JP6432173B2 - 全周の磁気特性が良好な無方向性電磁鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、主に回転電気機器の鉄芯として用いられる無方向性電磁鋼板に関するもので、特に、高効率の回転機器分野で用いられる鉄芯用材料に関するものである。

昨今の輸送機器分野では、電気駆動機器の材料として磁気特性が優れた電磁鋼板が注目され、使用されており、これらの機器においては、高効率化のための、周波数が商用より高い分野での鉄損特性の向上、及び、小型化に資するための高磁束密度化、特に全周方向の良好な電磁鋼板が求められている。

この分野の機器に用いられる電磁鋼板は、冶金学的には一次再結晶を活用して生産されるので、無方向性電磁鋼板の範疇に含まれ、主に回転機器の鉄芯として用いられる。その製作は円形をベースとし、駆動機器のコスト低減や生産性向上の為に、一体の打ち抜きで製作されることが望ましく、一般には、鋼板圧延面内での磁気特性が各方向で均一で良好なこと、すなわち全周方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板が強く求められている。
しかし、現在のメタラジーでは、この様な磁気特性が良好なキューブ系集合組織（｛１００｝＜０ｖｗ＞）の工業生産は実現できていない。

ところで、無方向性電磁鋼板の歴史を顧みるに、日本工業規格（JIS C 2552）にある３５Ａ４４０、５０Ａ４７０より高級の冷延無方向性電磁鋼板製造については、メタラジーの観点では、（ｘ）磁気特性の向上、（ｙ）磁気時効に対する対策、（ｚ）リジング（表面性状）に対する対策という課題を、インゴット鋳造−分塊圧延による熱延素材の製造から連続鋳造による製造への生産構造変化に伴い低コストで行う方法の開発であった。

（ｙ）の磁気時効対策については、現在では、磁気時効の抑制に必要な極低Ｃ溶製技術が精錬技術の発達で確立している。
すなわち、磁気時効を抑制するには、最終製品のＣ含有量を減じることが必須である。溶製段階で高いＣを最終製品までの工程で極低Ｃに減ずるか、溶製段階で極低Ｃとするかである。冷延無方向性電磁鋼板の製造初期には、溶製段階で極低Ｃとすることは技術的には困難であったので、途中焼鈍工程または、最終焼鈍工程で脱炭されていた。現在では、精錬技術の発達で極低Ｃ溶製技術が確立している。

しかし、その他の開発において、次のような課題がある。
（ｘ）の無方向性電磁鋼板の磁気特性には、磁束密度（Ｂ５０）と鉄損があり、共に優れていることが求められる。
従来の磁気特性確保は、最終焼鈍雰囲気の調整、集合組織の制御、良粒成長性の確保、磁壁ピン止め不純物の低減で行われる。具体的には、それぞれ、光輝最終焼鈍化、冷延率の適正化及び（熱延鋼帯）焼鈍、不純物元素の低減であった。
また、鉄損は、板厚を薄くするとか、比抵抗の増加による渦電流損の低減、不純物の低減、結晶粒界低減等による履歴損の低減がある。しかし、集合組織改善に依る履歴損の低減には限界に達していた。
しかし、無方向性電磁鋼板の磁気特性の材料段階での評価は、圧延方向とその直角方向の２方向の合算で行われていたので、その集合組織の特性より材料段階での評価（圧延方向とその直角方向のみ）と実際の電気機器での評価（材料の全方向が反映される）が合致しないことがあった。

近年、回転機器の特性を更に向上せしめ、更に、低コスト化のために、無方向性電磁鋼板の一体での打ち抜きが強く求められている。この場合、全周特性が優れていることが必要であり、また打ち抜き性が良好である無方向性電磁鋼板が求められる。従来は、全周特性が均一な無方向性電磁鋼板は得ることは可能であったが、集合組織的に劣る＜１１１＞方向の圧延面内ランダム配向であり、その絶対値特性は劣っていた。

さらに、電動機の高効率化要求の増大に伴い、従来より高い周波数域での使用が促進されており、特に輸送機器で用いられる電動機において強く求められてきた。
従来より高い周波数での鉄損の向上のためには、渦電流損の低減の為、板厚の薄手化に加えて、固有抵抗大化に資する元素の添加が（添加元素は、基本的にSi、Alである）あるが、鉄以外の元素の割合が増加すると、飽和磁束密度を低下せしめるので、鉄損と磁束密度の関係は、トレードオフの関係になり技術的困難に直面していた。
このように、従来にない全周特性磁気特性が優れている無方向性電磁鋼板の提供が求められていた。

（ｚ）のリジングとは、スラブ段階での柱状晶に起因し、多くの特定方向の結晶粒があたかも単結晶の様に振る舞って組織が揃う現象で、表面が凹凸状に「うねる」欠陥である。電磁鋼板では占績率の低下を来たすので避けなければならない。このリジングは、変態が無いα単相組織の高級無方向性電磁鋼板で生じる。
また、リジングは、炭素（Ｃ）とも密接に関係しており、Ｃが高いと鋳造時にγ相が存在するので、柱状晶率が減じリジングは生じない。溶製段階で極低Ｃが可能となった当初はインゴット鋳造であったので、造塊（分塊）工程があり、柱状晶は破壊されリジングの発生は無かった。その後、連続鋳造となり分塊工程が省略されると、溶製での極低Ｃ化でα単相となる高級無方向性電磁鋼板の場合は、依然としてリジングが問題となっている。
そこで、電磁撹拌の適用により柱状晶率の低減が試みられ、特別な場合（冷延率が高い、熱間圧延鋼帯での再結晶が不十分等の場合）以外は、リジングは改善している。

ここで、本発明に関する先行技術に付いて記す。
特許文献１には、Ｓｉ：４％以下、Ａｌ：２％以下の真円度に優れた無方向性電磁鋼板の打ち抜き方法が開示されているが、その製造方法、電磁気特性については、具体的に言及されておらない。また、Ａｌを含有する範囲の理由については、添加コストで規定されているのみである。
また、特許文献２においても、同様な技術が開示されているが、この場合、熱間圧延板焼鈍が箱型である。
特許文献３に至っては、窒化処理が施され、厚さ方向の硬度が異なる無方向性電磁鋼板の開示がある。
特許文献４においては、Ａｌは０．２〜３．０％としているが、実施例は、最大０．６０％であり、それ以上の添加に関しては、何ら言及していない。

特開平１０−２４３３３号公報 特開２００１−０５９１４５号公報 特開２００８−０３１４９０号公報 特開２００９−２９１３４６号公報 特開昭５３−０６６８１６号公報 特公平０６−０５１８８９号公報 特開２００８−２６０９９６号公報

磁束密度が高く、鉄損も低い無方向電磁鋼板を製造する技術として、途中に中間焼鈍を挟む２回冷延法による方法が知られている。特許文献５では、このような方法が開示されているが、この方法では、中間焼鈍と仕上げ焼鈍の温度と時間に関して、焼鈍時間が最短２分で実施例では５分と非常に長い。時間が長いことは生産性が低く、高コストであることを意味する。さらに、一次冷間圧延率を２０％以上とかなり広い範囲にしているが、低圧延率域では、集合組織的には冷間圧延をしない場合と同様であり、一次冷間圧延率の意味が無いと推定される。
即ち、Ｓｉ、Ａｌを多く含み、Ｃが少ないα単相の電磁鋼板を、通常の連続鋳造で鋳込み、２回冷延法によって製造しようとする場合、一次冷間圧延率が低いとリジングといわれる表面欠陥が生じる。このリジングは、高柱状晶率、低一次冷延率、高最終冷延率、不完全な冷延前再結晶、焼鈍時の高張力等により発生し、またその程度が著しくなる。
さらに、この２回冷延による方法では、圧延方向に対して４５°の方向の磁気特性は良好でなく、寧ろ劣化し、引いては全周方向の特性も劣る。この理由は、所謂Ｇｏｓｓ方位の発達である。また、冷延が二回ありコスト増になるので避けられることが多い。

そこで、本発明は、コスト低下のために、２回の冷間圧延を行うことなく、１回の冷間圧延による電磁鋼板の製造において、全周方向の磁気特性が優れ、かつ表面性状が良好な無方向性電磁鋼板が得られるようにすることを課題とする。

本発明者らは、このうち、最も冶金学的に知見を必要とする集合組織制御に関して鋭意検討を重ね、キューブ系集合組織に近い、全周方向に均一に磁気特性の優れた本当の意味での「無方向性電磁鋼板」を見出すに至った。
発明者らは鋭意検討して、Ａｌを多量添加し、製造工程条件を適正化すると、集合組織制御により、全周方向の磁束密度が向上し、鉄損も確保できること、及び、無方向性電磁鋼板の全周方向の磁気特性を表す、飽和磁束密度Ｂｓ（Ｔ）に対する圧延方向と４５°を成す方向の磁束密度（Ｂ５０）の比を一定値以上にできること、を見出した。
即ち、Ａｌの多量添加、工程条件の適正化により集合組織が所謂split Goss（｛１０１｝＜２７２＞〜｛１０１｝＜０１０＞）を形成することに成功した。
本発明の冷延率で得られる再結晶集合組織は、split Goss（｛１０１｝＜２７２＞〜｛１０１｝＜０１０＞）が主方位となり全周磁気特性が向上する。
さらに、リジングについては、冷延前に充分に再結晶をさせること、即ち、熱間圧延板焼鈍後の平均粒径を１００μｍ以上に大きくすることでリジングの危惧もないことを見出した。
このような本発明の要旨は、以下のとおりである。

［１］ 質量％で、Ｃ：０．００３０％以下、Ｓｉ：２．０〜３．０％、Ａｌ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：０．１０〜０．５０％、かつ３．５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦４．７５％を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板の圧延方向と４５°を成す方向の磁束密度（Ｂ５０）が、下記式（１）で示される鋼板の飽和磁束密度Ｂｓ（Ｔ）の０．８３０以上を有し、かつ、ＪＩＳ Ｂ ０６０１に準じて表面粗度計で冷延方向に垂直方向に１８ｍｍ測定し、両端の１ｍｍを除いた粗度値が５．５μｍ以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
Ｂｓ＝2.1561−0.0413[Ｓｉ]−0.0198[Ｍｎ]−0.0604[Ａｌ] ・・・（１）
ここで、［］付元素は、各元素の含有量（質量％）を表す。

［２］ 質量％で、Ｃ：０．００３０％以下、Ｓｉ：２．０〜３．０％、Ａｌ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：０．１０〜１．０％、かつ３．５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦４．７５％を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、連続鋳造法で製造し、次いで前記鋼スラブに熱間圧延を施し、次いで熱間圧延鋼帯焼鈍を施し、一回の冷間圧延を施し、仕上焼鈍を行って無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、前記熱間圧延鋼帯焼鈍を９５０〜１０５０℃で３０〜９０秒間施し、該焼鈍後の円相当結晶粒平均直径を１００μｍ以上とし、前記冷間圧延の圧延率を５５〜９０％とし、その後、前記仕上焼鈍を９５０℃以上で２０〜１２０秒間施すことにより、前記仕上焼鈍後の鋼板において、鋼板の圧延方向と４５°を成す方向の磁束密度（Ｂ５０）が、下記式（１）で示される鋼板の飽和磁束密度Ｂｓ（Ｔ）の０．８３０以上となり、かつ、ＪＩＳ Ｂ ０６０１に準じて表面粗度計で冷延方向に垂直方向に１８ｍｍ測定し、両端の１ｍｍを除いた粗度値が５．５μｍ以下となるようにしたことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
Ｂｓ＝2.1561−0.0413[Ｓｉ]−0.0198[Ｍｎ]−0.0604[Ａｌ] ・・・（１）
ここで、［］付元素は、各元素の含有量（質量％）を表す。

本発明を適用すれば、全周磁気特性に優れ、かつ表面性状が良好な電磁鋼板が低コストで製造できる。そして、この電磁鋼板を用いることにより効率が良好な回転機器の製造が可能となる。

以下、本発明の無方向性電磁鋼板及びその製造方法の特徴とする技術要件の限定理由を順次説明する。なお、以下の説明で、各元素の含有量は質量％で表すものとし、質量の記載を省略する。

＜鋼の化学成分＞
Ｃは、０．００３０％より多いと磁気時効が生じるので０．００３０％以下とする。０．００３０％を超えて０．００５％までＣを含有した場合、４００時間程度の短時間の時効評価処理では磁気特性（特に鉄損）の劣化は認められないが、１０，０００時間を超える長時間の時効処理では磁気特性は劣化する。特に輸送機器に用いられるような高級電磁鋼板では、完全に磁気時効が無いことが求められる点も考慮して、Ｃの上限は０．００３０％とする。０．００３０％以下であれば、磁気時効は生じないものの、不純物として鉄損を劣化せしめるので、Ｃは、０．００１５％以下であることが好ましい。

また、Ｃは、製造時のスラブの段階で０．００３０％以下とする。
スラブ段階で０．００３０％を超えていると最終製品までの間に０．００３０％以下まで脱炭をしなければならない。
脱炭する方法としては、熱延板焼鈍または最終焼鈍時（仕上げ焼鈍）を湿雰囲気で行う方法があるが、熱延板焼鈍での脱炭は、板厚が厚く、非常に非効率的である。また、最終焼鈍（仕上げ焼鈍）での脱炭は、酸洗後に行うので本発明の様な高合金鋼（酸素との親和力が強いＳｉ、Ａｌの含有量が多い）の場合は、表面に酸化層が厚く形成され、最終製品の高磁場特性が劣り、更に冷間圧延時にスカム（汚れ）の発生が多くなるので避けるべきであり、溶製段階で低くすることが最も望ましい。
このため、本発明の製造方法では、溶製段階でのＣ量を、途中工程での脱炭を特に必要としない０．００３０％以下とする。

Ｓｉは、固有抵抗の増加ならしめ鉄損を向上させるために添加される。２．０％より少ないと良好な鉄損が得られず、３．０％を超えると冷延が極めて困難となり工業生産に適していない。好ましい範囲は、２．４〜２．８％である。

ＡｌもＳｉ同様に固有抵抗を増加ならしめ、鉄損を向上させるために添加される。更に、本発明では、集合組織制御に大きな効果を与え、２．０％を超えると集合組織改善効果に依る全周方向の磁気特性向上は低下するし、コストが上昇する。１．０％より少ないと以上のような効果が少なく、２．０％を超えると鋳造性の劣化や冷間圧延ロールの摩耗が著しくなる。
Ａｌでは単純にＳｉ含有量を上げるよりも、比抵抗は向上するが加工性も確保される。ところで、Ｓｉのみでは、硬度が高くなりＳｉの一部をＡｌに置き換えると固有抵抗は確保されて硬度の著しい上昇を抑えることは、既に述べた様に特許文献２に開示されている。しかし、熱間圧延板焼鈍条件が全くことなり、集合組織の改善の観点が欠落している。好ましい範囲は、１．５〜１．９％である。

Ｍｎは０．１０％より少ないと加工性が劣り、１．０％より多いとＭｎ−（Ｏ，Ｓ）系の介在物を形成し粒成長が妨げられ鉄損が劣る。更に、多くＭｎを含有せしめる場合、フェロマンガン合金鉄からＣのピックアップが有り、Ｃの値が０．００３０％を超えることが度々生じ、精錬の生産性が著しく劣る。０．１〜０．３％である。

固有抵抗向上の為に、Ｓｉ、Ａｌを適度に含有するし、冷間圧延性の改善の為にＳｉ量とＡｌ量のバランスを適切に保つ必要がある。 更に、ＳｉとＡｌの含有量の合計（Ｓｉ＋Ａｌ）について、３．５％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦４．７５％とする。磁気特性の観点から、Ｓｉの上限を３．０％、Ａｌの上限を２．０％としたが、これらを合計で４．７５％を超えて含有すると加工性が著しく劣化し、冷間圧延が困難になり工業生産出来ない。

その他、上記以外の元素については、下記に示す通りである。
Ｓｎは本発明の如く一回冷延法において添加は必須ではない。なぜならば、Ｓｎは、Goss方位集合組織を増長せしめるので、本発明のsplit Gossとは、若干趣を異にし、本発明の主旨である全周方向の特性の向上にあまり寄与しない。通常は不可避的不純物として０．０１％程度含有量される。
Ｂの添加も考えられるが、本発明の成分範囲ではα単相であるので、Ｂは微細析出物をＮと形成し、粒成長性を阻害するので添加はしない。不純物として含有する場合でも０．０００５％以下であることが好ましい。

また、Ｎ、Ｓ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｐ、Ｗ、Ｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｖ、Ｂｉ、Ｚｒ等は不可避的不純物として含有される場合があり、粒成長性の観点からこれらの元素は極力少ない方が好ましいが、工業的な生産では、コストなどの面から下記のようにその含有が許容される。

Ｎは、ＡｌやＴｉと結合して析出物を形成するので、０．００３０％以下とすることが望ましい。Ｓも同様な理由で、０．００３％以下であることが望ましい。
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏは工業生産では不可避的に０．０２％程度以下で含有される。この程度であれば、著しい磁気特性の劣化は起こさない。
Ｓｂは、Ｓｎと同様な集合組織効果はあるものの毒性があり、また絶縁被膜の密着性を阻害するので、工業生産には適していない。工業生産では、不可避的に０．０１％以下含有することを妨げない。

Ｐは、０．０４％以下であれば、磁気特性も機械特性も劣化しない。機械強度調整等のために、Ｐは０．０４％を上限に含有しても良い。その程度であれば、本発明の磁気特性に特に影響はない。
Ｗ、Ｏは磁気特性確保（特に鉄損）のためには、０．００５％以下が好ましい。Ｏは、本発明の様なＳｉ、Ａｌを多く含有する高合金鋼であれば、特別な溶製を行わない限り０．００３％以下となり不都合は無い。
更に、通常の無方向性電磁鋼板の製造においては、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｖ、Ｂｉ、Ｚｒが有害元素として認識されるが、夫々０．００３％以下であることが好ましい。

＜鋼板の磁気特性＞
電磁鋼板の鉄損は、履歴損と渦電流損からなり、履歴損は結晶方位、不純物含有量、結晶粒径、内部歪等に、渦電流損は板厚、固有抵抗等に大きく依存する。本発明は、従来からの生産されている範囲の板厚（０．６５〜０．２０ｍｍ）において、このうち結晶方位、（消す）を主な因子として改善することが目的である。当然、固有抵抗向上の為に、Ｓｉ、Ａｌを適度に含有するし、冷間圧延性の改善の為にＳｉ量とＡｌ量のバランスを適切に保つ必要がある。

＜鋼帯の圧延方向と４５°を成す方向の磁束密度（４５°方向Ｂ５０）と飽和磁束密度Ｂｓの関係＞
既に述べた様に、回転機に用いられる無方向性電磁鋼板において、磁気特性が圧延方向に対する方向に大きく依存する（圧延方向で磁気特性が異なる）と、たとえ、全体として磁気特性が良好であっても、機器コアでの磁束の流れが不均一になり、それを組み込んだ機器としての性能が劣る。
このため、絶対値特性が良好なことに加えて、磁気特性の圧延方向依存性を減じることが求められる。本発明では、磁気特性が最も劣る圧延方向に対して４５°の方向の磁束密度（圧延方向に対して４５°の方向に磁化力５０００Ａ／ｍで励磁した場合の磁束密度、以下、「４５°方向Ｂ５０」と略記する場合がある。）に着目し、磁気特性の圧延方向依存性を、下記式（１）で表される鋼板の飽和磁束密度Ｂｓ（Ｔ）に対する４５°方向Ｂ５０の比（４５°方向Ｂ５０／Ｂｓ）で評価する。
この比の値の上限は１に限りなく近い程良く、下限は０．８３０である。好ましくは、０．８５０である。
Ｂｓ＝2.1561−0.0413[Ｓｉ]−0.0198[Ｍｎ]−0.0604[Ａｌ] ・・・（１）
ここで、［］付元素は、各元素の含有量（質量％）を表す。
この式（１）は、特許文献7によるが、より正確には、Ｍｎ含有量も考慮しなければならず、特許文献７の式にＭｎ項も付けくわえた本式を適用する。

＜製造条件＞
以上述べた無方向性電磁鋼板は、次のような製造方法で製造できる。
（スラブ鋳造）
上記の化学成分を有する無方向性電磁鋼板用の鋼スラブを得るための鋳造は、従来の連続鋳造とする。スラブ加熱を容易にするために、連続鋳造スラブに分塊法を適用することは妨げないが、既述の如くコストが上昇するので極力避けるべきであり、さらに本発明の製造法ではリジングの心配は無くなるので、分塊法は本発明から除外する。

スラブ製造では、公知の連続鋳造法により、初期の厚みが１５０ｍｍから３００ｍｍの範囲、好ましくは２００ｍｍから２５０ｍｍの範囲のスラブを製造する。連続鋳造の際に、柱状晶率を減じてリジング発生の低減させる目的で、電磁撹拌の適用や過冷却の制御操業等が行われているが、特にそれらを妨げるものではない。
また、近年、通常の連続熱間圧延を補完するものとして、厚み３０ｍｍ〜１００ｍｍの薄スラブ鋳造、直接鋼帯を得る鋼帯鋳造（ストリップキャスター）が実用化されているが、急冷状態でＭｎＳ、ＡｌＮ等の残留不純物の微細析出状態が形成されるので、適用は避けることが望ましい。

（スラブ再加熱）
熱間圧延に先立つスラブ再加熱の際の温度の条件は、無方向性電磁鋼板の製造において非常に重要である。これは、不純物元素の固溶、析出に関係するためである。再加熱後の不純物元素を含む化合物の微細析出を防止するためには、スラブ再加熱温度は、１１５０℃以下が好ましい。もちろん、主な有害元素であるＳ，Ｎ等の含有量の絶対値を低減できれば、スラブ加熱温度を上げることも可能であるが、その場合は、それらの含有量を共に０．０００５％以下にすることが求められるので、工業生産としては、現実的ではない。

（熱間圧延）
スラブの熱間圧延条件は、スラブの低温度抽出・高温度圧延が原則であるが、本発明では熱間圧延鋼帯焼鈍を行うので、巻き取り温度は極端に高くする必要はなく、むしろ、高温度圧延はデスケーリング性の観点から好ましくない。
このため、仕上熱間圧延における入口温度は９００℃〜１０００℃、出口温度は８３０〜９００℃とし、巻き取り温度は６００℃〜７００℃とする条件を適用することが好ましい。

（熱間圧延鋼帯焼鈍）
本発明において、熱間圧延後の鋼帯を焼鈍することは必須である。また、熱間圧延鋼帯焼鈍後の結晶粒径が、円相当の平均直径で１００μｍ以上であることも必須である。結晶粒径がこれより小さいと集合組織において｛１１１｝系が増大して磁気特性が劣る。１００μｍ以上であれば再結晶が充分であるので、リジングの課題も消滅する。好ましくは、１２０μｍ以上である。上限は、特に規定しないが、焼鈍コストとの兼ね合いで２００μｍが限界である。
なお、焼鈍後の結晶粒径を上記範囲とするには、焼鈍温度と時間を、次に説明する範囲内で、鋼帯の厚みや鋼組成に応じて適宜調整することにより容易に実施できる。

焼鈍温度は、９５０〜１０５０℃の範囲である。温度が９５０℃より低いと、焼鈍時間が長くなりコストが上昇する。また、温度が１０５０℃を超えると、ＡｌＮ、ＭｎＳ等の析出物が、再固溶して焼鈍後に微細に析出し、仕上げ焼鈍時の粒成長を妨げるようになる。好ましい温度範囲は、９７０℃〜１０１０℃である。焼鈍時間は、３０〜９０秒の範囲である。時間が３０秒より短いと粒成長が十分でなく、９０秒を超えても品質上は問題ないものの焼鈍設備の生産性が低下してコストアップになる。

（冷間圧延）
焼鈍した熱間圧延鋼帯を冷間圧延して最終板厚の冷間圧延鋼帯とする。鋼帯のＳｉ、Ａｌ含有量が多いので、冷間圧延での脆性の問題が生じることがある。このため、冷間圧延は、リバース（可逆式）圧延機で行うことが望ましい。もちろん、タンデム（連続）冷間圧延機でも行うことができるが、破断等のトラブルで生産を阻害することがあるので十分注意すべきである。

冷間圧延の圧延率は、５５〜９０％とする。冷間圧延率が５５％未満の低冷間圧延率領域では、集合組織は｛１１１｝系が主方位となり磁気特性が劣る。冷間圧延率が９０％を超えると、再度{１１１}系が増加し、磁気特性が劣化する。全周方向の磁気特性の観点からは６０〜８０％の冷延率が好ましく、更に好ましくは、６５％〜７８％である。

なお、本発明は１回の冷間圧延による製造法であるため、２回冷延法の一次冷間圧延後の所謂中間焼鈍は不要となる。

（仕上げ焼鈍）
冷間圧延鋼帯の仕上げ焼鈍には連続焼鈍が適用される。本発明では、従来の技術より時間が短いことが特徴である。
仕上げ焼鈍は、時間と温度に大きく影響され、焼鈍時間短縮の為には温度が高い方が良いが、現状は連続焼鈍炉設備仕様で規定され、１０７５℃が最高温度である。低温度側は、９５０℃未満であると、ややはり長い時間の均熱が必要となる。
仕上焼鈍の保持時間が、２０秒未満であると、粒成長が十分でなく、１２０秒を超えてもそれ以上の粒成長は生じないので２０〜１２０秒の範囲とする。９５０℃以下では、粒成長が十分では無く、１０７５℃を超える温度での連続焼鈍の操業は、現在技術的に確立されていない。
なお、集合組織を改善させるために、７５０〜１１５０℃の温度への加熱を１３３℃／秒以上の速度とすることが特許文献６で提案されている。本発明でもこの技術を適用することを妨げない。

（絶縁被膜塗布）
電磁鋼板は積層して使用されるので、層間抵抗を確保するために、絶縁被膜を表面に塗布する。Ｃｒを含むものが従前適用されているが、昨今、Ｃｒフリーの被膜も開発されており、どちらでも構わない。

＜実施例１＞
表１に示す成分を有する溶製した溶鋼を、通常の連続鋳造機でリジングの軽減の為に電磁撹拌を適用して鋳造して、２５０ｍｍ厚のスラブを得、１１５０℃でスラブ再加熱後、従来の連続熱間圧延を行い、温度６５０±３０℃で巻き取り、厚さ１．８ｍｍの熱延鋼帯を得た。その後、１０００℃で９０秒の熱延鋼帯焼鈍を施し、酸洗後、０．５０ｍｍに冷間圧延した(圧延率７２．２％)。その後、水素３０％、残部窒素、露点−４０℃の雰囲気で、１０２５℃で３０秒の仕上焼鈍を施した。
表１に得られた無方向電磁鋼板の磁気特性の測定結果を示す。化学成分が本発明の要件を満たし、適切な製造条件で製造されたものは、４５°方向Ｂ５０／Ｂｓの値が０．８３０以上となり、全周方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板が得られることが確認された。

＜実施例２＞
表１の成分Ａ１０の溶鋼から通常の方法でスラブを得て、実施例1の条件で、種々の厚みの熱延鋼帯を得て、実施例１に加え、更に表２の条件で工程処理した。表２に得られた無方向電磁鋼板の磁気特性の測定結果及びリジング判定の結果を示す。
なお、鉄損は、従来より周波数が高い400ヘルツ、磁束密度1.0Tで評価した。また、リジングの判定は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１に準じて表面粗度計で冷延方向に垂直方向（板幅方向）に測定し行った。例えば、判定は、18mm測定し、両端の1ｍｍを除き、粗度値(輪郭曲線要素の高さの最大値Zt）で行い、その判定基準は、経験に依り表３の通りである。

製造条件が本発明の要件を満たすものは、製造上問題なく、４５°方向Ｂ５０／Ｂｓの値が０．８３０以上で、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板が製造できることが確認された。これに対し、製造条件が本発明の要件を満たさないものは、磁気特性が劣っているか、製造上問題があった。
ｂ１は、熱間圧延鋼帯焼鈍温度が高く、ｂ８は仕上焼鈍温度が低く、ｂ９は、仕上焼鈍時間が短く、焼鈍条件が適切でなかったので、粒成長性が劣り、鉄損が劣位であった。
ｂ２は、熱間圧延鋼帯焼鈍温度が低く、ｂ３は、熱間圧延鋼帯焼鈍時間が短かく、ｂ５は、熱間圧延鋼帯焼鈍温度が低く、焼鈍条件が適切でなく、磁束密度比が劣位であった。
ｂ４、ｂ１０は熱間圧延鋼帯焼鈍時間が長く、製造上問題があった。
ｂ６、ｂ７は冷間圧延率が適切でなく、ｂ６は、冷間圧延率が高すぎ、磁束密度が低く、ｂ７は、板厚が厚いことを含めて鉄損が劣位であった。

Claims (2)

1. 質量％で、Ｃ：０．００３０％以下、Ｓｉ：２．０〜３．０％、Ａｌ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：０．１０〜０．５０％、かつ３．５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦４．７５％を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板の圧延方向と４５°を成す方向の磁束密度（Ｂ５０）が、下記式（１）で示される鋼板の飽和磁束密度Ｂｓ（Ｔ）の０．８３０以上を有し、かつ、ＪＩＳ Ｂ ０６０１に準じて表面粗度計で冷延方向に垂直方向に１８ｍｍ測定し、両端の１ｍｍを除いた粗度値が５．５μｍ以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
   Ｂｓ＝2.1561−0.0413[Ｓｉ]−0.0198[Ｍｎ]−0.0604[Ａｌ] ・・・（１）
   ここで、［］付元素は、各元素の含有量（質量％）を表す。
2. 質量％で、Ｃ：０．００３０％以下、Ｓｉ：２．０〜３．０％、Ａｌ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：０．１０〜１．０％、かつ３．５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦４．７５％を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、連続鋳造法で製造し、次いで前記鋼スラブに熱間圧延を施し、次いで熱間圧延鋼帯焼鈍を施し、一回の冷間圧延を施し、仕上焼鈍を行って無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、前記熱間圧延鋼帯焼鈍を９５０〜１０５０℃で３０〜９０秒間施し、該焼鈍後の円相当結晶粒平均直径を１００μｍ以上とし、前記冷間圧延の圧延率を５５〜９０％とし、その後、前記仕上焼鈍を９５０℃以上で２０〜１２０秒間施すことにより、前記仕上焼鈍後の鋼板において、鋼板の圧延方向と４５°を成す方向の磁束密度（Ｂ５０）が、下記式（１）で示される鋼板の飽和磁束密度Ｂｓ（Ｔ）の０．８３０以上となり、かつ、ＪＩＳ Ｂ ０６０１に準じて表面粗度計で冷延方向に垂直方向に１８ｍｍ測定し、両端の１ｍｍを除いた粗度値が５．５μｍ以下となるようにしたことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
   Ｂｓ＝2.1561−0.0413[Ｓｉ]−0.0198[Ｍｎ]−0.0604[Ａｌ] ・・・（１）
   ここで、［］付元素は、各元素の含有量（質量％）を表す。