JP2700505B2 - 磁気特性の優れた無方向性電気鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 技術分野 本発明は、モーター、発電機、小型変圧器および安定
器等の電気機器の芯材として使用される無方向性電磁鋼
板およびその製造方法に関する。さらに詳細には、鉄損
が低く、磁束密度と透磁率の高い無方向性電磁鋼板およ
びその製造方法に関する。

背景技術 一般に、無方向性電磁鋼板は、Si含有量によって製品
の等級が分けられる。Si含有量が１％より少ないものを
低級材として、１〜２％のものを中級材として、２％を
超えるものを高級材として等級付けられている。このよ
うな等級付けは、Si量の添加が多くなるほど鉄損が低く
なるという事実に基づいている。しかし、磁束密度ある
いは透磁率はSi含有量が多くなるほど減少する。優れた
磁気特性とは、鉄損が低く、磁束密度と透磁率が高いこ
とを意味する。硬化元素であるSiは、製造工程中の冷間
圧延性あるいは需要家即ち電気装置製造者による打ち抜
き性に悪影響を及ぼすので、可能ならば低含有量とし鉄
損を低くすることが好ましい。従って、Si含有量が低
く、低い鉄損および高い磁束密度と透磁率を同時に有す
る無方向性電磁鋼板の開発が必要になる。

無方向性電磁鋼板の鉄損は、大きくはヒステリシス損
とうず電流損とに分けられる。うず電流損は、製品の化
学成分、厚さ、周波数等によって決定される。通常の使
用である周波数60Hz近辺では、ヒステリシス損が50％を
超えている。しかし、高周波数の特殊用途に使用される
場合には、うず電流損はヒステリシス損よりも大きくな
る。うず電流損を減少させるためには、SiやAlのような
化学成分中でも高抵抗である元素をより多く添加する、
あるいは最終製品の厚さを薄くすることで達成できる。
化学成分、厚さおよび周波数が同条件下であるときに鉄
損を減少するためには、ヒステリシス損を減少すること
が重要である。ヒステリシス損は結晶粒（grain）の成
長に反比例するので、結晶粒ができるだけ大きく成長さ
せなければならない。さらに、製品の板の表面に平行に
（110）面あるいは（200）面を発達させることにより、
即ち、｛110｝［u₁v₁w₁］あるいは｛200｝［u₂v₂w₂］形
の組織を発達させることにより、鉄損を低くすることが
でき、磁束密度と透磁率を改良することができる。磁気
特性は、必ずしも結晶粒成長に比例して改良されるもの
ではない。しかし、（110）面あるいは（200）面の組織
が良く形成され、そして結晶粒が大きく成長されるなら
ば、磁気特性は改良される。組織の（110）面あるいは
（200）が良く発達するならば、磁気特性に有害な（11
1）面組織の形成は少なく、磁気特性は改良される。

結晶粒を成長させる方法には、成分を調整する方法、
鋼を清浄に製造する方法がある。そして微細な析出物を
成長させることにより、最終製品の結晶粒は容易に成長
する。また鋼の清浄化は、磁気特性に有利に組織に関し
て良い方法であるが、組織を制御できる特殊元素の添加
による磁気特性に有害な（111）面等の組織を抑制する
方法を使用することもできる。

上記無方向性電磁鋼板を製造する方法は、フーリプロ
セス（Fully−Process）とセミプロセス（Semi−Proces
s）とに分けられる。スラブを加熱し、熱間圧延し、そ
して熱延された板は、焼鈍後酸洗できる。フーリプロセ
スでは、熱延板は酸洗され、冷間圧延され、そして焼鈍
される。次の工程は、需要家言わば電気装置製造者によ
る工程である。セミプロセスでは、熱延板は酸洗され、
冷間圧延され、中間焼鈍が実施され、ついでスキンパス
ローリング（skin pass rolling）あるいはテンパーロ
ーリング（temper rolling）が実施される。次の工程は
需要家言わば電気装置製造者による工程であり、歪み取
り焼鈍する工程である。フーリプロセスの場合には、冷
間圧延中一次冷間圧延が実施されそして中間焼鈍の後に
二次冷間圧延が実施される二段冷間圧延法がある。この
方法はまた二次冷間圧延後高温焼鈍が実施されるのでフ
ーリプロセスの範疇に入る。

セミプロセスにより製造された無方向性電磁鋼板はス
キンパスローリングあるいはテンパーローリングされた
製品であるので、需要家すなわち電気装置製造者は加工
した後歪み取り焼鈍を実施しなければならない。この歪
み取り焼鈍は、結晶粒成長の目的もあるが、加工中に生
じる歪みも除去される。フーリプロセスにより製造され
た無方向性電磁鋼板では、需要家すなわち電気装置製造
者による加工のとき多かれ少なかれ応力が生じ、そして
高温焼鈍中の残留応力は除去される。その結果、需要家
すなわち電気装置製造者による応力除去を伴う焼鈍中に
磁気特性を改良できる。

無方向性電磁鋼板を製造する従来技術には、Siあるい
はAlを低くして鉄損は高いが透磁率を改良する方法があ
るが、この方法はエネルギー損失が大きいため用途が制
限される。さらにSiあるいはAlを増加することにより磁
束密度と透磁率は低いが、鉄損を減少させる方法があ
る。しかしこの方法は、電気機器の効率に欠点がある。
さらに、大韓民国特許出願番号88−017514号、88ー0179
24号および89−020174号明細書は、偏析元素SbにZrやＢ
などの元素を添加することを教示しているが、磁気特性
に有利な組織および結晶粒は最終製品で十分に発達しな
かった。大韓民国特許出願番号91ー5867号明細書は、熱
間圧延のとき、フェライト相で15％を超える厚さの減少
率で圧延した後空気中で巻き取る方法を教示している。
Sn、NiおよびCuのような特別な元素のないこの方法で
は、結晶粒が小さく、磁気特性に有利な組織は十分でな
い。そして米国特許4,204,890は、Sb添加鋼の熱延板を
連続焼鈍あるいはボックス焼鈍を施し、磁気特性に有利
な組織を発達させることにより、磁気特性を改良する方
法を教示している。この方法は、結晶粒の成長のために
はＳをできるだけ低くしなければならないという欠点を
有している。日本国特開昭63−317627号公報は、Snある
いはSb、NiおよびCuの中で一種または二種以上を含み、
そしてMnを1.0〜1.5％添加したセミプロセスにより製造
した鋼およびその製造方法を教示している。この方法で
は、過剰のMn添加がコスト増をもたらす。またMnは容易
にオーステナイト相を形成する元素であるため、低温ま
でオーステナイト相であり、熱延圧延をオーステナイト
相で実施することにより、磁気特性が劣り、特に磁束密
度が低いという欠点がある。

発明の要約 本発明は無方向性電磁鋼板の成分系を適切に選択する
ことにより、セミプロセスあるいはフーリプロセスによ
って製造された優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼
板を提供する。

本発明は製鋼工程で製造される鋼成分中で最大3.5％
のSi、最大0.7％のAlおよび１％より少ないMnを含む鋼
に、NiとCuの添加の他にSnおよびSbの一種または二種を
添加する成分系が基本成分系である。このような元素に
加えて、Ｃ、Ｐ、Caあるいは希土類元素（REM）を添加
できる。Ｏ、ＳおよびＮのような不純物はできるだけす
くない限り、磁気特性に良いが、ある程度までは添加さ
れることができる。多量のＣが添加されるならば、脱炭
焼鈍が必要である。上記成分中でSnおよびSbの一種また
は二種に加えてNiおよびCuを加える成分系中では、Snお
よびSbの一種または二種のみならずNiおよびCuを含むと
きには、NiおよびCu元素は１元素または２元素のみの添
加では、本発明の特性は発現しない。SnおよびSbの一種
または二種のみならずNiおよびCuを含むときには、必ず
同時に添加しなければ、本発明の特性を示さない。これ
らの元素は（110）面および（200）面のような磁気特性
に有利な組織を発達させ、そして特に結晶粒を良く成長
させる。

上記のような構成の鋼スラブは、転炉、電気炉等で溶
鋼として製造された後、連続鋳造あるいは造塊に作ら
れ、ついで熱い状態または冷却した状態で加熱炉に装入
される。加熱炉で加熱された鋼スラブを熱間圧延、巻取
りし、ついで熱延板の焼鈍あるいは焼鈍しない状態で酸
洗した後、冷間圧延を行う。冷間圧延板は、フーリプロ
セスあるいはセミプロセスで製造できる。フーリプロセ
スは熱延板を酸洗し、１段冷間圧延法あるいは２段冷間
圧延法で冷間圧延し、ついで最終の高温焼鈍するプロセ
スである。セミプロセスは熱延板を１次冷間圧延し、中
間焼鈍後スキンパスローリンク（skinpass rolling）あ
るいはテンパーローリング（temper rolling）を実施す
るプロセスであり、需要家すなわち電気装置製造者が加
工の後歪み取り焼鈍を行わなければならない。上記各製
造条件は、鋼の成分系によって変えることができる。ま
た鋼成分系が同一であっても、前述の製造工程の条件変
化は引き続く製造工程の条件を変化させることができ
る。

本発明では、熱間圧延仕上げがフェライト相で行われ
るように鋼成分および熱間圧延の条件を制御することに
より、熱間圧延板の連続焼鈍を実施することができ、あ
るいは熱間圧延板の焼鈍工程を省略することもできる。
このような方法で製造しても、磁気特性中、鉄損が低
く、そして磁束密度および透磁率の高い無方向性電磁鋼
板を製造できる。

勿論、熱間圧延板を箱焼鈍（box annealing）しても
磁気特性を改良できるが、磁気特性の改良の程度が、加
えられた費用に見合うものではない。

本発明者らは、仕上げ圧延の温度が磁気特性に及ぼす
影響を調べるため、次の実験を行った。

重量％でC:0.003％、Si:0.61％、Mn:0.25％、P:0.05
％、S:0.008％、N:0.004％、O:0.002％、Al:0.27％、N
i:0.09％、Cu:0.075％、Sn:0.09％、残部Feおよび他の
不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、高さ13
mm、直径8mmのシリンダーで加工した後、熱間圧縮試験
を実施した。熱間圧縮試験の温度は、フェライト相の84
0℃とオーステナイト相の930℃とで実施した。

それぞれの温度で圧縮変形し、直ちに空冷された変形
の組織および800℃で時間当たり10℃として冷却して後
の工程を再現しすることで形成された微細構造を観察し
た結果、フェライト相の840℃で変形された素材は延伸
粒であり、オーステナイト相の930℃で変形された素材
は再結晶からなる構造であった。冷却後に形成された微
細構造において、930℃で変形された組織の場合には結
晶粒はほとんど成長せず、840℃で変形された微細構造
の場合には結晶粒が大きく成長していたのが確認され
た。

このことは、オーステナイト相は積層エネルギー（st
acking fault energy）が低いので変形のとき動的再結
晶（dynamic recrystallization）が生じるので変形後
の変形量が素材に残留する量が少ない、他方フェライト
相は積層エネルギーが高いので動的回復現象（dynamic
recovery）だけが生じるので、変形後残留する変形量が
多い。

従って、フェライト相で最終仕上げ圧延された素材
は、残留変形量がオーステナイト相で仕上げ圧延された
素材のそれよりも大きく、そして圧延した熱延板を高温
で巻き取ったりあるいは熱延板を連続焼鈍することで結
晶粒が粗大に成長する。本発明において、Si量によって
異なることができるが、フーリプロセスで製造の場合に
は結晶粒の大きさが25μｍを超え、セミプロセスで製造
の場合には50μｍを超える。

磁気特性は結晶粒の大きさに比例して改良されるもの
ではなく、磁気特性に有利な組織もまた良く形成されね
ばならない。上記成分の鋼スラブを1230℃で加熱し、熱
間圧延の仕上げ圧延のときに、それぞれ840℃および930
℃で19％の厚さ減少率で圧延し、800℃で時間当たり15
℃で冷却し、ついで酸洗後0.5mmの厚さに冷間圧延し
た。冷間圧延板の高温焼鈍を960℃で２分間窒素と水素
の混合雰囲気下で実施した。

高温焼鈍された板について磁気特性を調べたところ、
フェライト相で熱間圧延を終了した素材は、熱間圧延を
オーステナイト相で完了した素材よりも磁気特性が優れ
ていた。

また、重量％でC:0.002％、Si:2.1％、Mn:0.22％、P:
0.03％、S:0.005％、Ni:0.12％、Cu:0.07％、Sn:0.06
％、残部Feおよび他の不可避的不純物からなる鋼につい
て熱間圧縮試験を実施した。冷却後に形成された微細構
造を観察したところ、フェライト相で形成されるSi元素
の含有量が高いため、本発明の製造条件の範囲内では相
変態区域は示されず、フェライト相下での典型的な延伸
粒が示されていた。このことは、Si含有量と仕上げ圧延
の圧延温度領域の間に相間関係があることを示す。

本発明により製造される無方向性電磁鋼板は、割合Si
含有量が低くても鉄損が低く、また割合高いSi含有量で
も磁束密度および透磁率が高いという特徴を有する。

本発明の上記無方向性電磁鋼板において、磁気特性の
改良は、Sn、Sb等が結晶粒界に偏析され、鋼の製造工程
中、鋼の内部に侵入する侵入元素の拡散を防ぎ、結晶粒
形状および組織を制御する。CuはＳおよびMnと共に大き
な硫黄状の沈澱物（sulfurous presipitate）が形成す
る。CuおよびNiは同時に添加されるので、高温での耐食
性が改良され、そして表面の酸化層は侵食（deepning）
を阻止する。さらに、添加元素の複合的作用により、焼
鈍中、結晶粒成長（grain growth）および磁気特性に有
利な（110）面および（200）面組織が非常に良く形成さ
れる。このことは優れた磁気特性を有する無方向性電磁
鋼板の製造を可能ならしめる。

鋼板の組織特性を示す方法は多種類あるが、本発明で
は、ホルタの式により下記式（１）および式（２）で示
す組織係数（texture coefficient）および組織パラメ
ーター（texture parameter）で示す。式（１）は測定
された鋼板の任意の（hkl）面の組織係数を示し、式
（２）は磁気特性に有利な結晶面の（200）、（110）お
よび（310）面の組織係数と磁気特性に不利な結晶面の
（211）、（222）および（321）面の組織係数の比とし
ての組織パラメーターを示す。式（１）において、I_hk1
は測定試料の組織強度（texture intensity）を、I_R・
_hk1は標準試料の組織強度（random intensity）を、そ
してN_hk1は多重度（multiplicity factor）を示す。磁
気特性は（200）、（110）および（310）面の組織強度
が大きくなるほど、そして（211）、（222）および（32
1）面の組織強度が小さくなるほど改良される。また磁
気特性は、組織パラメーターが大きくなるほど改良さ
れ、そして本発明の鋼は、少なくとも0.2を超える組織
パラメーターを示す。

好ましい態様の説明 以下本発明を詳細に説明する。

本発明は、重量％でC:0.02％より少なく、Si:1.0〜3.
5％、Mn:1.0％より少なく、P:0.10％より少なく、S:0.0
1％より少なく、N:0.008％より少なく、Al:0.7％より少
なく、Ni:0.05〜1.0％、Cu:0.02〜0.5％、SnおよびSbの
一種または二種の合計:0.02〜0.2％、残部Feおよび他の
不可避的不純物からなる優れた磁気特性を有する無方向
性電磁鋼板に関する。

さらに本発明は、上記成分および成分範囲を有し、結
晶粒の大きさが30μｍ超、好ましくは30〜200μｍ、よ
り好ましくは60〜150μｍであり、ホルタの式により計
算した組織パラメーターが0.2超、好ましくは0.5を超え
る優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板に関する。

また本発明は、重量％でC:0.02％より少なく、Si:1.0
％より少なく、Mn:0.5％より少なく、P:0.15％より少な
く、S:0.01％より少なく、N:0.008％より少なく、O:0.0
05％より少なく、Al:0.7％より少なく、Ni:0.05〜1.0
％、Cu:0.02〜0.5％、SnおよびSbの一種または二種の合
計:0.02〜0.2％、残部Feおよび他の不可避的不純物から
なる優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板に関す
る。

さらに本発明は、上記成分および成分範囲を有し、結
晶粒の大きさが20μｍ超、好ましくは20〜250μｍ、よ
り好ましくは40〜200μｍであり、ホルタの式により計
算した組織パラメーターが0.2超、好ましくは0.5を超え
る優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板に関する。

また本発明は、重量％でC:0.02％より少なく、Si:3.5
％より少なく、Mn:0.5％より少なく、P:0.15％より少な
く、S:0.01％より少なく、N:0.008％より少なく、Al:0.
7％より少なく、Ni:0.02〜1.0％、Cu:0.02〜0.5％、Sn
およびSbの一種または二種の合計:0.02〜0.2％、Ca:0.0
01〜0.02％および／または希土類元素（REM）0.003〜0.
3％、残部Feおよび他の不可避的不純物からなる優れた
磁気特性を有する無方向性電磁鋼板に関する。

さらに本発明は、上記成分および成分範囲を有し、結
晶粒の大きさが30μｍ超、好ましくは30〜250μｍ、よ
り好ましくは50〜200μｍであり、ホルタの式により計
算した組織パラメーターが0.2超、好ましくは0.5を超え
る優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板に関する。

また本発明は、重量％でC:0.02〜0.06％、Si:3.5％よ
り少なく、Mn:0.5％より少なく、P:0.15％より少なく、
S:0.01％より少なく、N:0.008％より少なく、Al:0.7％
より少なく、O:0.005％より少なく、Ni:0.02〜1.0％、C
u:0.02〜0.5％、SnおよびSbの一種または二種の合計:0.
02〜0.2％、残部Feおよび他の不可避的不純物からなる
優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板に関する。

さらに本発明は、上記成分および成分範囲を有し、結
晶粒の大きさが20μｍ超、好ましくは20〜250μｍ、よ
り好ましくは40〜180μｍであり、ホルタの式により計
算した組織パラメーターが0.3超、好ましくは0.5を超え
る優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板に関する。

本発明の鋼の成分および成分範囲の限定理由について
説明する。Ｃは磁気特性に有利な組織を形成できる成分
であり、脱炭効率を考慮して最大0.06％まで添加でき
る。しかし、残留炭素をより低くするためには、0.02％
より少なくことが好ましい。スラブ中でＣが0.08％を超
える場合には、脱炭焼鈍できる。残留Ｃによる磁気時効
を抑えるには0.003％よる少なくなるように制限するの
が好ましい。

Siは、無方向性電磁鋼板の製品特性を良く示す基本元
素であり、抵抗率を増加することにより鉄損を低くす
る。しかし、Siは冷間圧延性を悪くするので、3.5％よ
り少ない量とすることが好ましい。特にSiが1.0％より
少ない場合には、冷間圧延性を改良し、磁束密度および
透磁率を改良できる。

Mnは、抵抗率を増加することで鉄損を低くする効果が
あるが、Ｓと結合して微細なMnSとして析出され、磁気
特性を劣化するので、これを防止するにはＳを低く管理
しなければならないという問題がある。また再加熱温度
が1200℃よりも高くなると、Mn含有量が1.0％を超える
条件下でより微細な析出物が形成されるので、Mn含有量
を1.0％より少なく制限することが好ましく、より好ま
しくはMnを0.5％までに制限することである。

Ｐは抵抗率を増加することで鉄損中におけるうず電流
損を低くし、磁気特性に有利な（200）面と（110）面の
組織を良く発達させ、磁気特性を改良するので、最大0.
15％まで添加できる。しかしＰは、基本的に原材料の強
度を高めるので、冷間圧延性を改良するために、0.1％
まで添加できる。

Ｓは、不可避的不純物であり、できるだけ添加しない
ことが磁気特性に有利である。しかし本発明では0.01％
まで含めることができる。本発明では、Ｓが0.015％ま
で含まれていても、Mnが0.5％より少ない場合には磁気
特性に大きく影響しない。磁気特性に悪影響をもたらす
Ｓの量が最大0.015％まで含まれていても、結晶粒が容
易に成長し、かくして磁気特性を改良できる。これはMn
量が低く、添加されたCuが大きな硫化析出物を形成し、
したがって微細な析出物を形成する代わりに大きな析出
物であるMn（Cu）Ｓを形成し、磁気特性に有利な組織の
形成のみならず結晶粒が成長する。

Alは、抵抗率を増加させることで鉄損を低くし、微細
なAlNのような析出物を成長させるため、あるいは製鋼
工程中の溶鋼を脱酸するために添加されるが、コスト高
となるので、磁気特性の改良を考慮して最大0.7％まで
添加するのが好ましい。

Ｎは不純物であり、微細な析出物を形成し、磁気特性
を悪くするので、できるだけ少なくするのが有利であ
り、最大0.008％までの含有量が許容される。Ｏは不純
物であり、Al等により脱酸される。しかし、製鋼で最終
成分中のＯの増加は、微細析出物または非金属介在物の
増加を意味する。その結果、鋼の清浄度の改良および結
晶粒の成長に有利とするために、Ｏ含有量はできるだけ
少なくすることが好ましい。Ｏ含有量を少なくすること
で組織中の磁気特性に有害な（111）面等を減少できる
ので、含有量を0.005％までとすることが好ましい。

Niは、単独添加のときはその効果が少なく、Cu、Ｐ等
を含む元素と複合添加することで結晶粒を成長させ、磁
気特性に有利な組織を形成し、かくして抵抗率の増加に
より鉄損を低くする。しかし、Niは高価であり、添加量
による磁気特性の改良の程度を考慮して最大1.0％まで
添加するのが好ましい。また、高温焼鈍中の耐食性およ
びＰ添加鋼の耐食性を改良する。磁気特性改良の程度を
考慮して、最小0.02％まで添加することが好ましい。さ
らに好ましくは、Ni含有量は0.05〜1.0％である。

SnあるいはSbは、一種または二種の複合添加ができ
る。これらの元素は、偏析元素として結晶粒の形状を制
御し、磁気特性に悪い（111）面の成長を阻止し、そし
て磁気特性に有利な組織を発達させるために添加され
る。これらの元素の添加量が0.02％よりも少ない場合に
は添加効果は少なく、0.2％を超える場合には、熱延板
の冷間圧延が困難となる。従って、SnあるいはSbの一種
または二種の合計量を0.02〜0.2％までに限定すること
が好ましい。しかし、Cuが0.4％より少なく添加される
場合には、SnあるいはSbは単独または複合して最大0.3
％まで添加できる。

Cuは、耐食性を増加させ、抵抗率を増加することで鉄
損を低くし、おおきな硫黄状析出物（phosphorous pres
ipitate）を形成し、結晶粒を大きく成長させ、磁気特
性に有利な組織を良く発達させ、Ｐ添加鋼の耐酸化性を
急速に増加する効果がある。Ni単独添加鋼に比してCuが
同時に添加されるので、特に高温での酸化が抑制され
る。Sn等の結晶粒界偏析元素と同時に添加する鋼に対し
て熱間圧延板の亀裂のない良い表面を保持するために、
最大0.5％まで添加し、そして少なくとも0.02％を超え
て添加することで磁気特性が改良される。従って、Cu含
有量は0.02〜0.5％に制限することが好ましい。しか
し、SnまたはSbが単独または複合で0.2％を超えて添加
された鋼では、熱延板の表面形状はCuを0.4％まで添加
することで満足なものとすることができる。

Caあるいは希土類元素（REM）は、単独あるいは複合
添加することができ、微細なMnSなどの析出物を粗大化
させて結晶粒を成長させる役割をするので、これにより
製品の磁気特性を改良できる。REMに関して、0.003〜0.
03％を一種または二種以上の添加は微細な析出物の周り
で核生成する磁気特性に不利な（111）面の組織を抑制
する。

以下、本発明による無方向性電磁鋼板の製造方法を説
明する。

本発明は、重量％でC:0.002％より少なく、Si:1.0〜
3.5％、Mn:1.0％より少なく、P:0.10％より少なく、S:
0.01％より少なく、N:0.008％より少なく、Al:0.7％よ
り少なく、Ni:0.05〜1.0％、Cu:0.02〜0.5％、Snおよび
Sbの一種または二種の合計:0.02〜0.2％、残部Feおよび
他の不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延、熱
延板焼鈍、酸洗した後、１段の冷間圧延法あるいは２段
の冷間圧延法で冷間圧延し、冷間圧延板を高温焼鈍し、
そして歪み取り焼鈍を実施するフーリプロセスによって
優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法に
関する。

上記成分範囲からなる鋼スラブを熱延加熱炉に装入し
て加熱した後、熱間圧延する。600度を超える温度で巻
取るのが好ましく、スラブは1250℃まで加熱できる。

上記のように熱間圧延された熱延板を焼鈍する。熱延
板の焼鈍方法は700〜1100℃の温度で10秒間〜20分間実
施する連続焼鈍法、あるいは600〜1000℃の温度で30分
間〜10時間実施する箱焼鈍法が好ましい。連続焼鈍法に
よる連続焼鈍時間が10秒間より少ない場合には、結晶粒
が十分成長しないため、磁気特性が劣る。焼鈍時間が20
分間を超えると設備の制限がある。その結果、熱延板の
連続焼鈍時間は10秒間〜20分間に限定するのが好まし
い。また上記箱焼鈍法の場合には、箱焼鈍時間が30分間
より少ないと箱焼鈍の効果が少なく、そして10時間を超
えると生産性が劣る。その結果、箱焼鈍時間を30分間〜
10時間に限定するのが好ましい。

連続焼鈍法あるいは箱焼鈍法により焼鈍した熱延板を
常法により酸洗し、１段冷間圧延あるいは１次冷間圧延
し、中間焼鈍し、２段冷間圧延法で２次冷間圧延し、つ
いで高温焼鈍する。

上記高温焼鈍は、10分間より少ない時間で700〜1100
℃の温度範囲で連続焼鈍により実施し、そして100％窒
素ガスあるいは窒素および水素の混合ガス、およびその
他の還元ガスの雰囲気で実施するのが好ましい。

上記した冷間圧延板のＣ含有量が0.008％より多い場
合には、高温焼鈍の前に、露点20〜70℃で10分間より少
ない時間窒素と水素の混合雰囲気で脱炭できる。需要家
の必要に応じてＣ含有量が0.003％を超える場合には、
歪み取り焼鈍のとき脱炭雰囲気で需要家すなわち電気装
置製造者による熱処理で実施できる。また冷延板の高温
焼鈍後、絶縁皮膜塗工ができるし、非塗工製品に対して
は需要家すなわち電気装置製造者がブルーイング（blui
ng）熱処理することもできる。

上記のように製造される本発明の無方向性電磁鋼板の
結晶粒の大きさが30μｍ、好ましくは30〜200μｍ、よ
り好ましくは60〜150μｍで、ホルタの式により計算し
た組織パラメーターが0.2を超え、好ましくは0.5を超え
るように製造工程の条件を制御するのが好ましい。

本発明はさらに、重量％でC:0.02％より少なく、Si:
1.0％より少なく、Mn:0.5％より少なく、P:0.15％より
少なく、S:0.01％より少なく、N:0.008％より少なく、
O:0.005％より少なく、Al:0.7％より少なく、Ni:0.05〜
1.0％、Cu:0.02〜0.5％、SnおよびSbの一種または二種
の合計:0.02〜0.2％、残部Feおよび他の不可避的不純物
からなる鋼スラブを、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗した
後、冷間圧延、中間焼鈍、スキンパス圧延、および焼鈍
するセミプロセスによって、または上記組成からなる鋼
スラブを熱間圧延、熱延板の焼鈍、酸洗、冷間圧延、お
よび焼鈍するフーリプロセスによる優れた磁気特性を有
する無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。

上記組成の鋼スラブを熱延加熱炉に装入し、加熱し、
熱間圧延した後、600℃より高い温度で巻き取るのが好
ましく、このときスラブは1300℃まで再加熱できる。

上記熱間圧延は、仕上げ圧延の終了温度がA_r1点より
低いフェライト相で750℃より高い温度で実施する。こ
のとき、仕上げ圧延の終了温度がA_r1より高いと、製品
の磁束密度と透磁率が低く、750℃より低い温度では圧
縮圧延（cpmpression rolling）のとき圧延負荷がかか
り過ぎる。

上記のようにして熱間圧延された板は、連続焼鈍法あ
るいは箱焼鈍法により焼鈍できる。熱間圧延板が連続焼
鈍により焼鈍するときには、700〜1000℃で10秒間〜20
分間焼鈍を実施するのが好ましい。箱焼鈍により焼鈍す
るときには、600〜950℃で30分間〜10次間焼鈍を実施す
るのが好ましい。

上記連続焼鈍で焼鈍時間が10秒間より少なく、あるい
は焼鈍温度が750℃より低い場合には、結晶粒の成長が
十分でなく、焼鈍温度が1000℃を超える場合には磁気特
性が劣り、そして焼鈍時間が20分間を超えると生産性が
劣る。その結果、連続焼鈍での焼鈍温度は700〜1000℃
に、焼鈍時間は10秒間〜20分間に限定するのが好まし
い。

上記箱焼鈍での焼鈍温度が600℃より低く、焼鈍時間
が30分間より短いときには、結晶粒は十分に成長せず、
箱焼鈍の効果が少ない。焼鈍温度が950℃を超えると、
磁気特性が劣る。また焼鈍時間が10時間を超えると経済
的でない。その結果、焼鈍温度を600〜950℃に限定し、
焼鈍時間を30分間〜10時間に限定するのが好ましい。焼
鈍雰囲気は、連続焼鈍あるいは箱焼鈍中非酸化性雰囲気
でもよい。上記のように焼鈍された熱延板は、HClのよ
うな酸性溶液に入れ、酸洗し、ついで冷間圧延される。

フーリプロセスによって無方向性電磁鋼板を製造する
場合には、冷間圧延板を700〜1050℃で10分間より短い
時間高温焼鈍する。需要家すなわち電気装置製造者は、
加工後必要に応じて歪み取り焼鈍を実施できるし、そし
てＣの高い場合には高温焼鈍の前に脱炭焼鈍ができる。
この脱炭焼鈍は、常法により、水素と窒素の混合雰囲気
で実施できる。

一方、セミプロセスにより無方向性電磁鋼板を製造す
る場合には、冷間圧延板を650〜950℃で５分間より短い
時間中間焼鈍し、2.0〜15.0％の厚さ減少率でスキンパ
スローリングし、そして需要家すなわち電気装置製造者
の加工後、歪み取りおよび結晶成長のために焼鈍を実施
する。中間焼鈍を2.0％より少なく圧延すると、結晶粒
は十分に成長せず、15.0％より大きい厚さ減少率で圧延
すると、結晶粒はむしろ小さくなり、磁気特性が劣る。
このため、中間焼鈍板の圧延の厚さ減少率を2.0〜15.0
％とすることが好ましい。需要家すなわち電気装置製造
者に出荷する前に、上記フーリプロセスおよびセミプロ
セスによって製造各製品（鋼板）を絶縁皮膜塗工ができ
る。非塗工製品には、需要家すなわち電気装置製造者に
よる熱処理のときブルーイング処理をすることができ
る。

フーリプロセスにより無方向性電磁鋼板を製造する場
合には、鋼の結晶粒の大きさが20μｍ超、好ましくは20
〜150μｍ、さらに好ましくは40〜120μｍであり、ホル
タの式により計算した組織パラメーターが0.2超え、好
ましくは0.5超えとなるように製造工程の条件を制御す
るのが好ましい。

一方、セミプロセスにより無方向性電磁鋼板を製造す
る場合には、鋼の結晶粒の大きさが50μｍ超え、好まし
くは50〜250μｍ、より好ましくは80〜200μｍであり、
ホルタの式により計算した組織パラメーターが0.2超
え、好ましくは0.5超えとなるように製造工程の条件を
制御するのが好ましい。

一方本発明は、重量％でC:0.02％より少なく、Si:3.5
％より少なく、Mn:0.5％より少なく、P:0.15％より少な
く、S:0.015％より少なく、N:0.008％より少なく、Al:
0.7％より少なく、Ni:0.02〜1.0％、O:0.005％より少な
く、Cu:0.02〜0.4％、SnおよびSbの一種または二種の合
計:0.02〜0.3％、残部Feおよび他の不可避的不純物から
なる鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延が800℃超えのフ
ェライト相で７％超えの厚さ減少率で熱間圧延し、熱延
板を600℃超えで巻取り、大気中で冷却し、酸洗し、１
段冷間法または２段冷間法で冷間圧延し、700〜1100℃
で10秒間〜10分間高温焼鈍する優れた磁気特性を有する
無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。

上記の鋼スラブを熱間圧延加熱炉に装入して加熱した
後、熱間圧延を実施する。スラブの再加熱は、1300℃ま
で可能であるが、1250より低い温度がより好ましい。こ
の理由は、AlN、MnSおよびSuを含む硫黄状析出物（sulp
hurous precipitate）が、1250℃までは粗大に成長し易
いが、1300℃超えでは析出物が再溶解され、磁気特性に
有害な微細析出物が形成できるためである。

熱間圧延中の仕上げ圧延温度は重要であり、特に鉄損
が低く、磁束密度と透磁率の高い磁気特性の優れた無方
向性電磁鋼板を製造するには、仕上げ圧延を800℃超え
の仕上げ圧延温度を有するフェライト相で実施しなけれ
ばならない。また厚さ減少率が７％超えとなるようにす
るのが好ましい。この理由は、仕上げ圧延減少率が７％
超えではフェライト相での結晶粒が容易に成長するため
である。本発明では、A_r1点温度より低いフェライト
相、すなわちフェライト相中より高温で、厚さ減少率が
少なくとも７％超えとなるように仕上げ熱間圧延し、そ
して高温焼鈍を実施する。これにより、最終結晶粒が容
易に成長するので磁気特性が改良される。

一方、Si1.5％超えの鋼では、相変移温度は認められ
ないので、仕上げ圧延温度の最上限は最加熱温度により
決定することができる。

厚さ減少率が７％より少なく、あるいは仕上げ圧延温
度が800℃より低くして熱間圧延を実施すると、結晶粒
が十分に成長しないので磁気特性が劣ることとなる。こ
の仕上げ圧延で、磁気特性は厚さ減少率50％でも改良さ
れるので最終厚さ減少率の上限は限定されず、そして50
％以下の厚さ減少率が、変形抵抗を考慮すると好まし
い。

上記のようにして熱間圧延された板を、600℃超えで
巻取り、そして巻取り中常法に従い大気中で冷却するこ
とにより、最終結晶粒は大きく成長する。巻取り温度が
600℃以下では、最終結晶粒が十分に成長せず、このた
め磁気特性が劣ることとなる。

巻取り温度の上限には特に制限はなく、巻取りはフェ
ライト相で仕上げ圧延後、仕上げ圧延温度以下で実施さ
れる。

また、上記のように熱延された板を巻取るとき、600
℃超えで巻取り、冷却速度を熱延コイルの中央部基準時
間当たり30℃以下の冷却速度で徐冷することが好まし
い。このような徐冷により、熱延板の焼鈍を省略するこ
とができる。

熱延板を大気中で冷却する場合にも、大気温度25℃を
基準として最大30℃／時間の冷却速度を得ることができ
る。徐冷は保温カバーを覆う方法あるいはその他密閉さ
れたものを使用することで実施できる。このような方法
は、大気中での冷却のとき、熱延巻取の中央部と端部の
温度差を減少するという利点がある。保温カバーを使用
する場合、その材質は耐熱性であり、冷却中熱延巻取を
一本づつあるいは数個を覆って保温できる。このとき保
温カバーを覆って大気中冷却を実施し、窒素のような非
酸化性ガスを保温カバー中に吹き入れ、熱延板の酸化を
防止できる。上記方法で熱延板を巻取ることで、高温焼
鈍後に最終結晶粒が大きく成長する。

上記のようにして巻取られ、冷却された熱延板をHC1
溶液を使用し酸性溶液中で酸洗して熱延板表面のスケー
ルを除去する。酸洗された熱延板を冷間圧延し、そして
冷間圧延は１段冷間圧延法あるいは２段冷間圧延法で実
施できる。

上記のようにして冷間圧延された最終板は、通常圧延
油をアルカリ溶液で脱脂した後、高温焼鈍される。高温
焼鈍はSiの量によって異なるが、700〜1100℃で10秒間
〜10分間実施するのが好ましい。この理由は、焼鈍温度
が700℃以下であったり、10秒間より短いと結晶粒が十
分に成長せず、しかも1100℃超えあるいは10分間を超え
ると酸化しすぎて磁気特性が劣化するためである。

上記のようにして製造される無方向性電磁鋼板は、鋼
板の結晶粒の大きさが25μｍ超え、好ましくは25〜200
μｍ、より好ましくは30〜150μであり、組織パラメー
ターが0.2超え、より好ましくは0.5超えとなるように製
造工程の条件を制御するのが好ましい。

また本発明は、重量％でC:0.02％より少なく、Si:3.5
％より少なく、Mn:0.5％より少なく、P:0.15％より少な
く、S:0.01％より少なく、N:0.008％より少なく、Al:0.
7％より少なく、Ni:0.02〜1.0％、Cu:0.02〜0.5％、Sn
およびSbの一種または二種の合計:0.02〜0.2％、Ca:0.0
01〜0.02％および／または希土類元素（REM）:0.003〜
0.3％、残部Feおよび他の不可避的不純物からなる鋼ス
ラブを熱間圧延し、巻き取った後、熱延板をそのまま、
または熱延板を焼鈍した後酸洗して、１段冷間圧延法あ
るいは２段冷間圧延法で冷間圧延し、高温焼鈍するフー
リプロセスによって、あるいは上記組成からなる綱スラ
ブを熱間圧延し、熱延板をそのままあるいは焼鈍した後
酸洗し、１次冷間圧延し、中間焼鈍した後、スキンパス
ローリングするセミプロセスによって優れた磁気特性を
有する無方向性電磁鋼板を製造する方法に関する。

本発明の上記製造方法において、SnまたはSbを単独ま
たは複合添加した元素とNiおよびCuを複合添加した成分
系にCaを0.001〜0.02％あるいはREM0.003〜0.03％を１
種以上（超え）添加することにより、磁気特性に有害な
微細なMnSのような不純物を粗大化し、結晶粒を成長
し、磁気特性に有利な組織を形成するので、磁気特性が
改良される。CaあるいはREM元素は不純物を粗大に析出
するので清浄鋼の製造ができ、冷間圧延後の高温焼鈍の
とき、結晶粒が成長し易く、また不純物の周囲で磁気特
性に有害な（111）面の組織の発生も少なくなるので、
磁気特性に有利な組織が良く発達し、これにより磁気特
性は優れたものとなる。

製鋼工程で製造した溶鋼において、連続鋳造の前に各
元素が投入され、クルードメタル（crude metal）で凝
固したスラブあるいは鋼インゴットが作られる。Caは脱
ガスの前あるいは脱ガス中に投入してもよい。REM元素
を脱ガス中あるいは連続鋳造中に投入すると歩留まりが
よい。他の添加元素は出発時点か脱ガス工程のどの工程
で投入してもよい。

上記のようにして製造した鋼スラブは熱間圧延のため
加熱炉に装入して加熱および熱保持操作（heat−keepin
g operation）後に熱間圧延される。熱間圧延では、最
終温度が750℃よりも高いならば問題は生じない。最終
熱延板を製造するために500℃より高い温度で熱延板を
巻き取るのが好ましい。上記のようにして熱間圧延され
た板は、酸洗後最終厚さで冷間圧延される。酸洗前に、
熱延板を連続焼鈍あるいは箱焼鈍で焼鈍できる。焼鈍に
より、磁気特性はさらに改良される。焼鈍は700℃より
高い温度で実施することが好ましい。

上記熱延板を１次冷間圧延した後、700〜1000℃の範
囲内で中間焼鈍することができ、ついで２次冷間圧延を
実施できる。フーリプロセスによって無方向性電磁鋼板
を製造する場合には、冷間圧延板を700〜1100℃の温度
範囲で高温焼鈍することが好ましい。セミプロセスによ
って無方向性電磁鋼板を製造する場合にも、２次冷間圧
延を15％より少なく実施し、高温焼鈍なしに需要家すな
わち電気装置製造者に出荷して、需要家すなわち電気装
置製造者の加工後に歪み取り焼鈍を実施できる。

最終製品は、絶縁塗工後に需要家すなわち電気装置製
造者に出荷される。

フーリプロセスによって無方向性電磁鋼板を製造する
場合には、鋼板の結晶粒の大きさは、30μｍ超え、好ま
しくは30〜200μｍ、より好ましくは50〜150μｍであ
り、ホルタの式により計算した組織係数（texture coef
ficient）は0.2超え、好ましくは0.5超えとなるような
製造工程の条件に制御するのが好ましい。

一方セミプロセスによって無方向性電磁鋼板を製造す
る場合には、鋼板の結晶粒の大きさは、50μｍ超え、好
ましくは50〜250μｍ、より好ましくは80〜200μｍであ
り、ホルタの式により計算した組織係数（texture coef
ficient）は0.3超え、好ましくは0.5超えとなるような
製造工程の条件に制御するのが好ましい。

また本発明は、重量％でC:0.02〜0.06％、Si:3.5％よ
り少なく、Mn:0.5％より少なく、P:0.15％より少なく、
S:0.01％より少なく、N:0.008％より少なく、Al:0.7％
より少なく、O:0.005％より少なく、Ni:0.02〜1.0％、C
u:0.02〜0.5％、SnおよびSbの一種または二種の合計:0.
02〜0.2％、残部Feおよび他の不可避的不純物からなる
鋼スラブを熱間圧延し、酸洗し、１段冷間圧延法あるい
は２段冷間圧延法によって冷間圧延し、冷間圧延板を75
0〜900℃の温度範囲で、60〜90％窒素と40〜10％水素と
の混合雰囲気で、30〜60℃の露点で脱炭焼鈍し、最終高
温焼鈍するフーリプロセスによって、または上記組成か
らなる鋼スラブを熱間圧延、酸洗、１次冷間圧延、中間
焼鈍およびスキンパスローリングした後、需要家すなわ
ち電気装置製造者による加工後、歪み取り焼鈍するセミ
プロセスによる、優れた磁気特性を有する無方向性電磁
鋼板の製造方法に関する。

上記した本発明の製造方法により、最終板の結晶粒を
小さくすることで磁気特性を劣化させる元素として知ら
れているＣを脱炭焼鈍することにより、組織を改良し、
特に透磁率を改良する。

上記構成の鋼スラブを再加熱炉に装入し、加熱した
後、熱間圧延し、500℃より高い温度で巻き取るのが好
ましい。スラブの再加熱温度は1250℃まで可能である。

上記のように熱間圧延された板を、焼鈍工程なしに酸
洗後冷間圧延することもできる。また焼鈍および酸洗後
冷間圧延することもできる。熱延板は連続焼鈍法あるい
は箱焼鈍法により行うことができ、連続焼鈍法の場合に
は700〜1100℃の温度範囲で10秒間〜20分間実施するの
が好ましく、箱焼鈍法の場合には600〜1000℃の温度範
囲で30分間〜10時間実施するのが好ましい。この箱焼鈍
は窒素あるいはその他の非酸化性雰囲気で焼鈍されるこ
とができるので、長時間の焼鈍による板表面の酸化を防
止する。

フーリプロセスにより無方向性電磁鋼板を製造する場
合には、１段冷間圧延あるいは１次冷間圧延した後、70
0〜1000℃の温度範囲で中間焼鈍し、ついで２次冷間圧
延のために２段冷間圧延し、冷間圧延板を脱炭焼鈍後高
温焼鈍する。脱炭焼鈍は、連続焼鈍法により750〜900℃
で１〜10分間、60〜90％の窒素と40〜10％の水素の混合
雰囲気で、30〜60℃の露点で実施するのが好ましい。脱
炭焼鈍を実施するときに、雰囲気中の窒素および水素が
多すぎたり少なすぎたりすると脱炭が不十分となり、ま
た露点が高すぎたり、低すぎたりしても脱炭後残留する
Ｃが多くなる。

高温焼鈍は、700〜1100℃で10分間よりも短く実施す
るのが好ましく、その理由は焼鈍温度が700℃以下であ
ると焼鈍時間が長くなり、焼鈍時間が1100℃より高いと
板表面に深い内部酸化層が生じて磁気特性が劣化するた
めである。

セミプロセスによって無方向性電磁鋼板を製造する場
合には、１次冷間圧延した後、650〜950℃で10分間より
も短く中間焼鈍を実施した後、２〜15％でスキンパスロ
ーリングした後、需要家すなわち電気装置製造者が加工
する。中間焼鈍中脱炭焼鈍を実施できる。この場合、窒
素と水素の混合雰囲気で750〜900℃で１〜10分間連続焼
鈍して脱炭するのが好ましい。

中間焼鈍中に脱炭焼鈍する場合には、60〜90％の窒素
と40〜10％の水素の混合雰囲気で30〜60℃の露点で焼鈍
を実施するのが好ましく、その理由は窒素および水素の
量が多すぎたり、少なすぎたりしても脱炭が不十分であ
り、露点が高すぎたり、低すぎたりしても脱炭後の残留
Ｃが多くなるためである。

また、脱炭焼鈍は需要家すなわち電気装置製造者によ
る歪み取り焼鈍中にも実施できる。この場合、750〜850
℃で60〜90％の窒素と40〜10％の水素との混合雰囲気で
30〜60℃の露点で歪み取り焼鈍中に脱炭焼鈍するのが好
ましい。窒素および水素の量が多すぎたり、少なすぎた
りしても脱炭が不十分であり、露点が高すぎたり、低す
ぎたりしても脱炭後の残留Ｃが多くなるためである。

フーリプロセスによって無方向性電磁鋼板を製造する
場合には、鋼板の結晶粒の大きさが20μｍ超え、好まし
くは20〜180μｍ、より好ましくは30〜150μｍであり、
ホルタの式によって計算した組織パラメーターが0.3超
え、好ましくは0.5超えとなるように製造工程の条件を
制御するのが好ましい。セミプロセスによって無方向性
電磁鋼板を製造する場合には、鋼板の結晶粒の大きさが
50μｍ超え、好ましくは50〜250μｍ、より好ましくは8
0〜200μｍであり、ホルタの式によって計算した組織パ
ラメーターが0.3超え、好ましくは0.5超えとなるように
製造工程の条件を制御するのが好ましい。

下記実施例により、本発明をより詳細に説明する。

実施例１ 製鋼工程で製造した下記表１の成分からなるスラブ
を、1220℃で加熱し、下記表２のように熱間圧延して2.
3mmの厚さとし、巻き取って熱延板を焼鈍し、0.5mm厚さ
で冷間圧延した。冷間圧延板を20％水素と80％窒素の雰
囲気で３分間焼鈍した。冷延焼鈍板を790℃、100％窒素
の雰囲気で２時間歪み取り焼鈍を実施した後、それぞれ
について磁気特性を測定し、測定結果を下記表２に示し
た。表２に示したように、本発明の成分の範囲に入る発
明鋼（ａ−ｄ）を本発明の製造条件で製造した発明材
（１−４）が、本発明の成分範囲から外れる比較鋼（ａ
−ｅ）を出発素材として製造された比較材（１−７）に
比して磁気特性に優れていることが分かる。

下記表２の各試験片に対して結晶粒の大きさを測定し
た結果、比較材１、２および３は、それぞれ52μｍ、56
μｍおよび47μｍであり、比較材（４−７）の場合には
56〜63μｍの範囲の値を示した。発明材（１−４）の場
合には、65〜98μｍの範囲であった。すなわち、本発明
材（１−４）の結晶粒の大きさは、比較材（１−７）の
それに比して大きい値を有する。

実施例２ 下記表３のように、CuおよびSnの量が異なるスラブを
1200℃で再加熱し、850℃で熱間圧延の仕上げ圧延を終
了して2.3mmの厚さとし、700℃で巻取り、800℃で３時
間熱延板を焼鈍し、酸洗した。酸洗後熱延板を0.5mmの
厚さで冷間圧延し、950℃で２分間高温焼鈍した。その
後、磁気特性を測定した。測定結果を冷延板の表面状態
と共に下記表４に示した。

上記表４に示したように、本発明の成分範囲の発明鋼
（a,b）を本発明の製造条件に従って製造した発明材
（１、２）は、本発明の成分範囲を外れる比較鋼（ａ）
から製造した比較材（１）に比して、磁気特性に優れて
いるのみならず、冷延板の圧延状態も十分である。

実施例３ 重量％でC:0.006％、Si:2.95％、Mn:0.35％、P:0.03
％、S:0.005％、N:0.003％、Al:0.28％、Ni:0.25％、C
u:0.16％およびSn:0.11％からなる鋼スラブを、1200℃
で加熱し、仕上げ圧延の終了温度をフェライト相の900
℃として2mmの厚さで熱間圧延し、700℃で巻取り、熱延
板を表５の条件で焼鈍し、酸洗し、厚さ1.0mmで１次冷
間圧延し、900℃で２分間中間焼鈍し、厚さ減少率50％
で厚さ0.5mmとなるように２次冷間圧延し、そして２段
冷間圧延法で冷間圧延を実施した。ついで、冷間圧延さ
れた最終冷間圧延板を1050℃で３分間高温焼鈍し、切断
し、790℃で２時間歪み取り焼鈍を実施した。その後、
磁気特性を測定し、測定結果を表５に示した。

表５に示したように、本発明の条件に従って焼鈍した
発明材（ａ〜ｃ）は、本発明の範囲から外れた条件で熱
延板を焼鈍した比較材（ａ）に比して磁気特性が優れて
いることがわかる。

上記したように、本発明は鉄損が低く、磁束密度およ
び透磁率が高い無方向性電磁鋼板を提供することによ
り、電気製品の効率および省エネルギーを最大化すると
いう効果を有する。

実施例４ 下記表６に示す成分からなる綱スラブを、1210℃で加
熱し、下記表７に示す条件で熱間圧延、巻取り、熱延板
の焼鈍、冷間圧延、中間焼鈍、スキンパスローリングを
実施し、そして需要家すなわち電気装置製造者による熱
処理を行うセミプロセスによって各試片を製造した。試
片の最終厚さは0.47mmであり、焼鈍は窒素雰囲気で実施
した。

上記のようにして製造した試片について、磁気特性を
測定し、その測定結果を圧延方向および圧延反対方向の
平均値として示した。

表７に示したように、本発明材（１）は、Cuを含まな
い比較鋼（ａ）、0.8％Mnを含有する比較鋼（ｂ）、1.1
％Si、0.55％Mnおよび0.002％Ｏを含有する比較鋼
（ｃ）および1.25％Mnを含有する比較鋼（ｄ）から作ら
れた比較材（１〜４）に比して磁気特性に優れているこ
とがわかる。

実施例５ 表８に示す成分からなるスラブを1200℃で加熱し、下
記表９に示すように熱間圧延、巻取り、酸洗、冷間圧
延、冷延板の焼鈍を実施した。冷延板焼鈍中の雰囲気
は、20％水素と80％窒素である。冷延板を790℃、100％
窒素雰囲気で２時間歪み取り焼鈍を実施した後、磁気特
性を測定し、測定結果を表９に示した。表９に示す磁気
特性は、実施例４の表７に示す条件で測定した。

表９に示すように、本発明の成分系および製造条件に
従った発明材（１〜５）は、他の比較材（１）および本
発明と同じ成分系を有するが本発明の製造条件から外れ
ている比較材（２）に比して磁気特性が優れていること
がわかる。

実施例６ 実施例５表８に示した発明鋼（ｃ）のスラブを、1200
℃で加熱し、表10のように、熱間圧延、巻取り、酸洗、
冷間圧延および水素と窒素の雰囲気で冷延板を焼鈍し
た。冷延板を焼鈍し、切断し、20％水素と80％窒素の雰
囲気で、790℃で２時間焼鈍した。磁気特性を測定し、
測定結果を表10に示した。表10の磁気特性は、実施例４
の表７に示したのと同じ条件で測定した。

表10に示すように、本発明の成分範囲内である発明鋼
（ｃ）を熱間圧延仕上げ温度（℃）、冷延板の焼鈍条件
を一定にし、本発明の範囲内で熱延板の焼鈍条件を変化
して製造した発明材（７〜10）は、優れた磁気特性を示
した。

実施例７ 重量％でC:0.003％、Si:0.52％、Mn:0.45％、P:0.06
％、S:0.004％、N:0.002％、O:0.003％、Al:0.30％、N
i:0.35％、Cu:0.21％、Sn:0.11％および残部Feからなる
鋼スラブを再加熱し、表11に示すように、セミプロセス
で製造した。冷延板の中間焼鈍を水素と窒素の混合雰囲
気で実施し、スキンパスローリングし、そして需要家す
なわち電気装置製造者による熱処理を790℃、２時間、
窒素雰囲気で実施した。上記のようにして製造した各試
片について磁気特性を測定し、測定結果を表11に示し
た。表11の磁気特性は、実施例４の表７の条件と同じで
ある。

表11に示すように、本発明に従ってセミプロセスによ
って製造された発明材（１〜５）は、最終熱間圧延をオ
ーステナイト相で実施した比較材（１）に比して磁気特
性が優れていることがわかる。

実施例８ 重量％でC:0.005％、Si:0.85％、Mn:0.25％、P:0.06
％、S:0.005％、N:0.002％、Al:0.35％、Ni:0.25％、C
u:0.17％、Sn:0.21％および残部Feからなる鋼スラブを1
230℃で再加熱し、表12に示す仕上げ圧延および巻取り
条件で製造した。この鋼では、フェライト相の最大温度
のAr₁温度は、910℃であり、熱延板の厚さは2.0mmであ
った。表12に示すように仕上げ圧延された熱延板を大気
中で巻取り、HCl溶液で酸洗した。Ar₁の測定は電気測定
器で実施した。巻取りおよた熱延コイルの冷却中、保温
カバーを覆った場合、冷却速度は室温25℃を基準として
５〜10℃であった。ついで、熱延板を厚さ0.5mmとして
１回冷延法で冷間圧延した。

上記のようにして冷間圧延された板は、アルカリ溶液
で圧延油を除去し、表12に示す温度で高温焼鈍した。高
温焼鈍時間は２分間であり、高温焼鈍中の雰囲気は30％
水素と70％窒素の乾燥雰囲気であった。高温焼鈍後の残
留Ｃは0.003％であった。高温焼鈍板を有機、無機複合
塗工液で絶縁塗工した後切断し、800℃で２時間歪み取
り焼鈍した。その後、磁気特性および結晶粒の大きさを
測定し、測定結果を表12に示した。表12における結晶粒
の大きさは線分法で測定した。

表12に示すように、発明材（１〜４）は85〜98μｍの
結晶粒を有し、磁気特性も優れている。一方比較材
（１）はフェライト相で熱間圧延したが、仕上げ圧延温
度および巻取り温度が低く、厚さ減少率も低いので磁気
特性も劣る。比較材（２）は厚さの仕上げ減少率は高い
が、100％フェライト相の境界点のAr₁温度より高い温度
領域で熱間圧延されるので、結晶粒が小さく成長して磁
気特性が劣る。

実施例９ 重量％でC:0.003％、Si:1.1％、Mn:0.20％、P:0.06
％、S:0.03％、N:0.002％、Al:0.35％、O:0.002％、Ni:
0.09％、Cu:0.21％、Sn:0.11％、Sb:0.05％および残部F
eからなる鋼スラブを1150℃で再加熱し、表14に示すよ
うに、フーリプロセスで製造した。

この鋼は、フェライト相の境界温度のAr₁は940℃であ
り、仕上げ圧延の厚さ減少率30％で熱間圧延し、熱間圧
延後の厚さを2.3mmとした。表13に示す温度で仕上げ圧
延された熱延板を、巻取り、冷却し、酸性溶液で酸洗し
た。保温カバーを覆った発明材（５）および発明材
（６）は巻取り、窒素雰囲気で冷却した。冷却速度は、
時間当たり10〜15℃であり、比較材（３）は巻取り、空
気中で冷却した。

酸洗した熱延板を1.0mmで１次冷間圧延し、水素と窒
素の混合雰囲気で、900℃で２分間中間焼鈍した。中間
焼鈍板を0.47mmで２次冷間圧延し、表13の焼鈍条件で高
温焼鈍した。高温焼鈍は、40％水素と60％窒素の乾燥雰
囲気で実施した。

高温焼鈍板を絶縁塗工後切断し、歪み取り焼鈍を窒素
100％の乾燥雰囲気で、820℃で90分間実施した。その
後、磁気特性および結晶粒の大きさを測定した。測定結
果を表13に示す。

表13に示すように、発明材（５）および発明材（６）
は結晶粒が十分に成長し、磁気特性も優れている。一方
比較材（３）は巻取り温度が低く高温焼鈍中の焼鈍時間
が短いため結晶粒の成長が不十分であり、磁気特性も劣
る。

実施例10 製鋼工程で出鋼した溶鋼にCaあるいはREMを添加した
鋼と未添加の鋼で表14のような成分をもつ鋼スラブを製
造した。表14で発明鋼（ｂ）のREMはNdであり、発明鋼
（ｄ）のREMはCeである。

上記のように製造した鋼スラブを1210℃で加熱し、仕
上げ圧延温度870℃、厚さ2.0mmで熱間圧延し、720℃で
巻取り、熱延板を900℃で５分間焼鈍し、酸洗し、そし
て厚さ0.47mmで冷間圧延した。ついで、上記のようにし
て冷間圧延された鋼板を、20％水素と80％窒素の混合比
を有する混合ガス雰囲気中、表15に示す条件で高温焼鈍
した。表15で発明材（４）の場合には、熱延板を焼鈍し
ていない。高温焼鈍した鋼板を切断し、歪み取り焼鈍を
800℃で1.5時間実施した。その後、磁気特性を測定し、
組織中磁気特性に不利な（111）面強度を観察した。結
果を表15に示す。表15での磁気特性の測定は単板測定器
によった。

実施例11 重量％でC:0.003％、Si:2.2％、Mn:0.35％、P:0.04
％、S:0.002％、N:0.002％、Sn:0.15％、Al:0.3％、Ni:
0.25％、Cu:0.13％、Ca:0.009％および残部Feからなる
鋼スラブを1140℃で再加熱し、仕上げ圧延の終了温度85
0℃、厚さ2mmで熱間圧延し、720℃で巻き取った。

巻き取った熱延板を900℃で２時間焼鈍し、酸洗し、
１次冷間圧延を厚さ1.0mmとなるように実施し、中間焼
鈍を900℃で３分間実施し、２次冷間圧延を厚さ0.50mm
となるように実施し、ついで最終の冷延板を２段冷間圧
延法で製造した。

冷延板を水素30％、窒素70％の雰囲気で、３分間、10
00℃で高温焼鈍し、切断し、790℃で歪み取り焼鈍した
後、磁気特性を単板測定器で測定した。測定結果を表16
に示す。この測定で結晶粒105μｍ、ホルタの式による
組織パラメーター0.57であった。

表16 W_15/50 B₅₀ μ_1.5 （111）面強度 2.30 1.76 3920 3.7 表16に示すように本発明の無方向性電磁鋼板は、鉄損
が低く、磁束密度と透磁率が高いことがわかる。

実施例12 製鋼工程で製造された表17に示す成分の鋼スラブを、
1200℃で加熱し、熱間仕上げ圧延中の終了温度850℃で
2.0mmの厚さとなるように熱間圧延し、600℃で巻き取っ
た。熱延板を表18に示す条件で焼鈍あるいは焼鈍なしに
酸洗し、ついで冷間圧延を0.5mmの厚さで実施した。熱
延板を箱焼鈍する場合は、100％窒素雰囲気による表面
酸化を防止できる。大気雰囲気で連続焼鈍を実施した。

上記冷延板を表18に示すように30％水素、70％窒素の
混合ガス雰囲気中、露点40℃で３分間脱炭焼鈍し、そし
て高温焼鈍を実施した。

高温焼鈍は水素20％、窒素80％の雰囲気中で３分間実
施した。高温焼鈍板を切断した後、透磁率を測定し、そ
の測定結果を表18に示した。

表18に示したように、本発明の成分範囲内の発明鋼
（a,bおよびｃ）を本発明の製造条件に従って製造した
発明材（１〜９）は、本発明の成分範囲および／または
製造条件から外れた比較材（１〜７）に比して透磁率が
高いことがわかる。

表18の発明材（１〜３）について組織を観察した結
果、（110）面および（200）面の組織係数は1.2〜1.7の
範囲であったが、比較材（６、７）の組織を観察した結
果では上記組織の指数は0.6〜1.0であった。ここで組織
指数はホルタの組織係数を表す。脱炭焼鈍後の残留Ｃの
量を調べた結果、本発明材（１〜９）の場合には、0.00
1〜0.003％の範囲であった。

実施例13 表19に示す成分系の鋼を1230℃で再加熱した後、熱間
仕上げ圧延を850℃で実施し、750℃で巻き取った。

上記のようにして巻き取った熱延板を表20に示す製造
条件で製造した後、透磁率を測定し、測定結果を表20に
示した。

表20での比較材（１〜２）および発明材（１〜３）は
フーリプロセスで製造した。発明材（１〜３）の場合に
は、冷延板の脱炭焼鈍を20％水素と80％窒素の混合雰囲
気で、露点45℃で４分間それぞれの温度で実施し、高温
焼鈍を30％水素と70％窒素の混合雰囲気でそれぞれの温
度で３分間実施した。比較材（１〜２）の場合には、50
％水素と50％窒素の炉内雰囲気で露点80℃で脱炭焼鈍を
実施した。

比較材（２）の場合には、残留Ｃの含有量は0.006％
であり、発明材（２）の場合には残留Ｃの含有量は0.00
23％であった。

比較材（３〜４）および発明材（４〜６）をセミプロ
セスで製造した。比較材（３）および発明材（４〜５）
の場合、中間焼鈍後の歪み取り焼鈍をそれぞれの温度で
70％窒素と30％水素の混合雰囲気で、露点40℃で２時間
脱炭焼鈍し、ついで炉冷した。比較材（４）の場合、40
％窒素と60％水素の混合雰囲気で、露点10℃で２時間脱
炭焼鈍した。発明材（６）の場合、中間焼鈍中20％窒素
と80％水素の混合雰囲気で、露点45℃で脱炭焼鈍を実施
した。

脱炭焼鈍は、中間焼鈍と歪み取り焼鈍のときにも実施
できることを示している。

表20に示すように、本発明の成分範囲および製造条件
に従う発明材（１〜６）は、本発明の成分範囲に含まれ
るが本発明の製造条件から外れる比較材（１〜４）に比
して透磁率が極めて優れている。

さらにセミプロセスによって製造された比較材（３）
および（４）は、結晶粒の大きさがそれぞれ80μｍと75
μｍであり、ホルタの式の組織パラメーターがそれぞれ
0.45と0.25であった。一方、発明材（４）の場合には、
結晶粒が120μｍであり組織パラメーターが0.68であっ
た。

フーリプロセスによって製造された発明材（１）の場
合には、結晶粒が75μｍであり、組織パラメーターが0.
5であった。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (31)優先権主張番号 １９９２／１８６１８ (32)優先日 1992年10月９日 (33)優先権主張国 韓国（ＫＲ） (31)優先権主張番号 １９９２／１８６１９ (32)優先日 1992年10月９日 (33)優先権主張国 韓国（ＫＲ） (72)発明者 バエ ビュング ケウン 大韓民国キョング サング ブック−ド 790−330、ポハング シティ、ヒョジ ャ−ドング、サン32、インダストリアル サイエンス アンド テクノロジイ リサーチ インスチチュート内 (72)発明者 チャ サング ユン 大韓民国キョング サング ブック−ド 790−330、ポハング シティ、ヒョジャ −ドング、サン32 インダストリアル サイエンス アンド テクノロジイ リ サーチ インスチチュート内 (72)発明者 ウー ジョング スー 大韓民国キョング サング ブック−ド 790−330、ポハング シティ、ヒョジャ −ドング、サン32 インダストリアル サイエンス アンド テクノロジイ リ サーチ インスチチュート内 (72)発明者 キム ジョング ケウン 大韓民国キョング サング ブック−ド 790−330 ポハング シティ、ヒョジャ −ドング、サン32 インダストリアル サイエンス アンド テクノロジイ リ サーチ インスチチュート内 (72)発明者 キム ジョング クー 大韓民国キョング サング ブック−ド 790−360 ポハング シティ、ドング チョン−ドング ５ ポハング アイア ン アンド スチール カンパニイ リ ミテッド内 (56)参考文献 特開 平２−54720（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−139721（ＪＰ，Ａ)

Claims (13)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％でC:0.02％より少なく、Si:1.0〜3.
   5％、Mn:1.0％より少なく、P:0.10％より少なく、S:0.0
   1％より少なく、N:0.008％より少なく、Al:0.7％より少
   なく、Ni:0.05〜1.0％、Cu:0.02〜0.5％、SnおよびSbの
   一種または二種の合計:0.02〜0.2％、残部Feおよび他の
   不可避的不純物からなり、結晶粒の大きさが30〜200μ
   ｍであり、ホルタの式により計算した組織パラメーター
   が0.2を超える優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼
   板。
2. 【請求項２】重量％でC:0.02％より少なく、Si:1.0％よ
   り少なく、Mn:0.5％より少なく、P:0.15％より少なく、
   S:0.01％より少なく、N:0.008％より少なく、O:0.005％
   より少なく、Al:0.7％より少なく、Ni:0.05〜1.0％、C
   u:0.02〜0.5％、SnおよびSbの一種または二種の合計:0.
   02〜0.3％、残部Feおよび他の不可避的不純物からな
   り、結晶粒の大きさが20〜200μｍであり、ホルタの式
   により計算した組織パラメーターが0.2を超える優れた
   磁気特性を有する無方向性電磁鋼板。
3. 【請求項３】重量％でC:0.02％より少なく、Si:3.5％よ
   り少なく、Mn:0.5％より少なく、P:0.15％より少なく、
   S:0.015％より少なく、Al:0.7％より少なく、O:0.005％
   より少なく、N:0.008％より少なく、Ni:0.02〜1.0％、S
   nおよびSbの一種または二種の合計:0.02〜0.3％、Cu:0.
   02〜0.4％、残部Feおよび他の不可避的不純物からな
   り、結晶粒の大きさが25〜200μｍであり、ホルタの式
   により計算した組織パラメーターが0.2を超える優れた
   磁気特性を有する無方向性電磁鋼板。
4. 【請求項４】重量％でC:0.02％より少なく、Si:3.5％よ
   り少なく、Mn:0.5％より少なく、P:0.15％より少なく、
   S:0.01％より少なく、N:0.008％より少なく、Al:0.7％
   より少なく、Ni:0.02〜1.0％、Cu:0.02〜0.5％、Snおよ
   びSbの一種または二種の合計:0.02〜0.2％、Ca:0.01〜
   0.02％および／または希土類元素（REM）0.003〜0.03
   ％、残部Feおよび他の不可避的不純物からなり、結晶粒
   の大きさが30〜200μｍであり、ホルタの式により計算
   した組織パラメーターが0.2を超える優れた磁気特性を
   有する無方向性電磁鋼板。
5. 【請求項５】希土類元素が一種または二種を超える請求
   の範囲第４項記載の優れた磁気特性を有する無方向性電
   磁鋼板。
6. 【請求項６】重量％でC:0.02〜0.06％、Si:3.5％より少
   なく、Mn:0.5％より少なく、P:0.15％より少なく、S:0.
   01％より少なく、N:0.008％より少なく、Al:0.7％より
   少なく、O:0.005％より少なく、Ni:0.02〜1.0％、Cu:0.
   02〜0.5％、SnおよびSbの一種または二種の合計:0.02〜
   0.2％、残部Feおよび不可避的不純物からなり、結晶粒
   の大きさが20〜180μｍであり、ホルタの式により計算
   した組織パラメーターが0.3を超える優れた磁気特性を
   有する無方向性電磁鋼板。
7. 【請求項７】重量％でC:0.02％より少なく、Si:1.0〜3.
   5％、Mn:1.0％より少なく、P:0.10％より少なく、S:0.0
   1％より少なく、N:0.008％より少なく、Al:0.7％より少
   なく、Ni:0.05〜1.0％、Cu:0.02〜0.5％、SnおよびSbの
   一種または二種の合計:0.02〜0.2％、残部Feおよび他の
   不可避的不純物からなる鋼スラブを加熱し、仕上げ圧延
   がフェライト相である750℃〜Ar₁点で行われるように熱
   間圧延し、熱延板焼鈍、酸洗した後、１段の冷間圧延法
   あるいは２段の冷間圧延法で冷間圧延し、冷間圧延板を
   高温焼鈍し、あるいは歪み取り焼鈍を実施するフーリプ
   ロセスによる優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板
   の製造方法。
8. 【請求項８】熱延板の焼鈍が700〜1000℃の温度範囲で1
   0秒間〜20分間連続焼鈍方法によって実施される請求の
   範囲第７項記載の優れた磁気特性を有する無方向性電磁
   鋼板の製造方法。
9. 【請求項９】熱延板の焼鈍が600〜1000℃の温度範囲で3
   0分間〜10時間箱焼鈍方法によって実施される請求の範
   囲第７項記載の優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼
   板の製造方法。
10. 【請求項１０】重量％でC:0.02％より少なく、Si:1.0％
    より少なく、Mn:0.5％より少なく、P:0.15％より少な
    く、S:0.01％より少なく、N:0.008％より少なく、O:0.0
    05％より少なく、Al:0.7％より少なく、Ni:0.05〜1.0
    ％、Cu:0.02〜0.5％、SnおよびSbの一種または二種の合
    計:0.02〜0.2％、残部Feおよび他の不可避的不純物から
    なる鋼スラブを加熱し、仕上げ圧延がフェライト相であ
    る750℃〜Ar₁点の温度範囲で行われるように熱間圧延
    し、熱延板の焼鈍、酸洗、冷間圧延、および焼鈍するフ
    ーリプロセスによる優れた磁気特性を有する無方向性電
    磁鋼板の製造方法。
11. 【請求項１１】熱延板の焼鈍が、700〜1000℃の温度範
    囲で10秒間〜20分間実施される請求の範囲第10項記載の
    優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法。
12. 【請求項１２】熱延板の焼鈍が、600〜950℃の温度範囲
    で30分間〜10時間実施される請求の範囲第10項記載の優
    れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板。
13. 【請求項１３】重量％でC:0.02％より少なく、Si:3.5％
    より少なく、Mn:0.5％より少なく、P:0.15％より少な
    く、Al:0.7％より少なく、O:0.005％より少なく、Ni:0.
    02〜1.0％、Cu:0.02〜0.4％、SnおよびSbのいずれか一
    種または二種の合計:0.02〜0.3％、残部Feおよび他の不
    可避的不純物からなる鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延
    が800℃超えのフェライト相で７％超えの厚さ減少率で
    行われるように熱間圧延し、熱延板を600℃超えの温度
    で巻取り、大気中で30℃／時間以下の冷却速度で冷却
    し、酸洗し、１段冷間法または２段冷間法で冷間圧延
    し、700〜1100℃で10秒間〜10分間高温焼鈍する優れた
    磁気特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法。