JPH06279859A - 鉄損および磁束密度が極めて優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 特殊元素添加や熱延板焼鈍を行うことなく鉄
損、磁束密度が極めて優れた無方向性電磁鋼板を製造す
ること 【構成】 Ｓｉ：０．４〜１．６ｗｔ％の鋼において、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８〜０．１２ｗｔ％とし、熱延時
のスラブ加熱温度をＳｉ量との関係で規定される所定の
範囲とし、且つ仕上温度を７５０〜８５０℃として熱間
圧延を行うことにより主にＡｌＮの析出状態を制御し、
引き続き巻取処理をＳｉ量によって規定される所定温度
範囲で行うことにより、最終的な磁気特性に有利なＡｌ
Ｎ析出状態、熱延板結晶粒径および集合組織を有する冷
延前組織とし、酸洗後、圧下率６５〜９０％の１回の冷
延により製品板厚とした後、Ｓｉ，Ａｌ量によって規定
される所定の温度範囲で最終仕上焼鈍を行う。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、電気機器のモーター
やトランス用の鉄芯材料として好適な、鉄損および磁束
密度ともに極めて優れた無方向性電磁鋼板の製造方法に
関するものである。

【０００２】

【従来の技術】無方向性電磁鋼板は、大型〜小型重電機
器用モーター、汎用モーター、家電用モーター、変圧
器、安定器等の鉄芯材料として広く用いられている。無
方向性電磁鋼板は鉄損レベルによってグレード分けされ
ており、モーターやトランスの設計特性に合せてその使
い分けがなされている。無方向性電磁鋼板のグレードに
は、大きく分けて高級、中級、低級の三つがあり、現在
でも需要の増加している中小型電気機器には、主に比較
的安価で磁束密度の高い低、中級グレードの鋼板が多く
使用されている。近年、中・小型電気機器に用いられる
鉄芯材料には、エネルギー節減の観点からは一層の低鉄
損化が、また、電気機器の小型化の観点からは一層の高
磁束密度化が要求されており、従来の電磁鋼板よりも鉄
損および磁束密度ともに格段に優れた無方向性電磁鋼板
の開発が強く要望されている。

【０００３】このような背景から、これまでにも鉄損の
改善または磁束密度の改善を目的とした極めて多くの技
術が開示され、また、鉄損と磁束密度の両方をともに改
善することを目的とした技術も数多く提案されている。
これら従来の技術は、熱間圧延、冷間圧延、仕上焼鈍等
の製造工程の改善、基本成分の最適化、特殊元素の添
加、熱延板焼鈍の付与或いはこれらの組み合わせによ
り、磁気特性の改善を図ることを狙いとしているが、そ
の多くは特開昭５７−３５６２８号公報に代表されるよ
うな熱間圧延条件と熱延板焼鈍の組み合わせ、或いは特
公昭６２−５６２２５号公報や特開平２−２６３９５２
号公報に代表されるような特殊元素の添加と熱延板焼鈍
の組み合わせといった熱延板焼鈍を利用した技術であ
る。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、製造工
程の追加となる熱延板焼鈍を実施する技術や、特開昭５
４−１６３７２０号公報（Ｂ添加）や特開昭５５−１５
８２５２号公報（Ｓｎ添加）に代表されるような特殊元
素を添加する技術は大きなコスト高を招き、これらの技
術により安価で磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を製
造することは困難である。一方、製造工程だけを改善す
ることで製造コストを低く抑えた技術として、熱間圧延
条件を規定した特公昭５７−５２４１０号公報、冷間圧
延条件＋仕上焼鈍条件を規定した特開昭４８−３２７２
２号公報、仕上焼鈍条件を規定した特開昭５６−２９６
２８号公報等が提案されているが、これらの技術では鉄
損と磁束密度の大きな向上は達成されておらず、製造工
程の改善だけでは通常の電磁鋼板と較べて鉄損値および
磁束密度の両方を著しく向上させることは難しい。

【０００５】また、基本成分を最適化する技術も同様に
製造コストを低く抑えることができるが、上述した製造
工程の改善に関する技術と比較すると開示されている技
術は少ない。ここで、基本成分のなかでも電気抵抗を高
め、電磁鋼板の鉄損に大きな影響を及ぼすＳｉ，Ａｌの
添加量に着目すると、特開昭５８−２５４２７号公報の
ようにＡｌ量が０．６ｗｔ％以上とＡｌ添加量の多い技
術は製造コストが高く、磁気特性の優れた無方向性電磁
鋼板を安価に製造することは困難である。一方、Ａｌ添
加量の少ない技術としては特公昭４８−３０５５号公報
があるが、この技術は熱間圧延、冷間圧延、仕上焼鈍と
いった製造条件が適正化されておらず、しかもＳ量が高
く、硫化物や酸化物の影響等が無害化されていないた
め、通常の電磁鋼板に較べて鉄損および磁束密度の大き
な向上は達成されていない。

【０００６】以上のように、従来開示されている製造工
程だけを改善する技術或いは基本成分の最適化だけを行
う技術では、鉄損値および磁束密度をともに著しく改善
することは難しい。本発明はこのような従来の問題に鑑
みなされたもので、コスト高を招く特殊元素の添加や熱
延板焼鈍の付与を行うことなく、基本成分の最適化と製
造工程の改善とにより、鉄損および磁束密度ともに極め
て優れた無方向性電磁鋼板を製造することができる方法
を提供しようとするものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、特殊元素
の添加や熱延板焼鈍の実施の場合と同程度の磁気特性が
得られる無方向性電磁鋼板の製造方法を見出すべく、少
量Ａｌ添加の場合のＳｉ量に応じた最適Ａｌ量と、この
成分の下での最適製造条件（熱延加熱温度、仕上温度、
巻取温度、冷間圧延率、最終仕上焼鈍温度）について検
討を行い、以下のような成分および製造条件とすること
で鉄損および磁束密度ともに極めて優れた無方向性電磁
鋼板が得られることを見出した。

【０００８】すなわち、Ｓｉ量を０．４〜１．６ｗｔ％
の範囲とした鋼において、Ｓｏｌ．Ａｌ量を０．０８〜
０．１２ｗｔ％の範囲に制御した上で、熱間圧延時のス
ラブ加熱温度をＳｉ量との関係で規定される所定の範囲
とし、且つ仕上温度を７５０〜８５０℃として熱間圧延
を行うことにより主にＡｌＮの析出状態を制御し、引き
続き巻取処理をＳｉ量によって規定される最適温度範囲
で行うことにより、最終的に得られる磁気特性にとって
有利なＡｌＮの析出状態、熱延板結晶粒径および熱延板
集合組織を有する冷間圧延前組織とする。さらに、酸洗
後、圧下率６５〜９０％の１回の冷間圧延により製品板
厚とした後、Ｓｉ，Ａｌ量によって規定される所定の温
度範囲で最終仕上焼鈍を行うことにより、鉄損および磁
束密度ともに極めて優れた無方向性電磁鋼板を得ること
ができる。

【０００９】本発明は以上のような知見に基づきなされ
たもので、Ｓｉ：０．４〜１．６ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．０８〜０．１２ｗｔ％、Ｃ：０．００５０ｗｔ
％以下、Ｍｎ：０．２〜１．０ｗｔ％、Ｓ：０．００８
ｗｔ％以下、Ｐ：０．１５ｗｔ％以下、Ｎ：０．００５
０ｗｔ％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなる鋼スラブを、下記（１）式を満足する加熱温度Ｔ
₁（℃）に加熱し、 １０２３＋６７×（Ｓｉ）≦Ｔ₁≦１１１７＋８３×（Ｓｉ） …（１） 但し （Ｓｉ）：Ｓｉ量（ｗｔ％） 仕上温度７５０〜８５０℃で熱間圧延した後、下記
（２）式を満足する巻取温度Ｔ₂（℃）で巻取り、 ５８０＋５０×（Ｓｉ）≦Ｔ₂≦６５０＋６３×（Ｓｉ） …（２） 但し （Ｓｉ）：Ｓｉ量（ｗｔ％） 酸洗後、圧下率６５〜９０％の１回の冷間圧延により製
品板厚とした後、下記（３）式を満足する温度Ｔ
₃（℃）で３０秒〜５分仕上焼鈍することを特徴とする
鉄損および磁束密度が極めて優れた無方向性電磁鋼板の
製造方法である。 ７３１＋１０８×（Ｓｉ）−２５０×（Ａｌ）≦Ｔ₃≦８２３＋１１７× （Ｓｉ）−３７５×（Ａｌ） …（３） 但し （Ｓｉ）：Ｓｉ量（ｗｔ％） （Ａｌ）：Ｓｏｌ．Ａｌ量（ｗｔ％）

【００１０】

【作用】以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説
明する。従来、鋼板の電気抵抗を大きく高め、鉄損を支
配する主要な元素がＳｉとＡｌであることは知られてい
るが、鉄損、磁束密度いずれにとっても最適なＳｉ，Ａ
ｌ量という観点では、これら成分の検討はほとんど行わ
れていない。これはＳｉ，Ａｌ量の最適化のみでは、鉄
損および磁束密度ともに非常に優れた値を得ることは困
難なためである。そこで本発明者らは、安価で鉄損およ
び磁束密度ともに極めて優れた無方向性電磁鋼板の製造
を可能とするために、コスト上昇を抑えるという観点か
ら少量のＡｌ添加を前提とし、この場合のＳｉ量に応じ
た最適Ａｌ量を検討するとともに、その成分に応じた最
適製造条件についても詳細に検討し、先に述べたような
本発明の製造方法を確立した。このような本発明の製造
方法により極めて優れた磁気特性が得られる理由は以下
の通りである。

【００１１】先に述べたようにＳｉ：０．４〜１．６ｗ
ｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８〜０．１２ｗｔ％とし、
熱間圧延時におけるスラブ加熱温度をＳｉ量との関係で
規定される所定の温度範囲とし、引き続き仕上温度７５
０〜８５０℃で熱間圧延を行うことにより、主にＡｌＮ
の析出状態が制御される。続いて、この熱間圧延後の鋼
板をＳｉ量によって規定される所定の温度範囲で巻取処
理することにより、最終的に得られる磁気特性にとって
有利なＡｌＮの析出状態、熱延板結晶粒径および熱延板
集合組織を具備した冷間圧延前組織を得ることができ
る。すなわち、この冷間圧延前組織は、微細粒および粗
大粒を含まない均一再結晶粒成長組織にＡｌＮが最適な
サイズで析出しており、その集合組織は磁気特性上有害
な〔１１１〕が抑制され、磁気特性上好ましい〔１０
０〕、〔１１０〕等が発達している。

【００１２】ＡｌＮに関しては、微細なＡｌＮは冷延焼
鈍時に〔１１１〕集合組織の核生成サイトとなり、一
方、粗大なＡｌＮは冷延焼鈍時の均一な再結晶を妨げる
ことによって、それぞれ磁気特性を劣化させる。また、
結晶粒径に関しては、微細な結晶粒を含む場合には〔１
１１〕の優先核生成サイトである粒界面積が大きく、こ
のため冷延焼鈍後の磁気特性が劣化し、一方、粗大な結
晶粒を含む場合には冷間圧延時の変形抵抗が不均一にな
るため、冷延焼鈍後に混粒組織となり磁気特性が劣化す
る。これに対し、本発明によって得られる冷間圧延前組
織は、ＡｌＮは〔１１１〕集合組織の核生成サイトとな
らず、均一な再結晶を妨げない適正な析出状態に、ま
た、熱延板結晶粒径は〔１１１〕集合組織の発生頻度を
下げ、冷間圧延時の変形抵抗が均一になる適正粒径に、
さらに、熱延板集合組織は磁気特性上好ましい集合組織
にすることができる。

【００１３】このような冷間圧延前組織を有する熱延板
に、酸洗後６５〜９０％の圧下率で１回の冷間圧延を行
い製品板厚とした後、Ｓｉ、Ａｌ量との関係で規定され
る所定の温度範囲で仕上焼鈍を行うことにより、結晶粒
径、集合組織、析出物のいずれもが鉄損、磁束密度の双
方にとって最適な状態となり、この結果、鉄損および磁
束密度をともに著しく改善することができる。以下、本
発明の重要な要件であるＳｉ量、Ａｌ量、熱延加熱温
度、巻取温度、最終仕上焼鈍温度の各条件を規定するに
到った経緯とそれらの限定理由を説明する。

【００１４】まず、Ｓｉ量に応じた最適Ａｌ量について
説明すると、図１は表１に示す各鋼、すなわちＳｉ含有
量がそれぞれ０．３５ｗｔ％、０．４１ｗｔ％、１．０
０ｗｔ％、１．５８ｗｔ％、１．８０ｗｔ％である鋼
を、同表に示す製造条件により板厚０．５０ｍｍの製品
とした際の、鉄損および磁束密度をＳｏｌ．Ａｌ量で整
理して示したものである。これによれば、Ｓｉ量が本発
明範囲内（０．４〜１．６ｗｔ％）にある０．４１％Ｓ
ｉ鋼、１．００％Ｓｉ鋼および１．５８％Ｓｉ鋼では、
Ｓｏｌ．Ａｌ量を０．０８〜０．１２ｗｔ％の範囲と
し、且つ本発明範囲内の製造条件とすることにより、鉄
損および磁束密度ともに非常に優れた値が得られてい
る。後述するようにＡｌＮの析出状態は各製造工程の最
適条件に大きな影響を及ぼすので、上記のようにＡｌ量
を厳密に制御することは本発明において非常に重要な意
味をもっている。

【００１５】一方、図１に示した０．３５％Ｓｉ鋼や
１．８０％Ｓｉ鋼、さらにはＳｉが０．４ｗｔ％未満お
よび１．６ｗｔ％超の他の鋼については、表１に示した
製造条件だけでなく種々の製造条件について検討を行っ
たが、いずれの場合も鉄損および磁束密度ともに非常に
優れた値を得ることができる最適Ａｌ量を見出すことは
できなかった。これは、Ｓｉ量が０．４ｗｔ％未満では
回復・再結晶が早いことに加え、熱間圧延時の変形抵抗
が小さ過ぎるため、微細なＡｌＮを少量析出する程度の
転位しか熱間圧延中に導入されないことによるものであ
る。このため、磁気特性にとって最適なＡｌＮの析出状
態を具備した冷間圧延前組織を得ることができず、最終
的に鉄損および磁束密度ともに非常に優れた値を得るこ
とはできない。一方、Ｓｉ量が１．６ｗｔ％を超える
と、変態のない組成となるために熱間圧延が全てα域で
行われることになり、このため再結晶が遅れて熱間圧延
中に存在する転位量が結果的に多くなり、加えてα域で
のＡｌＮの固溶度が小さいことから微細なＡｌＮの析出
が過多となり、これらのために最終的な磁気特性にとっ
て有利な冷間圧延前組織を得ることができず、鉄損およ
び磁束密度ともに非常に優れた値を得ることができな
い。以上の理由から、本発明では鋼成分のうちＳｉ量と
Ｓｏｌ．Ａｌ量を、Ｓｉ：０．４〜１．６ｗｔ％、Ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．０８〜０．１２ｗｔ％と規定する。

【００１６】次に、熱間圧延時のスラブ加熱温度の範囲
について説明すると、図２は表２に示す各鋼、すなわち
Ｓｉ−Ｓｏｌ．Ａｌ量がそれぞれＳｉ：０．４２ｗｔ％
−Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０ｗｔ％、Ｓｉ：１．００ｗｔ
％−Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８ｗｔ％、Ｓｉ：１．００ｗ
ｔ％−Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１２ｗｔ％、Ｓｉ：１．５９
ｗｔ％−Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０ｗｔ％である鋼を、同
表に示す製造条件により板厚０．５０ｍｍの製品とした
際の、鉄損および磁束密度と熱延加熱温度との関係を示
したものである。なお、各鋼板の成分条件および熱延加
熱温度以外の製造条件はいずれも本発明範囲内とした。
図２によれば、熱延加熱温度には最適な範囲（図中矢印
で示した範囲）があり、この範囲内では鉄損および磁束
密度ともに非常に優れた値が得られることが判る。ま
た、この最適加熱温度の範囲は、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
８〜０．１２ｗｔ％の範囲ではＳｏｌ．Ａｌ量に拘りな
くＳｉ量が高いほど高温側にシフトする傾向が見られ
る。

【００１７】そこで、本発明者らはＳｏｌ．Ａｌ：０．
０８〜０．１２ｗｔ％の範囲においてＳｉ量を種々変化
させた鋼を対象に、熱延加熱温度以外を本発明範囲内と
した製造条件の下で、優れた鉄損値および磁束密度が得
られる熱延加熱温度の範囲とＳｉ量との関係を詳細に調
査した。図３はその結果を示すもので、最適加熱温度範
囲の上限および下限がいずれもＳｉ量とよい相関を示し
ている。この図３に示される最適加熱温度の範囲をＳｉ
量の関係式で表すと、下記（１）式が得られる。 １０２３＋６７×（Ｓｉ）≦Ｔ₁≦１１１７＋８３×（Ｓｉ） …（１） 但し （Ｓｉ）：Ｓｉ量（ｗｔ％）

【００１８】以上の結果から、本発明では熱間圧延時に
鋼スラブを上記（１）式を満足する加熱温度Ｔ₁に加熱
することをその条件とする。上記（１）式で規定される
上限温度よりも高温でスラブ加熱を行うと、再溶解・再
析出する微細ＡｌＮの量が多くなるとともに、再溶解・
再析出するＭｎＳの量も多くなり、熱間圧延中に導入さ
れた転位だけでなく上記ＭｎＳをも核として微細ＡｌＮ
が析出するため、冷間圧延前組織における微細ＡｌＮの
析出量が過多になる。このため、仕上焼鈍後に鉄損およ
び磁束密度を著しく向上させ得るような冷間圧延前組織
とすることができない。また、上記（１）式で規定され
る下限温度よりも低温でスラブ加熱を行った場合には、
再溶解・再析出する微細ＡｌＮの量は少なくなるもの
の、既に析出していたＡｌＮが粗大化するため、この場
合にもやはり仕上焼鈍後に鉄損および磁束密度を著しく
向上させ得るような冷間圧延前組織とすることができな
い。

【００１９】次に、熱延巻取温度について説明すると、
図４は表３に示す各鋼、すなわち、Ｓｉ−Ｓｏｌ．Ａｌ
量がそれぞれＳｉ：０．４２ｗｔ％：−Ｓｏｌ．Ａｌ：
０．１０ｗｔ％、Ｓｉ：１．００ｗｔ％−Ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．０８ｗｔ％、Ｓｉ：１．００ｗｔ％−Ｓｏｌ．
Ａｌ：０．１２ｗｔ％、Ｓｉ：１．５９ｗｔ％−Ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．１０ｗｔ％である鋼を、同表に示す製造
条件により板厚０．５０ｍｍの製品とした際の、鉄損お
よび磁束密度と巻取温度の関係を示したものである。な
お、各鋼板の成分条件および巻取温度以外の製造条件は
いずれも本発明範囲内とした。図４によれば巻取温度に
は最適な範囲（図中矢印で示した範囲）があり、この範
囲内では鉄損および磁束密度ともに著しく改善されてい
ることが判る。また、この最適巻取温度の範囲はＳｏ
ｌ．Ａｌ：０．０８〜０．１２ｗｔ％の範囲ではＳｏ
ｌ．Ａｌ量に拘りなくＳｉ量が高いほど高温側にシフト
する傾向が見られる。

【００２０】そこで、本発明者らはＳｏｌ．Ａｌ量が
０．０８〜０．１２ｗｔ％の範囲においてＳｉ量を種々
変化させた鋼を対象に、巻取温度以外を本発明範囲内と
した製造条件の下で、優れた鉄損値および磁束密度が得
られる巻取温度の範囲とＳｉ量の関係を詳細に調査し
た。図５はその結果を示すもので、巻取温度の上限およ
び下限がいずれもＳｉ量とよい相関を示している。この
図５に示された最適巻取温度の範囲をＳｉ量の関係式で
表すと、下記（２）式が得られる。 ５８０＋５０×（Ｓｉ）≦Ｔ₂≦６５０＋６３×（Ｓｉ） …（２） 但し （Ｓｉ）：Ｓｉ量（ｗｔ％）

【００２１】以上の結果から、本発明では熱延板の巻取
処理を上記（２）式を満足する巻取温度Ｔ₂で行うこと
をその条件とする。上記（２）式で規定される上限温度
よりも高温で熱延巻取を行うと、熱間圧延により析出し
たＡｌＮが粗大化し、最終的に得られる磁気特性にとっ
て有利なＡｌＮの析出状態とすることができないため、
続く冷間圧延、仕上焼鈍を本発明条件にしたがって行っ
たとしても、鉄損および磁束密度を著しく向上させるこ
とはできない。また、上記（２）式で規定される下限温
度よりも低温で熱延巻取を行った場合は、巻取温度が低
すぎるためＡｌＮを最終的に得られる磁気特性にとって
有利な大きさまで成長させることができず、このため微
細なＡｌＮが残存し、また、熱延板の結晶粒も十分に再
結晶成長せず、加えて集合組織も好ましい状態とならな
いため、続く冷間圧延、仕上焼鈍を本発明条件で行った
としても、鉄損および磁束密度を著しく向上させること
はできない。

【００２２】次に、最終仕上焼鈍条件について説明する
と、図６は表４に示す各鋼、すなわちＳｉ−Ｓｏｌ．Ａ
ｌ量がそれぞれ、Ｓｉ：０．４２ｗｔ％−Ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．０８ｗｔ％、Ｓｉ：１．００ｗｔ％−Ｓｏｌ．
Ａｌ：０．０８ｗｔ％、Ｓｉ：１．００ｗｔ％−Ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．１２ｗｔ％、Ｓｉ：１．５９ｗｔ％−Ｓ
ｏｌ．Ａｌ：０．１２ｗｔ％である鋼を、同表に示す製
造条件により板厚０．５０ｍｍの製品とした際の、鉄損
および磁束密度と仕上焼鈍温度の関係を示したものであ
る。なお、各鋼板の成分条件および仕上焼鈍温度以外の
製造条件はいずれも本発明範囲内とし、また、仕上焼鈍
時間はいずれも２分とした。図６によれば仕上焼鈍温度
には最適な範囲（図中矢印で示した範囲）があり、この
範囲内では鉄損値および磁束密度ともに著しく向上して
いることが判る。また、この最適範囲はＳｉ量が多いほ
ど、また、Ｓｏｌ．Ａｌ量が少ないほど高温側にシフト
する傾向が見られる。

【００２３】そこで、本発明者らはＳｉ：０．４〜１．
６ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８〜０．１２％の範囲
においてＳｉ、Ｓｏｌ．Ａｌ量を種々変化させた鋼を対
象に、仕上焼鈍温度以外を本発明範囲内とした製造条件
の下で、優れた鉄損値および磁束密度が得られる仕上焼
鈍温度の範囲（上限温度および下限温度）とＳｉ、Ｓｏ
ｌ．Ａｌ量の関係を詳細に調査した。図７はその結果を
示すもので、Ｓｉ、Ｓｏｌ．Ａｌ量の関係式として仕上
焼鈍温度の上限は８２３＋１１７×（Ｓｉ量）−３７５
×（Ｓｏｌ．Ａｌ量）で、また、下限は７３１＋１０８
×（Ｓｉ量）−２５０×（Ｓｏｌ．Ａｌ量）で定式化さ
れることが判る。したがって、最適仕上焼鈍温度の範囲
は下記（３）式で表すことができる。 ７３１＋１０８×（Ｓｉ）−２５０×（Ａｌ）≦Ｔ₃≦８２３＋１１７× （Ｓｉ）−３７５×（Ａｌ） …（３） 但し （Ｓｉ）：Ｓｉ量（ｗｔ％） （Ａｌ）：Ｓｏｌ．Ａｌ量（ｗｔ％）

【００２４】以上の結果から、本発明では仕上焼鈍を上
記（３）式を満足する焼鈍温度Ｔ₃で行うことをその条
件とする。上記（３）式で規定される上限温度よりも高
温で仕上焼鈍を行うと、磁気特性に望ましくない〔１１
１〕集合組織が優先的に発達する。このため、仮に最終
的に得られる磁気特性にとって有利なＡｌＮの析出状
態、熱延板結晶粒径、熱延板集合組織を具備した冷間圧
延前組織とし、且つ酸洗後６５〜９０％の適正な圧下率
で冷間圧延を行っていても、最終的に鉄損値および磁束
密度を著しく向上させることはできない。また、上記
（３）式で規定される下限温度よりも低温で仕上焼鈍を
行った場合には、焼鈍温度が低過ぎるため仕上焼鈍後の
粒径が十分に粗大化せず、このため優れた鉄損値が得ら
れないばかりか、高磁束密度を得るのに望ましい〔１０
０〕、〔１１０〕集合組織の発達が十分でないため、優
れた磁束密度を得ることもできない。したがって、この
場合にも鉄損および磁束密度を著しく向上させることは
できない。

【００２５】

【表１】

【００２６】

【表２】

【００２７】

【表３】

【００２８】

【表４】

【００２９】次に、Ｓｉ、Ａｌ以外の成分の限定理由に
ついて説明する。Ｃは磁気時効によって磁気特性を著し
く劣化させるため、上限を０．００５０ｗｔ％とする。
また、鉄損低下の観点からはＣの上限はより低い方が好
しい。ＭｎはＳと反応し、ＭｎＳを形成することによっ
て磁気特性に影響を及ぼす。特に、Ｍｎが少ない場合に
は熱間圧延中に微細なＭｎＳが析出し、これを核として
ＡｌＮが析出するため、本発明の重要な要件であるＡｌ
Ｎの析出状態の制御を著しく阻害し、鉄損および磁束密
度の著しい向上を困難にする。このためＭｎの下限は
０．２ｗｔ％とする。一方、Ｍｎ量が多くなると熱間圧
延段階で再溶解・再析出するＭｎＳの量が減少するの
で、ＭｎＳによる悪影響は減少する。しかし、１．０ｗ
ｔ％を超えるとこの効果は飽和するので、コスト面から
Ｍｎの上限は１．０ｗｔ％とする。

【００３０】ＳはＭｎＳの析出量に関係するが、上述し
たようにＭｎＳの析出量が多いとＡｌＮの析出状態の制
御を著しく阻害するため、Ｓの上限は０．００８ｗｔ％
とする。なお、鋼板の磁気特性をより高めるためには、
Ｓは０．００６％ｗｔ以下とすることが好しい。Ｐは鋼
板の硬度を高めることで打ち抜き性を向上させる作用が
あるので、所望の打ち抜き硬度を得るために、Ｓｉ＋Ａ
ｌ量に応じてその必要添加量が決められる。但し、その
含有量が多くなり過ぎると磁束密度が劣化するので、上
限を０．１５ｗｔ％とする。

【００３１】Ｎは、固溶Ｎとなるか或いはＡｌＮを生成
するかのいずれかであるが、固溶Ｎが多くなると、最適
なＳｏｌ．Ａｌ量とし且つ最適な製造条件で製造したと
しても、固溶Ｎ自体の悪影響により鉄損および磁束密度
の著しい向上は望めない。Ｎが０．００５０ｗｔ％を超
えると、固溶Ｎが上述したような弊害を引き起こすので
上限を０．００５０ｗｔ％とする。また、本発明者らは
Ｎ量はＡｌＮの析出量には影響を及ぼすが、ＡｌＮの析
出形態にはほとんど影響を及ぼさず、したがって、Ｎ量
についてはＳｏｌ．Ａｌ量のような厳密な制御を行わな
くとも本発明の効果が得られることも確認している。

【００３２】次に、上述した熱延加熱温度、巻取温度お
よび仕上焼鈍温度以外の製造条件について説明する。熱
延仕上温度は、磁気特性にとって最適な冷間圧延前組織
とするために７５０〜８５０℃の範囲とする。仕上温度
が８５０℃を超えるとα域での圧延温度範囲が狭く、最
適なＡｌＮの析出状態を実現することが困難になる。一
方、仕上温度が７５０℃未満では仕上圧延後の熱延板に
圧延歪が多く残存し、これがＡｌＮの析出状態、熱延板
結晶粒径および熱延板集合組織に悪影響を及ぼす。

【００３３】酸洗後の冷間圧延の圧下率は６５〜９０％
とする。冷間圧延の圧下率を適正化しないと、仮に冷間
圧延前組織が鉄損および磁束密度にとって最適であって
も、仕上焼鈍後に磁気特性にとって最適な粒径および集
合組織が得られない。すなわち、圧下率が９０％を超え
ると、他の製造条件が適正であっても仕上焼鈍後の集合
組織が板面に〈１１１〉軸を多く含んだものとなり、高
磁束密度が得られないばかりでなく、組織も細粒となる
ため鉄損も大きく劣化する。一方、圧下率が６５％未満
では、他の製造条件が適正であってもＡｌＮの析出状態
との関係で仕上焼鈍後に混粒組織となり、優れた鉄損値
および磁束密度を得ることができない。

【００３４】仕上焼鈍時間は３０秒〜５分とする。焼鈍
時間が５分を超えると磁気特性にとって望ましくない
〔１１１〕集合組織が優先的に発達してくるため、優れ
た鉄損値および磁束密度を得ることができない。一方、
焼鈍時間が３０秒未満では、仕上焼鈍後の粒径が十分に
粗大化しないために優れた鉄損値が得られず、また、高
磁束密度を得るのに望ましい〔１００〕、〔１１０〕集
合組織の発達が十分でないため、優れた磁束密度を得る
こともできない。なお、本発明の製造方法により仕上焼
鈍を経て得られた無方向性電磁鋼板は、その後に歪取焼
鈍を行ってもその優れた鉄損値および磁束密度を保持す
る。また、同じく調質圧延を施し、しかる後歪取焼鈍を
行っても、同様にその優れた鉄損値および磁束密度を保
持する。

【００３５】

【実施例】

〔実施例１〕表５および表６に示す成分の鋼を転炉、Ｒ
Ｈにより溶製し、これを連続鋳造でスラブとなし、供試
材Ｎｏ．１〜１１については加熱温度１１００℃、仕上
温度８００℃、巻取温度６４０℃で、供試材Ｎｏ．１２
〜２１については加熱温度１１５０℃、仕上温度８１０
℃、巻取温度６７０℃で、さらに、供試材Ｎｏ．２２〜
３２については加熱温度１１８０℃、仕上温度８２０
℃、巻取温度７００℃でそれぞれ熱間圧延し、板厚２ｍ
ｍの熱延板を得た。なお、上記熱間圧延条件はいずれも
本発明範囲の条件である。

【００３６】上記各熱延板を酸洗した後、本発明条件に
従い製品板厚の０．５０ｍｍ（圧下率７５％）に冷間圧
延し、次いで、供試材Ｎｏ．１〜１１は８００℃で、供
試材Ｎｏ．１２〜２１は８５０℃で、供試材Ｎｏ．２２
〜３２は９１０℃でそれぞれ２分の連続焼鈍を実施し、
製品とした。得られた各製品の仕上焼鈍後の磁気特性を
表５及び表６に示す。この結果から、本発明法によれば
鉄損値および磁束密度が極めて優れた無方向性電磁鋼板
を製造できることが判る。これに対して製造条件が本発
明条件を満足しても、成分条件が本発明条件から外れた
比較例の鋼板では、鉄損および磁束密度のいずれも優れ
た値が得られていない。

【００３７】

【表５】

【００３８】

【表６】

【００３９】〔実施例２〕表７に示す本発明の成分条件
を満足する鋼を転炉、ＲＨにより溶製し、連続鋳造でス
ラブとなし、これを熱間圧延し、酸洗後板厚０．５０ｍ
ｍに冷間圧延し、次いで連続焼鈍を実施して製品とし
た。これら製品の仕上焼鈍後の磁気特性を、熱延条件、
冷圧率および仕上焼鈍条件とともに表８ないし表１１に
示す。この結果から、本発明法によれば鉄損値および磁
束密度が極めて優れた無方向性電磁鋼板を製造できるこ
とが判る。これに対して成分条件が本発明条件を満足し
ても、製造条件が本発明条件から外れた比較例の鋼板で
は、鉄損および磁束密度のいずれも優れた値が得られて
いない。

【００４０】

【表７】

【００４１】

【表８】

【００４２】

【表９】

【００４３】

【表１０】

【００４４】

【表１１】

【００４５】

【発明の効果】以上述べたように本発明によれば、安価
でしかも鉄損値および磁束密度がともに極めて優れた無
方向性電磁鋼板を製造することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】種々のレベルのＳｉ量におけるＳｏｌ．Ａｌ量
が磁気特性に及ぼす影響を示すグラフ

【図２】熱延加熱温度が磁気特性に及ぼす影響を示すグ
ラフ

【図３】Ｓｉ量に応じた最適熱延加熱温度の範囲を示す
グラフ

【図４】巻取温度が磁気特性に及ぼす影響を示すグラフ

【図５】Ｓｉ量に応じた最適巻取温度の範囲を示すグラ
フ

【図６】仕上焼鈍温度が磁気特性に及ぼす影響を示すグ
ラフ

【図７】仕上焼鈍温度の上限および下限を示すグラフ

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 大北 智良 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｓｉ：０．４〜１．６ｗｔ％、Ｓｏｌ．
   Ａｌ：０．０８〜０．１２ｗｔ％、Ｃ：０．００５０ｗ
   ｔ％以下、Ｍｎ：０．２〜１．０ｗｔ％、Ｓ：０．００
   ８ｗｔ％以下、Ｐ：０．１５ｗｔ％以下、Ｎ：０．００
   ５０ｗｔ％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
   からなる鋼スラブを、下記（１）式を満足する加熱温度
   Ｔ₁（℃）に加熱し、 １０２３＋６７×（Ｓｉ）≦Ｔ₁≦１１１７＋８３×（Ｓｉ） …（１） 但し （Ｓｉ）：Ｓｉ量（ｗｔ％） 仕上温度７５０〜８５０℃で熱間圧延した後、下記
   （２）式を満足する巻取温度Ｔ₂（℃）で巻取り、 ５８０＋５０×（Ｓｉ）≦Ｔ₂≦６５０＋６３×（Ｓｉ） …（２） 但し （Ｓｉ）：Ｓｉ量（ｗｔ％） 酸洗後、圧下率６５〜９０％の１回の冷間圧延により製
   品板厚とした後、下記（３）式を満足する温度Ｔ
   ₃（℃）で３０秒〜５分仕上焼鈍することを特徴とする
   鉄損および磁束密度が極めて優れた無方向性電磁鋼板の
   製造方法。 ７３１＋１０８×（Ｓｉ）−２５０×（Ａｌ）≦Ｔ₃≦８２３＋１１７× （Ｓｉ）−３７５×（Ａｌ） …（３） 但し （Ｓｉ）：Ｓｉ量（ｗｔ％） （Ａｌ）：Ｓｏｌ．Ａｌ量（ｗｔ％）