JP4804478B2 - 磁束密度を向上させた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

磁束密度を向上させた無方向性電磁鋼板の製造方法 Download PDF

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Description

本発明は，モータ，変圧器，及び磁気シールドのような電気機器の鉄芯に用いられる無方向性電磁鋼板に関し，より詳しくは，成分元素を制御し，熱間圧延条件を最適化することにより，熱延板焼鈍を行わなくても，鉄損を低く抑え，磁束密度を向上させる無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関する。
無方向性電磁鋼板は，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切り替えるのに必要な重要部品であって，エネルギー節減のためには，その磁気的特性，すなわち，鉄損を低くし，磁束密度を高くすることが必要である。鉄損とは，エネルギー変換の過程で熱に変わって消えるエネルギーを意味し，磁束密度は，動力を生じる力で現れる。前記鉄損が低いと，エネルギー損失を減らすことができ，磁束密度が高いと，電気機器の銅損を減らすことができるので，小型化が可能である。
鉄損が低く，磁束密度が高い素材を製造するためには，最終焼鈍板の集合組織を改善しなければならず，集合組織の改善は，成分設計と熱間圧延により強く影響されるので，適正成分系の開発と熱間圧延条件の最適化が必要である。
このために，通常の製造工程では，熱間圧延された熱延板の組織を均質化し，結晶粒径の粗大化のために熱延板焼鈍を行っている。しかしながら，熱延板焼鈍工程は，工程追加による原価上昇の主要因となっている。最近は，電磁鋼板の需要が持続的に拡大することにより，生産性の向上及び原価節減の必要性が非常に強調されており，原価上昇の主要因として作用する熱延板焼鈍工程を省略する技術についての研究が盛んに行われている。
無方向性電磁鋼板のうち，熱延板焼鈍を省略した製造により磁性特性を向上させる従来技術としては，日本国特開平６−２２０５３７号がある。前記従来技術では，Ｓｉ＋Ａｌ：１．８重量％以下を含有する鋼を熱間仕上げ圧延するが，オーステナイト→フェライト変態開始温度＋２０℃〜オーステナイト→フェライト変態終了温度−２０℃については，圧下率：４０％以下，相当ひずみ速度：５０ｓ-1以上に限定することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法である。これらの条件を満たす場合，オーステナイト→フェライト変態による変形抵抗が小さくなり，圧延が安定し，磁性も向上するものと示されているが，Ｓｉ含量が少ないことにより，変態温度が低くなり，結晶粒が微細であるものと予想され，これは，磁性（Ｗ１５／５０）が７．００程度である電磁鋼板の製造に用いられる技術であり，磁気的な性質の改善よりは，圧延板の形状改善に有利な技術であると判断される。
他の従来技術として，日本国特開２０００−２９７３２６号がある。この従来技術では，圧延パスにおけるパラメータ（Ｚ）の条件を限定して磁性を向上させた。しかし，圧延パスにおけるパラメータの値を１６未満かつその変動範囲を２．０以下としなければならないが，そのためには，熱間圧延の変形速度が小さくなければならず，圧延温度は高くなければならない。しかし，熱延機の能力により圧延温度や歪速度の限界が決まるため，多様な条件に適用することは容易ではない。また，前記条件を満たすためには，巻取を高温で１回施してから，巻き戻して２回目の巻取を行わなければならないという問題点があった。
また他の従来技術としては，日本国特開２００２−３５６７５２号があり，特殊元素の添加を行うことなく，基本成分の最適化と製造工程の改善とにより磁性を向上させる技術について開示しており，特に，硫化物及び窒化物の大きさと個数を限定している。しかし，製造工程中に生成する硫化物と窒化物の大きさと個数を測定することは，極めて狭い領域の観測値であるので，誤差が極めて多く含まれてしまうこととなる。
本発明は，前記問題点に鑑み開発されたものであり，熱延板焼鈍を省略し，又は，実施する無方向性電磁鋼板の合金元素と熱間圧延工程を適切に制御することにより，鉄損を低くし，磁束密度を向上させた無方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
技術的解決方法
前記目的を達成するために，本発明者らは，合金元素が磁性に及ぼす種類別影響，相変態に及ぼす影響，及び熱間圧延条件が磁性に及ぼす影響を，それぞれ調査検討した結果，合金元素の内，Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌが磁性と相変態に大きく影響を及ぼしており，また，熱間圧延が行われる相（オーステナイト，フェライト，又はオーステナイトとフェライトの二相域），熱間仕上げ圧延開始温度，終了温度，及び最終パス圧下率等が磁性に大きな影響を及ぼすことが判明した。
また，本発明者らは，熱延板焼鈍を省略する場合，熱間圧延による変形が熱延板に存在し，熱間圧延による変形エネルギーが最終焼鈍の際に，｛１１１｝集合組織の生成を促進させ，最終焼鈍板に再結晶核形成部位を提供して結晶粒を微細に作り，磁性を悪化させるという事実と，このような熱間圧延による変形は，温度の影響により，オーステナイト域において圧延するよりも，フェライト領域において圧延する場合，より多く蓄積されるという事実とを，研究の結果，確認することができた。
したがって，本発明者らは，前記目的を達成するためには，オーステナイト＋フェライトの二相域が存在する合金元素設計と，オーステナイト域の圧延により，変形エネルギーを減らすことが必要であり，熱間圧延スケジュールも，変形エネルギーを最小化し，熱延板結晶粒を大きくするように設定しなければならないという事実の知見に基づいて，本発明を完成した。
本発明は，重量％で，Ｃ：０．００５％以下，Ｓｉ：１．０〜３．０％，Ｍｎ：０．１〜２．０％，Ｐ：０．１％以下，Ａｌ：０．１〜１．５％，残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり，前記ＭｎとＡｌの関係が−０．２＜ｍ（＝Ｍｎ−Ａｌ）＜１．０の式を満たし，Ａｒ１〜１２５０℃の温度でオーステナイト＋フェライトの二相域を有することを特徴とする磁気的特性を向上した無方向性電磁鋼板を提供する。
また，前記鋼板は，Ｓｂ，Ｓｎの中から選ばれた１種以上の元素が０．００７〜０．１５％さらに添加されており，前記鋼板中に含まれている不純物は，Ｓ：０．００３％以下，Ｎ：０．００３％以下，Ｎｂ：０．００２％以下，Ｔｉ：０．００２％以下であり，前記スラブのＡｒ１温度は，９６０〜１０６０℃であることを特徴とする。
また，本発明は，重量％で，Ｃ：０．００５％以下，Ｓｉ：１．０〜３．０％，Ｍｎ：０．１〜２．０％，Ｐ：０．１％以下，Ａｌ：０．１〜１．５％，残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり，前記ＭｎとＡｌの関係が−０．２＜ｍ（＝Ｍｎ−Ａｌ）＜１．０の式を満たすスラブをＡｒ１〜１２５０℃の温度まで再加熱する段階と，
前記再加熱されたスラブを，オーステナイトとフェライトの二相域において，全体の熱間仕上げ圧延圧下率の７０％以上に圧延を行った後，フェライト単相域において，全体圧下率の３０％未満に圧延を行い，最終パス圧下率が｛２０−（９６０−仕上げ圧延終了温度）／２０｝％未満となるようにする熱間圧延段階と，
前記熱延された鋼板を６５０〜８００℃の温度で巻き取る段階と，
前記巻き取られた板を所定の厚さに冷間圧延する段階と，
前記冷間圧延された鋼板を最終焼鈍する段階と，で構成されることを特徴とする磁性に優れた熱延板焼鈍省略型無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
また，前記スラブは，Ｓｂ，Ｓｎの中から選ばれた１種以上の元素が０．００７〜０．１５％さらに添加されており，前記鋼板中に含まれている不純物は，Ｓ：０．００３％以下，Ｎ：０．００３％以下，Ｎｂ：０．００２％以下，Ｔｉ：０．００２％以下であることを特徴とし，前記最終焼鈍段階は，１秒当たり１０〜４０℃の昇温速度で行われ，前記スラブのＡｒ１温度は，９６０〜１０６０℃であり，前記熱間仕上げ圧延の開始温度は，Ａｒ１＋５０℃以上であり，終了温度は，Ａｒ１−８０℃以上であることを特徴とする。
本発明は，合金成分元素の含量及び熱間圧延条件の制御により，高温での相変態を用いて，熱延板の組織を均一に形成することができ，特に，熱間圧延圧下率の調節により，熱延板に蓄積される変形エネルギーを減らすことにより，冷延後，最終焼鈍時，磁性に不利な｛１１１｝集合組織の核形成を抑制し，磁気的性質に優れた無方向性電磁鋼板を製造することができる。
以下，本発明について詳述する。
図１〜図７は，熱力学計算プログラム（ＦａｃｔＳａｇｅプログラム）を用いて計算した本発明鋼と比較鋼の相変態図である。
ＳｉとＡｌは，フェライト形成元素であり，Ｃ，Ｍｎは，オーステナイト形成元素である。したがって，オーステナイト＋フェライトの二相域を作るためには，ＳｉとＡｌの含量を減らし，ＣとＭｎの含量を増やさなければならない。しかし，ＳｉとＡｌは，比抵抗が大きい元素であるため，減らし過ぎると，鉄損が悪化するので，適正成分系の設定が必要である。また，Ｃ含量を増やすと，オーステナイト分率は増加するが，Ｃが最終焼鈍板に磁気時効を引き起こし，磁性を悪化させるため，最終焼鈍時に脱炭を行う追加の工程が必要である。
また，不純物元素中，Ｎ及びＳは，それぞれＡｌ，Ｍｎと結合し，ＡｌＮ及びＭｎＳの微細な窒化物及び硫化物を形成することにより，結晶粒成長を抑制し，磁性に有害な｛１１１｝面の集合組織を助長する。したがって，Ｎの影響を減らすためには，不純物制御により，Ｎを減らし，又は，Ａｌをできる限り多く添加することが好ましい。このようなＡｌは，Ｎの微細なＡｌＮの形成を抑制し，結晶粒成長を助け，比抵抗を高め，鉄損を減少させる。Ｓの影響を減らすためには，Ｍｎをできる限り多く添加することが好ましく，このようなＭｎは，Ｓの微細なＭｎＳの形成を抑制し，結晶粒成長を助ける。
Ｃ，Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｎの含有量に応じてオーステナイト分率が決まり，Ｃ，Ａｌ，Ｍｎの含量が固定されているとき，Ｓｉ含量を調節して，オーステナイト分率を調節することができる。したがって，二相域を作ることができる適切なＳｉ含量を設定しなければならないが，Ｓｉ含量が少な過ぎると，比抵抗の減少により鉄損が悪化し，再加熱中，オーステナイト単相が形成され，ＡｌＮとＭｎＳ析出物の固溶が促進され，これにより，熱間圧延と巻取の際に再析出する析出物の数が増加し，磁性が悪化する。また，Ｓｉ含量が多過ぎると，再加熱中，フェライト単相となり，熱間圧延による変形エネルギーの蓄積が多くなり，最終焼鈍後，結晶粒が微細であり，磁性に不利な｛１１１｝集合組織生成が促進され，磁性を悪化させる。したがって，Ｍｎ／Ａｌの比を調整し，オーステナイト域を充分に確保した後，Ｓｉ含量を調節し，再加熱中，オーステナイト＋フェライトの二相を有し，かつ，Ａｒ１温度が９６０〜１０６０℃となるように設計する。このような事実に基づいて本発明合金の成分組成を限定した。
まず，本発明の成分限定の臨界的意義について説明する。
Ｃ：０．００５重量％以下
前記Ｃは，最終製品において磁気時効を引き起こし，使用中に磁気的特性を低下させるため，一般にＣの含量が低いほど磁気的特性には好ましいことが知られている。したがって，鋼を精練する段階で，その量を減らし，スラブでは０．００５重量％以下に含有させることにより，磁性が向上する。０．００５重量％以上にスラブに含有させる場合，熱延板又は最終焼鈍前に脱炭焼鈍を行わなければならず，その場合，湿潤雰囲気を用いるようになり，したがって，表面に酸化層の発生により磁性が低下するため，スラブでは，０．００５重量％以下にする。最終製品では，できれば，０．００３重量％以下に含有させることで磁気時効を抑制することができる。
Ｓｉ：１．０〜３．０重量％
前記Ｓｉは，比抵抗を増加させ，鉄損中，渦電流損を低める成分であるが，３．０重量％以上添加されると，冷間圧延が困難となり，相変態を引き起こさないフェライト単相域を有する鋼となるため，３．０重量％に制限することが好ましい。
Ｍｎ：０．１〜２．０重量％
前記Ｍｎは，オーステナイト形成元素として，比抵抗を増加させるだけでなく，集合組織を向上させる成分であって，２．０重量％を超えて添加されると，磁性向上の効果が飽和するため，その含量を０．１〜２．０重量％に制限することが好ましい。
Ｐ：０．１重量％以下
前記Ｐは，比抵抗を増加させ，結晶粒系に偏析し，集合組織を発達させる元素であって，熱延板焼鈍を行う場合，その効果を示すためには，少なくとも０．０１重量％以上が添加されなければならず，多く添加されると，冷間圧延が困難となり，偏析が増加し，磁性が低下するため，その含量を０．１重量％以下に制限することが好ましい。熱延板焼鈍を行わない場合，Ｐが結晶粒系に均一に分布しないため，上述した効果が得られず，結晶粒成長に妨害となるので，最小化することが好ましい。
Ａｌ：０．１〜１．５重量％
前記Ａｌは，フェライト形成元素として，比抵抗を増加させ，渦電流損を低めるのに有効な成分であって，０．１重量％未満添加されると，その添加効果がなく，１．５重量％を超えて添加されると，添加量に比べて，磁性向上の程度が劣り，冷間圧延性も劣るため，その含量を０．１〜１．５重量％に制限することが好ましい。Ａｌは，フェライト形成元素であるので，適正相変態が生じる鋼を設計するためには，Ｍｎ含量を考慮して添加する。また，Ａｌを０．２重量％以上１．０重量％以下に添加するとき，その効果はさらに大きくなる。これは，Ａｌの添加により酸素の影響が大きく減少し，微細に析出されるＡｌＮを粗大なＡｌＮの析出物に形成させるからである。
−０．２＜ｍ（＝Ｍｎ−Ａｌ）＜１．０
前記Ｍｎが−０．２よりも小さいと，オーステナイト域が小さくなり過ぎるため，適正二相域が作られず，ｍが１．０以上であれば，オーステナイト域が大きくなり過ぎるため，適正Ａｒ１温度を有するＳｉの含量が高くなり過ぎる。したがって，ｍは，−０．２〜１．０に限定する。
上記した組成以外の残部は，Ｆｅ及びその他の不可避的不純物で組成される。
本発明において，Ｓｉ含量を調節し，再加熱中，オーステナイト＋フェライトの二相を有し，かつ，Ａｒ１温度が９６０〜１０６０℃となるように設計した理由は，Ａｒ１温度が高過ぎると，設備的な問題により，熱間仕上げ圧延がＡｒ１−８０℃以上の温度で終わらず，フェライト域での圧下量が多くなり，熱間圧延による変形エネルギーが増大し，｛１１１｝集合組織の形成を助長し，Ａｒ１温度が低過ぎると，オーステナイトがフェライトに相変態するとともに，結晶粒の小さい組織が形成され，磁性を悪化させる。熱間仕上げ圧延を二相領域で実施すると，オーステナイトのフェライトへの相変態による発熱反応により結晶粒が粗大化し，相変態により熱延板の全体にわたって均一な結晶粒が得られ，熱延仕上げ終了温度が高く，最終パス圧下率が低い場合，さらに粗大，かつ，板厚方向に均一な組織が得られる。
Ｓｂ，Ｓｎ：０．００７〜０．１５重量％
前記Ｓｂ及びＳｎは，結晶粒系に偏析し，磁性に不利な｛２２２｝集合組織を抑制する元素であって，鋼板の表面を濃縮することにより，鋼が窒化することを抑制する。したがって，微細な結晶粒形成を抑制し，均一な結晶粒を形成させる。これらの元素は，０．００７重量％以下含有すると，その効果が劣り，０．１５重量％以上含有すると，結晶粒成長を抑制するだけでなく，冷間圧延が困難となり，磁性向上の程度が劣るため，０．００７〜０．１５％に制限することが好ましい。
Ｓ：０．００３重量％以下
前記Ｓは，微細な析出物であるＭｎＳを形成して磁気特性を劣化させるため，できるだけ低く管理することが有利であり，０．００３重量％を超えて含有されると，磁気特性が極めて劣化するため，その含量を０．００３重量％以下に制限することが好ましい。
Ｎ：０．００３重量％以下
前記Ｎは，微細かつ長いＡｌＮ析出物を形成させ，Ｎｂと結合してＮｂＮの微細な析出物を作るため，できるだけ少なく含有させ，本発明では，０．００３重量％以下に制限することが好ましい。
Ｎｂ：０．００２重量％以下
前記Ｎｂは，微細なＮｂＮ析出物を形成させ，結晶粒の成長を抑制し，磁性に不利な｛２２２｝面の集合組織を発達させるため，０．００２重量％以下に制限する。また，Ｃと結合して微細な炭化物を作るため，スラブにおいてＣは，できるだけ減少させることが必要である。このようなＮｂは，添加量の影響が極めて大きいため，０．００２重量％以下に含有させることが，磁気的特性の向上に好ましい。
Ｔｉ：０．００２重量％以下
前記Ｔｉは，ＴｉＣ，ＴｉＮの微細な析出物を形成して結晶粒の成長を抑制し，鋼板の磁気的特性に不利な｛２２２｝面の集合組織を発達させるため，０．００２重量％以下に制限する。
以下，本発明の製造方法について説明する。
本発明は，上記のような成分組成のスラブをＡｒ１−１２５０℃の温度で再加熱した後，オーステナイト＋フェライトの二相域において熱間仕上げ圧延を開始し，フェライト相において熱間仕上げ圧延を終了し，６５０〜８００℃の範囲で巻き取ってから，熱延板焼鈍を省力又は実施した後，酸洗いし，冷間圧延及び最終焼鈍を行うことからなる。
本発明では，熱間圧延による変形エネルギーを最小化し，結晶粒を成長させるために，熱間仕上げ圧延の開始は，Ａｒ１＋５０℃以上のオーステナイト＋フェライトの二相域において実施し，熱間仕上げ圧延の終了は，Ａｒ１−８０℃以上のフェライト域において実施する。
また，全体圧下率の７０％以上を二相域で実施し，フェライト単相域での圧下は，全体圧下率の３０％未満を行い，最終パス圧下率は，｛２０−（９６０−仕上げ圧延終了温度）／２０｝％未満として，Ａｒ１−８０℃以上の温度で行う熱間圧延スケジュールを採用することにより，本発明の目的の達成が可能である。
このような圧延スケジュールにより熱延する場合，熱延板表面の結晶粒が粗大化し，磁性を向上させることが判明した。
上記組成を有する鋼スラブをＡｒ１−１２５０℃の二相域において再加熱した後，熱間圧延する理由は，再加熱温度が高過ぎると，ＡｌＮやＭｎＳの再固溶される量が多くなり，ＡｌＮとＭｎＳのオーステナイトでの固溶度がフェライトでの固溶度よりも高く，熱間圧延及び巻取中に再固溶されたＡｌＮとＭｎＳの微細な再析出により，結晶粒の成長を阻害するからであり，Ａｒ１温度が９６０〜１０６０℃となるように設計した理由は，Ａｒ１温度が高過ぎると，フェライト域が拡大し，二相域圧延の効果が得られず，設備的な問題により，熱間仕上げ圧延がＡｒ１−８０℃以上の温度で終わらず，フェライト域での圧下量が多くなり，熱間圧延による変形エネルギーが増大し，｛１１１｝集合組織の形成を助長し，Ａｒ１温度が低過ぎると，オーステナイトがフェライトへ相変態するとともに，結晶粒の小さい組織が形成され，磁性を悪化させるからであり，熱間仕上げ圧延の開始をＡｒ１＋５０℃以上のオーステナイト＋フェライトの二相域で実施する理由は，熱間仕上げ圧延の開始温度が低いと，最終パスの温度が低くなり過ぎ，結晶粒成長を妨害し得るため，熱間仕上げ圧延の開始温度をＡｒ１＋５０℃以上とし，熱間仕上げ圧延を二相域で実施すると，オーステナイトのフェライトへの相変態による発熱反応により結晶粒が粗大化し，相変態により熱間圧延板の全体にわたって均一な結晶粒が得られるからである。
また，フェライト単相域での圧下は，全体圧下率の３０％未満を行い，最終パス圧下率を｛２０−（９６０−仕上げ圧延終了温度）／２０｝％未満として，Ａｒ１−８０℃以上の温度で行う理由は，最終パスをフェライト域で弱圧下とすると，微小残留応力が存在し，６５０℃以上で巻き取る場合，結晶粒成長が促進されるからである。
このように製造された熱延板を６５０〜８００℃の温度で巻き取り，以降，空気中で巻かれた状態で又は非酸化的雰囲気中で冷却する。前記巻取温度が８００℃を超えると，冷却時に酸化が多くなり，酸洗い性が悪くなり得るため，前記巻取温度は，８００℃以下に制限することが好ましい。また，巻取温度が６５０℃以下になると，結晶粒成長が不十分であるため，６５０〜８００℃の範囲で巻き取る。
前記巻き取られた熱延板は，熱延板焼鈍を行わずに直ちに冷間圧延する。しかし，必要に応じて，前記巻き取られた熱延板を焼鈍実施した後，酸洗いし，冷間圧延してもよい。
前記冷間圧延は，１回の冷間圧延法で冷間圧延し，又は，１次冷間圧延後，中間焼鈍した後，２次冷間圧延する２回冷間圧延法を用いることが可能である。
最終目標とする厚さに冷間圧延された鋼板は，８００〜Ａｒ１＋５０℃で，１秒当たり１０〜４０℃の昇温速度で最終焼鈍する。前記焼鈍温度が８００℃未満であると，結晶粒成長が不十分であり，Ａｒ１＋５０℃を超えると，表面温度が高過ぎるため，板形状が悪く，表面欠陥が生じ得，フェライトからオーステナイトへの過多な相変態により結晶粒が微細となり得る。
前記昇温速度を１秒当たり１０〜４０℃に制限する理由は，これにより材料の集合組織が，磁性に有利な｛２００｝面が多く形成されるからである。前記昇温速度を１秒当たり１０℃以下にして，加熱時は，｛２２２｝，｛１１２｝集合組織が発達して磁性が悪化し，昇温速度が１秒当たり４０℃以上では，板形状が悪くなる。
また，前記焼鈍は，湿度のない乾燥した非酸化的雰囲気で実施する。水分があると，水分中の酸素が鋼のＣと結合して脱炭は可能であるが，鋼板のＳｉ及びＡｌ等と結合して鋼板の内部に酸化層を形成し，磁気的特性を低下させるため，乾燥した還元性雰囲気で焼鈍する。前記焼鈍板は，絶縁被膜処理後，ユーザに出荷される。前記絶縁被膜は，有機質，無機質，及び有・無機複合被膜で処理されてもよく，その他の絶縁が可能な被膜剤で処理することも可能である。
以下，実施例を通じて本発明をより詳述する。
下記表１のように組成される鋼スラブを１１８０℃の温度で再加熱し，２．５ｍｍに熱間圧延した後，７２０℃で空気中に巻取冷却した。前記巻取冷却された熱延板を酸洗いした後，０．５ｍｍ厚さに冷間圧延した。冷間圧延された鋼板は，１０００℃（鋼種１，２）と９００℃（鋼種３，４，５）の温度で，水素３０％，窒素７０％の混合ガス雰囲気において９０秒間最終焼鈍した。前記焼鈍板は，切断後，磁気的特性が調査され，その結果は，下記表２のとおりである。
図１〜図５は，Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｎの成分変化による鋼種の相変態を示す図である。図１〜図５は，ＦａｃｔＳａｇｅプログラムを用いて計算したものであり，温度（ｙ軸）とＳｉ含量（ｘ軸）の変化による相変化を示す。ｍ（＝Ｍｎ−Ａｌ）値が，図１は−０．３，図２は０，図３は０．４，図４は１．２，また図５は１．４である。
鋼種１と鋼種２は，同様の水準の比抵抗を有するが，成分比差により，鋼種２の場合，オーステナイト分率が高い。その結果，鋼種１は，フェライト領域での圧下量が多くなり，熱延板の光学組織が微細であり，延伸された組織により磁性が悪化した。鋼種３，４，５は，同様の水準の比抵抗を有するが，Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｎ量により，再加熱時，鋼種３は二相域，鋼種４，５はオーステナイト単相域を有し，変態温度の場合，鋼種３が９９０℃と最も高い。鋼種４，５の場合，再加熱時，オーステナイト相であるだけでなく，変態温度が極めて低く，熱延板の結晶粒が微細であり，磁性が悪い。したがって，本発明において目的とする適正組織を有するためには，−０．２＜ｍ＜１．０であり，Ａｒ１温度が９６０〜１０６０℃であり，再加熱時，二相域を有する成分系を設定しなければならない。ｍが−０．２よりも小さいと，オーステナイト域が小さくなり過ぎ，適正二相域を作ることができず，ｍが１．０以上であれば，オーステナイト域が大きくなり過ぎ，適正Ａｒ１温度を有するＳｉの含量が高くなり過ぎる。
Figure 0004804478
Figure 0004804478
下記表３のように組成される鋼スラブを１１８０℃の温度で再加熱し，２．５ｍｍに熱間圧延した後，７２０℃で空気中に巻取冷却した。前記巻取冷却された熱延板を酸洗いした後，０．５ｍｍ厚さに冷間圧延した。冷間圧延された鋼板は，１０００℃の温度で，水素３０％，窒素７０％の混合ガス雰囲気で９０秒間最終焼鈍した。前記焼鈍板は，切断後，磁気的特性が調査され，その結果は，下記表４の通りである。
Figure 0004804478
Figure 0004804478
図６及び図７は，前記各鋼種の相変態を示す図である。図６及び図７は，ＦａｃｔＳａｇｅプログラムを用いて計算したものであり，温度（ｙ軸）とＳｉ含量（ｘ軸）の変化による相変化を示す。
図６は，Ｍｎが０．６重量％，Ａｌが０．４重量％含有されており，Ｓｉ含量がそれぞれ１．２，１．６，１．９重量％である鋼種６，７，８に対する結果が示されており，図６によると，鋼６は，１１８０℃で再加熱時，オーステナイト（γ）単相域を有し，鋼７，８は，オーステナイト＋フェライトの二相域を有し，Ａｒ１温度は，表４に表記されている。
図７は，Ｍｎが０．８重量％，Ａｌが０．４重量％含有されており，Ｓｉ含量がそれぞれ１．４，１．７，２．２重量％である鋼種９，１０，１１に対する結果が示されており，図７によると，鋼９は，１１８０℃で再加熱時，オーステナイト（γ）単相域を有し，鋼１０は，オーステナイト＋フェライトの二相域を有し，鋼１１は，フェライト単相を有する。Ａｒ１温度は，表４に表記されている。
前記表４に示すように，本発明の成分と熱間圧延条件を満たす発明鋼（７，１０）を用いて，本発明の製造条件で製造した発明材は，比較鋼（６，８，９，１１）に比べて鉄損が低く，磁束密度が高いことがわかる。鋼６は，鋼７，８と比較するとき，Ｓｉ含有量が低く，オーステナイト単相での熱間圧延が行われた。その結果，磁束密度は，同様の水準を維持したが，鉄損は大いに高くなった。鋼８の場合，再加熱時に二相域を有するが，Ａｒ１が高く，熱間仕上げ圧延がフェライト域において多く行われ，磁束密度が低くなった。鋼９は，再加熱時にオーステナイト単相域を有し，熱間仕上げ圧延が二相域において行われたが，Ａｒ１温度が低く，熱延結晶粒が微細となり，鉄損は高くなり，磁束密度は低くなった。
鋼１２は，日本国特開２０００−２９７３２６号に開示されている従来例として，再加熱時にフェライト単相を有する組成であり，鋼１〜９と同様の圧延条件を行う場合，Ｚパラメータが約１５．５となり，鉄損は３．５Ｗ／ｋｇ，磁束密度は１．７２５Ｔであり，本発明に比べて磁性に劣っている。
前記表３の７，１０，１２の鋼スラブを１１８０℃の温度で再加熱し，２．５ｍｍに熱間圧延した後，７２０℃で空気中に巻取冷却した。前記巻取冷却された熱延板を１０００℃で５分間焼鈍した後，酸洗いしてから，０．５ｍｍ厚さに冷間圧延した。冷間圧延された鋼板は，１０００℃の温度で，水素３０％，窒素７０％の混合ガス雰囲気で９０秒間最終焼鈍した。前記焼鈍板は，切断後，磁気的特性が調査され，その結果は，下記表５の通りである。表５によると，熱延板焼鈍が実施された場合，より優れた磁気的性質が得られることが確認された。
Figure 0004804478
前記表３の７，１０番の鋼スラブを１１８０℃で再加熱し，表６のように熱間仕上げ圧延条件を変更し，最終２．５ｍｍに熱間圧延した後，表６のように巻き取った。前記巻き取られた熱延板は，熱延板焼鈍を行わず，酸洗いした後，０．５ｍｍ厚さに冷間圧延した。冷間圧延鋼板は，１０００℃で，３０％の水素，７０％の窒素の混合ガス雰囲気で９０秒間冷延板焼鈍した。前記焼鈍板は，切断後，磁気的特性が調査され，その結果は，下記表６の通りである。
Figure 0004804478
比較材３と１２は，発明材１，２及び１０，１１に比べて，二相域での圧下量が少なく，フェライト域での圧下量が多く，熱延板に熱間圧延による変形エネルギーが多く，未再結晶領域が広く，冷間圧延後，最終焼鈍の際に，｛１１１｝集合組織が発達し，再結晶粒が小さく，鉄損は増加し，磁束密度は減少した。比較材５，１４は，発明材４と１３に比べて，最終パス温度が低く，結晶粒成長が抑制され，磁性が悪化した。比較材６，７及び１５，１６は，最終パス圧下率が高く，表面部の結晶粒が微細であり，熱間圧延による変形エネルギーの蓄積が多く，磁性が悪化した。特に，磁束密度が多く減少した。比較材９，１８は，発明材に比べて巻取温度が低く，熱延板結晶粒が充分に成長せず，磁性が悪化したが，他の条件に比べてその影響は少なかった。
下記表７のように組成される鋼スラブを１１８０℃の温度で再加熱した後，全体圧下率の８０％をオーステナイトとフェライトの二相域において実施し，残りをフェライト単相域において実施し，最終パスは，９６０℃の温度で，１０％となるように熱間仕上げ圧延を実施した後，７２０℃の温度で巻き取った。前記巻取冷却された熱延板は，冷間圧延及び最終焼鈍を行った。前記焼鈍板は，切断後，磁気的特性が調査され，その結果は，下記表８の通りである。
Figure 0004804478
Figure 0004804478
表８に示すように，Ｓｎ，Ｓｂを，本発明の範囲に属するように添加した鋼種１４，１６，１８が，比較鋼種１３，１６，１７，２０に比べて，鉄損と磁束密度に優れたものであることがわかる。
下記表９のように組成される鋼スラブを１１８０℃の温度で再加熱した後，全体圧下率の８０％をオーステナイトとフェライトの二相域において施し，残りをフェライト単相域において施し，最終パスは，９６０℃の温度で，１０％となるように熱間仕上げ圧延を施した後，７２０℃の温度で巻き取った。前記巻取冷却された熱延板は，冷間圧延及び最終焼鈍を行った。前記焼鈍板は，切断後，磁気的特性が調査され，その結果は，下記表１０の通りである。
Figure 0004804478
Figure 0004804478
表１０に示すように，Ｓ，Ｎ，Ｎｂ，Ｔｉを，本発明の範囲に属するように添加した鋼種２１，２３，２５，２７が，比較鋼種２２，２４，２６，２８に比べて，鉄損と磁束密度に優れたものであることがわかる。
下記表１１の鋼種を，実施例３の条件に加えて，昇温速度を様々に変化させて磁気的特性を調査し，その結果が，下記表１２に示されている。
Figure 0004804478
Figure 0004804478
前記表１２によると，本発明の範囲に属する鋼種２，３，６，７の磁気的性質及び板形状に優れることがわかる。
Ｍｎの含量を０．３％に，Ａｌの含量を０．６％に固定し，Ｓｉの含量を変化させて示した相変態図， ＭｎとＡｌの含量を０．４％に固定し，Ｓｉの含量を変化させて示した相変態図， Ｍｎの含量を１．６％に，Ａｌの含量を０．８％に固定し，Ｓｉの含量を変化させて示した相変態図， Ｍｎの含量を１．６％に，Ａｌの含量を０．４％に固定し，Ｓｉの含量を変化させて示した相変態図， Ｍｎの含量を１．６％に，Ａｌの含量を０．２％に固定し，Ｓｉの含量を変化させて示した相変態図， Ｍｎの含量を０．６％に，Ａｌの含量を０．４％に固定し，Ｓｉの含量を変化させて示した相変態図， Ｍｎの含量を０．８％に，Ａｌの含量を０．４％に固定し，Ｓｉの含量を変化させて示した相変態図。

Claims (6)

  1. 重量％で，Ｃ：０．００５％以下，Ｓｉ：１．０〜３．０％，Ｍｎ：０．１〜２．０％，Ｐ：０．１％以下，Ａｌ：０．１〜１．５％，残部Ｆｅ及び不可避的不純物を含み，前記ＭｎとＡｌは，−０．２＜Ｍｎ−Ａｌ＜１．０の範囲からなるスラブをＡｒ１〜１２５０℃の温度で再加熱する段階と，
    前記再加熱されたスラブを，オーステナイトとフェライトの二相域において，全体の熱間仕上げ圧延圧下率の７０％以上を行い，残りはフェライト単相域に行い，最終パス圧下率が｛２０−（９６０−仕上げ圧延終了温度）／２０｝％未満となるようにする熱間圧延段階と，
    前記熱間圧延された鋼板を６５０〜８００℃の温度で巻き取る段階と，
    前記巻き取られた熱延鋼板を所定の厚さに冷間圧延する段階と，
    前記冷延鋼板を最終焼鈍する段階と，で構成されることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 前記スラブは，Ｓｂ，Ｓｎの中から選ばれた１種以上の元素が０．００７〜０．１５％さらに添加されていることを特徴とする請求項１記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  3. 前記鋼板中に含まれている不純物は，Ｓ：０．００３％以下，Ｎ：０．００３％以下，Ｎｂ：０．００２％以下，Ｔｉ：０．００２％以下であることを特徴とする請求項１記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  4. 前記最終焼鈍段階は，１秒当たり１０〜４０℃の昇温速度で行われることを特徴とする請求項１記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 前記スラブのＡｒ１温度は，９６０〜１０６０℃であることを特徴とする請求項１〜４いずれか１項記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  6. 前記熱間仕上げ圧延の開始温度は，Ａｒ１＋５０℃以上であり，終了温度は，Ａｒ１−８０℃以上であることを特徴とする請求項１〜４いずれか１項記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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