最も低く、（１１０）結晶粒だけがそれ以外の結晶粒を蚕食しながら成長するため、最終的に、（１００）［０ｖｗ］結晶方位でなく、（１１０）［ｕｖｗ］結晶方位が得られる。
したがって、実質的なＳの含有量は、Ｓが表面偏析して表面エネルギーを変化させ得るように、少なくとも０．０００１重量％以上にならなければならず、最終焼鈍時、（１００）［０ｖｗ］結晶粒の選択的結晶成長を妨げるＭｎＳの生成を防止するためには、できる限り、Ｓは０．０３５重量％以下に制限することが好ましい。
より好ましくは、現製鋼工程における経済性を考慮して、Ｓは０．００８重量％超過〜０．０３５重量％以下に制限することが好ましい。
〔Ｃ：０超過０．００５％以下〕
長時間真空熱処理時に起こる脱炭反応によって伴われるオーステナイト（γ）→フェライト（α）の相変態を利用した従来の（１００）［０ｖｗ］結晶方位の形成方法では、鋼板内にＣを０．０２〜０．０７％として必須に含む。
この場合、真空中の極めて遅い脱炭反応のため、最終焼鈍後、（１００）［０ｖｗ］結晶方位を得るまでは数十時間の熱処理時間が必要であり、長い熱処理時間に適したバッチ型（Ｂａｔｃｈ ｔｙｐｅ）の熱処理が不可避である。
しかし、本発明の一実施形態にかかる（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板の製造方法の場合、従来のオーステナイト（γ）→フェライト（α）の相変態を利用する長時間の酸化性真空雰囲気熱処理方法を利用するのではなく、下記実施例の表１に示すように、製造工程上の全温度範囲でフェライト組織を示す成分組成を用い、還元性ガス雰囲気で短時間内に最終焼鈍後容易に（１００）［０ｖｗ］結晶方位を得るために、成分組成範囲で強力なオーステナイト安定化元素であるＣを０超過０．００５重量％以下に制限する。
これにより、本発明の一実施形態にかかる（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板の製造方法の場合、従来の（１１１）［ｕｖｗ］無方向性電気鋼板の生産方式である巻き解きの最終焼鈍法（Ｗｉｎｄｉｎｇ−ｒｅｗｉｎｄｉｎｇ ｍｅｔｈｏｄ）を利用できるため、短時間内に大量生産が可能で、生産性の向上による製造費用の節減効果を奏することができる。
一方、その他不可避に添加される不純物元素としてできる限り低減すべき元素としては、Ｔｉ、Ｂ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕなどがある。
〔Ｓｉ：２．０〜４．０重量％〕
Ｓｉは、比抵抗を増加させて鉄損中の渦流損失を低減する成分であるため添加し、４．０重量％を超えて添加されると、冷間圧延性が低下し、圧延板の破断が起こるため、本発明の一実施形態にかかる製造工程上、スラブの成分組成が全温度範囲でフェライト組織を示すことのできる最小含有量の２．０重量％と４．０重量％との間にその含有量を制限することが好ましい。
〔Ｍｎ：０．０５重量％以上１．０重量％未満〕
Ｍｎは、オーステナイト安定化元素であって、Ｓｉのように比抵抗を増加させて鉄損中の渦流損失を低減する成分であるが、２〜４％のＳｉを含む電気鋼板でＭｎを１％以上添加すると、鋼板中にオーステナイト分率を増加させてしまい、製造工程上の全温度範囲でスラブがフェライト組織を示すことができなくなる。
したがって、本発明の製造方法を用いて所望する（１００）［０ｖｗ］結晶方位の無方向性電気鋼板を得るためには、全体の製造工程上の温度範囲でスラブがフェライト組織を示すことができるように、Ｍｎ含有量の範囲を現製鋼工程で低減可能な最小含有量の０．０５重量％以上、１．０重量％未満にその含有量を制限することが好ましい。
〔Ａｌ：０超過０．２重量％以下〕
Ａｌは、Ｓｉのように比抵抗を増加させて渦流損失を低減するのに有効な成分であるため、既存の（１１１）［ｕｖｗ］無方向性電気鋼板には０．２〜１．３％程度添加する。
しかし、本発明の目的は、（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板の製造にあることから、本発明における成分組成でＡｌを０．２％超えて添加すると、焼鈍時、Ａｌによる表面酸化層が形成され、表面酸化層直下の鋼板表面に偏析したＳと還元性雰囲気中の水素との反応であるＨ２Ｓ反応が表面酸化層によって円滑に起こらず、表面酸化層直下の鋼板表面でＳの偏析濃度が増加する現象をもたらす。
結果的に、（１００）結晶粒の表面エネルギーよりは、（１１１）結晶粒の表面エネルギーが最小化される。したがって、Ａｌが増加するにつれ、（１００）結晶粒の選択的結晶成長よりは、（１１１）結晶粒の選択的結晶成長が促進され、下記の実施例１０の図１５と図１６のように、最終結晶方位は、（１００）［０ｖｗ］結晶方位から（１１１）［ｕｖｗ］結晶方位に変化するため、（１００）［０ｖｗ］結晶方位を得るためには、Ａｌの含有量は０超過０．２重量％以下に制限することが好ましい。
〔Ｐ：０超過０．２重量％以下〕
Ｐは、比抵抗を増加させて鉄損を低減するため添加するが、下記の実施例１３の図２０の結果をみると、０．１重量％添加されても、完全な（１００）［０ｖｗ］結晶方位を得るのに影響を及ぼさない。しかし、Ｐが過度に添加されると、熱演過程中にＰの結晶粒界の偏析による結晶粒界の脆化によって冷間圧延時に亀裂の可能性が大きいため、０超過０．２重量％以下に制限することが好ましい。
Ｎ：生成されたＡｌＮによる（１００）［０ｖｗ］結晶粒の選択的結晶成長の抑制を防止するために、できる限り、Ｎは０超過０．００３重量％以下に低減することが好ましい。
以下、本発明の一実施形態にかかる、磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板の製造方法について説明する。
熱間圧延は、スラブを１２００℃以上の高温に加熱し、熱延工程における仕上温度を９００℃以上として実施するため、熱延板に微細なＡｌＮとＭｎＳの析出がほとんどないため、最終焼鈍における結晶成長に悪影響を及ぼさない。また、同一成分で熱延板焼鈍を行う場合と行わない場合とにおいて、同等水準の磁性特性を得ることができる。
本発明の一実施形態にかかり、熱延板は、酸洗後、そのまま１回の冷間圧延で最終板厚さに製造することができ、１回の冷間圧延後中間焼鈍を含む２回の冷間圧延方法によっても可能である。
この時、０．０００１％Ｓの固溶温度は９５０℃であり、０．０３５％Ｓの固溶温度は１３７０℃であるため、熱間圧延後生じ得るＭｎＳを固溶させるために、中間焼鈍時の温度範囲は、Ｓの含有量に応じて９５０℃〜１３７０℃となることが好ましい。
第１段および第２段から構成された最終焼鈍は、前述のように、Ａｌ、Ｆｅ、Ｓｉなどの表面酸化による（１１１）結晶成長の防止のために、水素および／または窒素を含む還元性ガス雰囲気中で実施する必要がある。
また、第１段焼鈍と第２段焼鈍とに区分するのは、第２段焼鈍で安定した（１００）［０ｖｗ］結晶方位を得るためであり、その区分は、第１段焼鈍と第２段焼鈍の焼鈍炉を区分しなければならず、焼鈍炉の間に連結通路を設けて連続焼鈍できるようにする。
この時、第１段焼鈍時に（１１１）結晶成長を最大限抑制し、第１段焼鈍温度よりも高い第２段焼鈍温度で（１００）の結晶成長を最大限活性化するために、第１段焼鈍炉の温度および熱処理時間の範囲は８００〜１１００℃、１０秒〜６００秒とし、第２段焼鈍炉の温度および熱処理時間の範囲は１１５０℃〜１３７０℃、１０秒〜６００秒とする。
熱処理時間が１０秒未満であれば、原子の移動時間が十分でなく、（１００）集合組織の整列が難しく、６００秒を超えると、（１１１）集合組織に変更されるため、焼鈍時の熱処理時間は、前述のように、１０秒〜６００秒とすることが好ましい。
本発明の一実施形態にかかる、磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板は、前述した熱間圧延から最終焼鈍に至るまで、巻き解き方法（Ｗｉｎｄｉｎｇ−ｒｅｗｉｎｄｉｎｇ ｍｅｔｈｏｄ）を利用して連続的に製造できる。
一方、製造された電気鋼板の表面コーティングは、必要に応じて通常使用しているコーティング方法が利用できる。
以下、実施例について説明する。
表１には、後述する実施例に使用される試験片の多様な化学的組成を示し、残りの残部はＦｅおよびその他不可避不純物からなる。前記試験片はそれぞれ板材の形態を有し、前記板材は真空誘導溶解工程を通じてインゴット（ｉｎｇｏｔ）鋳造され、前記インゴットを１２００℃に加熱後、熱間圧延した３ｍｍ厚さの熱延板をＳの含有量に応じて熱間圧延時に生成され得るＭｎＳを固溶させるために、９５０℃〜１３７０℃で焼鈍処理する場合としない場合とに区分し、酸洗後冷間圧延し、０．１０〜０．７０ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造した。この時の冷間圧延率は７７％〜９７％の範囲であった。
また、冷延鋼板に対する最終焼鈍方法は、真空でない、還元性ガス雰囲気で１１５０℃〜１３７０℃として一度で終わる焼鈍と、第１段焼鈍および第２段焼鈍から構成される熱処理方法を選択した。この時、第１段焼鈍および第２段焼鈍から構成される熱処理の場合、第１段焼鈍炉の温度および熱処理時間の範囲は８００℃〜１１００℃および１０秒〜６００秒とし、第２段焼鈍炉の温度および熱処理時間の範囲は１１５０℃〜１３７０℃および１０秒〜６００秒とした。前記焼鈍板に対する結晶方位を調べるために、エッチピット法（Ｅｔｃｈ−ｐｉｔ ｍｅｔｈｏｄ）と光学顕微鏡を用いた。
Figure 2014517147
［実施例１］
前記表１のＡのように組成される熱延板を１０５０℃で焼鈍処理後、酸洗および冷間圧延し、０．２０ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造し、冷延鋼板に対して第１段焼鈍を省略し、１３００℃で６００秒間最終焼鈍した。図５は、その結果を示しており、結晶方位は、完全な１００％の（１００）［０ｖｗ］を示すのではなく、４７％の（１００）［０ｖｗ］と５２％の（１１１）［ｕｖｗ］を示している。
［実施例２］
前記表１のＡのように組成される熱延板を１０５０℃で焼鈍処理後、酸洗および冷間圧延し、０．２０ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造し、冷延鋼板に対する最終焼鈍は、８５０℃で５４０秒間第１段焼鈍後、これよりも高い１３００℃で１５秒間第２段焼鈍した。図６は、その結果を示しており、約８９％の（１００）［０ｖｗ］と１１％の（１１１）［ｕｖｗ］で構成された無方向性電気鋼板組織を示している。
［実施例３］
前記表１のＡのように組成される熱延板を１０５０℃で焼鈍処理後、酸洗および冷間圧延し、０．２０ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造し、冷延鋼板に対する最終焼鈍は、８５０℃で５４０秒間第１段焼鈍後、これよりも高い１３００℃で６０秒間第２段焼鈍した。図７は、その結果を示しており、完全な１００％の（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板組織を示している。図８は、そのエッチピット組織を示している。完全な１００％の（１００）［０ｖｗ］結晶方位のうち、主方位が（１００）［０１２］のエッチピットの形態をよく示していることが分かる。
［実施例４］
前記表１のＡのように組成される熱延板を１０５０℃で焼鈍処理後、酸洗および冷間圧延し、０．２０ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造し、冷延鋼板に対する最終焼鈍は、８５０℃で１８０秒間第１段焼鈍後、これよりも高い１１５０℃で６００秒間第２段焼鈍した。図９は、その結果を示しており、これも、主方位が（１００）［０１２］の完全な１００％の（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板組織を示している。
［実施例５］
前記表１のＡのように組成される熱延板を焼鈍処理を省略し、酸洗および冷間圧延し、０．２０ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造し、冷延鋼板に対する最終焼鈍は、８５０℃で５４０秒間第１段焼鈍後、これよりも高い１３００℃で１２０秒間第２段焼鈍した。図１０は、その結果を示しており、主方位が（１００）［０１２］の完全な１００％の（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板組織を示している。
［実施例６］
前記表１のＡのように組成される熱延板を焼鈍処理を省略し、酸洗および冷間圧延し、０．２０ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造し、冷延鋼板に対する最終焼鈍は、１１００℃で１０秒間第１段焼鈍後、これよりも高い１１５０℃で６００秒間第２段焼鈍した。図１１は、その結果を示しており、主方位が（１００）［０１２］の完全な１００％の（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板組織を示している。
［実施例７］
前記表１のＡのように組成される熱延板を焼鈍処理を省略し、酸洗および冷間圧延し、０．２０ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造し、冷延鋼板に対する最終焼鈍は、８００℃で６００秒間第１段焼鈍後、これよりも高い１３７０℃で１０秒間第２段焼鈍した。図１２は、その結果を示しており、主方位が（１００）［０１２］の完全な１００％の（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板組織を示している。
［実施例８］
前記表１のＢのように組成される熱延板を焼鈍処理を省略し、酸洗および冷間圧延し、０．２０ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造し、冷延鋼板に対する最終焼鈍は、８５０℃で５４０秒間第１段焼鈍後、これよりも高い１３００℃で１２０秒間第２段焼鈍した。図１３は、その結果を示しており、主方位が（１００）［０１２］の完全な１００％の（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板組織を示している。
［実施例９］
前記表１のＣのように組成される熱延板を１２３０℃で焼鈍処理後、酸洗および冷間圧延し、０．２０ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造し、冷延鋼板に対する最終焼鈍は、９６０℃で１２０秒間第１段焼鈍後、これよりも高い１３００℃で１２０秒間第２段焼鈍した。図１４は、その結果を示しており、これも、主方位が（１００）［０１２］の完全な１００％の（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板組織を示している。
［実施例１０］
前記表１のＤ、Ｅのように組成される熱延板を焼鈍処理を省略し、酸洗および冷間圧延し、０．２０ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造し、冷延鋼板に対する最終焼鈍は、８５０℃で５４０秒間第１段焼鈍後、これよりも高い１３００℃で１２０秒間第２段焼鈍した。図１５と図１６は、その結果を示しており、Ａｌが添加されるにつれ、最終焼鈍後、（１１１）［ｕｖｗ］結晶方位が残存し、Ａｌの含有量が増加するにつれ、結晶方位は、１００％の（１００）［０ｖｗ］から７５％の（１００）［０ｖｗ］＋２５％の（１１１）［ｕｖｗ］、３０％の（１００）［０ｖｗ］＋７０％の（１１１）［ｕｖｗ］に変化することが分かる。
［実施例１１］
前記表１のＡのように組成される熱延板を焼鈍処理を省略し、酸洗および冷間圧延し、０．１０ｍｍ〜０．７０ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造し、冷延鋼板に対する最終焼鈍は、９６０℃で１２０秒間第１段焼鈍後、これよりも高い１３００℃で１２０秒間第２段焼鈍した。厚さに関係なく完全な１００％の（１００）［０ｖｗ］結晶方位を得ることができ、平均結晶粒の大きさ（ｙ、ｍｍ）と板厚さ（ｘ、ｍｍ）との間の関係を図１７にグラフで示した。
この時、１００％の（１００）［０ｖｗ］結晶方位を示す焼鈍板表面の平均結晶粒の大きさ（ｙ、ｍｍ）と板厚さ（ｘ、ｍｍ）はｙ＝２．２ｘ＋０．１の直線的な関係を示し、Ｓが０．００７重量％未満の場合に、いずれもｙ＝２．２ｘ＋０．１の関係を満たした。
［実施例１２］
前記表１のＡのように組成される熱延板を焼鈍処理を省略し、酸洗および冷間圧延し、０．２５ｍｍおよび０．３５ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造し、冷延鋼板に対する最終焼鈍は、８００℃で１２０秒間第１段焼鈍後、これよりも高い１３００℃で６０秒間第２段焼鈍した。
図１８と図１９は、これらに対する結晶方位分布および平均結晶粒の大きさｙを示すものであって、焼鈍板表面の平均結晶粒の大きさｙと板厚さｘとの間にｙ＜２．２ｘ＋０．１の関係を示しており、この時、結晶方位は、１００％の（１００）［０ｖｗ］を示すのではなく、厚さに関係なく相当量の（１１１）［ｕｖｗ］分率を示した。
この結果は、適切でない第１段焼鈍処理によって、１３００℃で６０秒間第２段焼鈍の初期に現れる（１１１）結晶粒の成長が活発になり、残る時間の間、（１００）結晶粒が（１１１）結晶粒を蚕食しながら成長するにもかかわらず、第２段焼鈍の終了後に（１１１）結晶粒が残存するからである。
したがって、第１段および第２段焼鈍後、完全な１００％の（１００）［０ｖｗ］結晶方位を得るためには、Ｓが０．００７重量％未満の場合、焼鈍板表面の平均結晶粒の大きさｙと板厚さｘがｙ≧２．２ｘ＋０．１の関係を示すように熱処理しなければならない。
前記実施例１２についてまとめると、略焼鈍板の厚さｘより結晶粒の大きさｙが倍以上大きい場合、５０％以上の（１００）［０ｖｗ］結晶方位を得ることができた。
［実施例１３］
前記表１のＦのように組成される熱延板を焼鈍処理を省略し、酸洗および冷間圧延し、０．３５ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造し、冷延鋼板に対する最終焼鈍は、８５０℃で５４０秒間第１段焼鈍後、これよりも高い１３００℃で１２０秒間第２段焼鈍した。図２０は、その結果を示しており、完全な１００％の（１００）［０ｖｗ］結晶方位組織を示している。
［実施例１４］
前記表１のＡのように組成される熱延板の焼鈍処理を省略し、酸洗および冷間圧延し、０．２０ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造し、冷延鋼板に対して第１段焼鈍を省略し、１１５０℃で２４０秒間最終焼鈍した。図２１は、その結果を示しており、結晶方位は、（１００）［０ｖｗ］を示すのではなく、５４％の（１００）［０ｖｗ］と４６％の（１１１）［ｕｖｗ］を示している。
［実施例１５］
前記表１のＡのように組成される熱延板を焼鈍処理を省略し、酸洗および冷間圧延し、０．２０ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造し、冷延鋼板に対して第１段焼鈍を省略し、１３７０℃で４００秒間最終焼鈍した。図２２は、その結果を示しており、結晶方位は、（１００）［０ｖｗ］を示すのではなく、５９％の（１００）［０ｖｗ］と４１％の（１１１）［ｕｖｗ］を示している。
［実施例１６］
前記表１のＡのように組成される熱延板を焼鈍処理を省略し、酸洗および冷間圧延し、０．２０ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造し、冷延鋼板に対する最終焼鈍は、７５０℃で１０００秒間第１段焼鈍後、これよりも高い１１３０℃で８秒間第２段焼鈍した。図２３は、その結果を示しており、主方位が８５％以上の（１１１）［ｕｖｗ］無方向性電気鋼板組織を示している。
［実施例１７］
前記表１のＧのように組成される熱延板を１３３０℃で焼鈍処理し、酸洗および冷間圧延し、０．２０ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造し、冷延鋼板に対する最終焼鈍は、１０２０℃で３０秒間第１段焼鈍後、これよりも高い１３００℃で２４０秒間第２段焼鈍した。図２４は、その結果を示しており、１００％の（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板組織を示している。
［実施例１８］
前記表１のＨのように組成される熱延板を１３７０℃で焼鈍処理するかまたはせずに、酸洗および冷間圧延し、０．２０ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造し、冷延鋼板に対する最終焼鈍は、１０２０℃で３０秒間第１段焼鈍後、これよりも高い１３００℃で１２０秒間第２段焼鈍した。図２５と図２６は、その結果を示しており、焼鈍処理の有無に関係なく１００％の（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板組織を示している。
［実施例１９］
前記表１のＨのように組成される熱延板を焼鈍処理を省略し、酸洗および冷間圧延し、０．１０ｍｍ〜０．７０ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造し、冷延鋼板に対する最終焼鈍は、１０２０℃で３０秒間第１段焼鈍後、これよりも高い１３００℃で９０秒間第２段焼鈍した。厚さに関係なく完全な１００％の（１００）［０ｖｗ］結晶方位を得ることができ、焼鈍板表面の平均結晶粒の大きさ（ｙ、ｍｍ）と板厚さ（ｘ、ｍｍ）との間の関係を図２７にグラフで示した。
この時、完全な１００％の（１００）［０ｖｗ］結晶方位を示す焼鈍板表面の平均結晶粒の大きさ（ｙ、ｍｍ）と板厚さ（ｘ、ｍｍ）はｙ＝１．４８ｘ＋０．０４の直線的な関係を示し、Ｓが０．００７重量％以上の場合に、いずれもｙ＝１．４８ｘ＋０．０４の関係を満たした。
［実施例２０］
前記表１のＨのように組成される熱延板を焼鈍処理を省略し、酸洗および冷間圧延し、０．３５ｍｍ厚さの冷延鋼板を製造し、冷延鋼板に対する最終焼鈍は、１０２０℃で５秒間第１段焼鈍後、これよりも高い１３００℃で１０秒間第２段焼鈍した。図２８は、これらに対する結晶方位分布および平均結晶粒の大きさｙを示すものであって、焼鈍板表面の平均結晶粒の大きさｙと板厚さｘの間にｙ＜１．４８ｘ＋０．０４の関係を示しており、この時、結晶方位は、完全な１００％の（１００）［０ｖｗ］を示すのではなく、相当量の（１１１）［ｕｖｗ］分率を示した。
この結果は、適切でない第１段焼鈍処理によって、１３００℃で１０秒間第２段焼鈍の初期に現れる（１１１）結晶粒の成長が活発になり、残る時間の間、（１００）結晶粒が（１１１）結晶粒を蚕食しながら成長するにもかかわらず、第２段焼鈍の終了後に（１１１）結晶粒が残存するからである。
したがって、第１段および第２段焼鈍後、完全な１００％の（１００）［０ｖｗ］結晶方位を得るためには、Ｓが０．００７重量％以上の場合、焼鈍板表面の平均結晶粒の大きさｙと板厚さｘがｙ≧１．４８ｘ＋０．０４の関係を示すように熱処理しなければならない。
オーステナイト（γ）からフェライト（α）への相変態のために、多量のＣとＭｎを含む鋼板を用いて真空で長時間熱処理する既存の（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板の製造方法と比較して、本発明の好ましい一実施形態にかかる、磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板の製造方法は、全熱処理温度区間でフェライト組織を示す鋼板を用いて、真空でない、還元性ガス雰囲気で熱処理が行われるため、短時間で容易かつ安価に（１００）［０ｖｗ］結晶方位の形成が容易である。
したがって、巻き解き方法（Ｗｉｎｄｉｎｇ−ｒｅｗｉｎｄｉｎｇ ｍｅｔｈｏｄ）による無方向性電気鋼板の製造が可能であり、生産性の向上と製造費用の節減効果がある。

Claims (12)

  1. 重量％で、Ｃ：０超過０．００５％以下、Ｓｉ：２〜４％、Ｍｎ：０．０５％以上１．０％未満、Ｓ：０．０００１〜０．０３５％、Ａｌ：０超過０．２０％以下、Ｐ：０超過０．２％以下、Ｎ：０超過０．００３％以下を含み、残部Ｆｅおよびその他不可避不純物の成分組成のスラブを熱間圧延、酸洗後冷間圧延し、冷延鋼板を、８００℃〜１１００℃の第１段焼鈍炉で第１段焼鈍し、第１段焼鈍炉の温度より高い１１５０℃〜１３７０℃の第２段焼鈍炉で第２段焼鈍し、
    最終焼鈍を経た焼鈍板の平均結晶粒の大きさｙと板厚さｘは、
    前記Ｓが０．００７重量％未満の場合、ｙ≧２．２ｘ＋０．１（単位：ｍｍ）の関係を示し、
    前記Ｓが０．００７重量％以上の場合、ｙ≧１．４８ｘ＋０．０４（単位：ｍｍ）の関係を示すことを特徴とする、磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板の製造方法。
  2. 前記第１段焼鈍炉における熱処理時間が１０秒〜６００秒であり、前記第２段焼鈍炉における熱処理時間が１０秒〜６００秒であることを特徴とする、請求項１記載の磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板の製造方法。
  3. 前記スラブを再加熱して熱間圧延した後、熱間圧延時に生じ得るＭｎＳを固溶させるために、９５０℃〜１３７０℃の温度範囲で熱延板の中間焼鈍を行うかこれを省略し、酸洗後冷間圧延することを特徴とする、請求項１記載の磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板の製造方法。
  4. 前記Ｓは０．００８％超過〜０．０３５％以下含まれることを特徴とする、請求項１記載の磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板の製造方法。
  5. 熱間圧延時の前記スラブ組織および焼鈍温度における前記焼鈍板組織は、フェライト相組織であることを特徴とする、請求項１記載の磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板の製造方法。
  6. 前記冷延鋼板の焼鈍時、表面酸化による（１１１）結晶成長の防止のために、前記第１段焼鈍炉と前記第２段焼鈍炉は、還元性ガス雰囲気を使用することを特徴とする、請求項１記載の磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板の製造方法。
  7. 重量％で、Ｃ：０超過０．００５％以下、Ｓｉ：２〜４％、Ｍｎ：０．０５％以上１．０％未満、Ｓ：０．０００１〜０．０３５％、Ａｌ：０超過０．２０％以下、Ｐ：０超過０．２％以下、Ｎ：０超過０．００３％以下を含み、残部Ｆｅおよびその他不可避不純物で組成され、板表面の平均結晶粒の大きさが板厚さと等しいかそれより大きいことを特徴とする、磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板。
  8. 板表面の平均結晶粒の大きさｙと板厚さｘは、
    前記Ｓが０．００７重量％未満の場合、ｙ≧２．２ｘ＋０．１（単位：ｍｍ）の関係を示すことを特徴とする、請求項７記載の磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板。
  9. 板表面の平均結晶粒の大きさｙと板厚さｘは、
    前記Ｓが０．００７重量％以上の場合、ｙ≧１．４８ｘ＋０．０４（単位：ｍｍ）の関係を示すことを特徴とする、請求項７または８記載の磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板。
  10. ８００℃〜１１００℃の第１段焼鈍炉で第１段焼鈍され、第１段焼鈍炉の温度より高い１１５０℃〜１３７０℃の第２段焼鈍炉で第２段焼鈍されたことを特徴とする、請求項７記載の磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板。
  11. 前記第１段焼鈍炉における熱処理時間が１０秒〜６００秒であり、前記第２段焼鈍炉における熱処理時間が１０秒〜６００秒であることを特徴とする、請求項１０記載の磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板。
  12. 前記Ｓは０．００８％超過〜０．０３５％以下含まれることを特徴とする、請求項７記載の磁性特性に優れた（１００）［０ｖｗ］無方向性電気鋼板。
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