JPH0873939A - 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 直送圧延の高生産性を利用して、より安価な
無方向性電磁鋼板を提供すると同時に、直送圧延を特性
面の向上に積極的に利用してより優れた磁気特性を付与
する。 【構成】 Ｃ≦0.005 ％、Ｓｉ：0.1 〜1.5 ％、Ｍｎ：
0.1 〜1.5 ％、Ｐ≦0.2％、Ｓ：0.001 〜0.010 ％、Ａ
ｌ≦0.004 ％、Ｎ≦0.003 ％、Total 酸素（Ｔ．Ｏ）≦
0.015 ％を含み、さらに0.01〜0.20％のＳｂ、0.01〜0.
20％のＳｎ、0.05〜0.80％のＣｕ及び0.0005〜0.0040％
の固溶Ｂのうち一種または二種以上を含む鋼を連続鋳造
した後、特定の温度域に保熱または加熱することなく直
ちに、又はスラブを1100〜1200°Ｃの温度域で５分以上
加熱した後、1050℃以下での累積圧下率40〜90％、圧延
終了温度950 ℃以上で粗圧延する。次いで、粗バーの表
面温度が930 ℃以上の温度域に60秒以上滞留させた後仕
上圧延を行ない、700 ℃以下の温度で巻き取る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、電気機器鉄芯材料とし
て用いられる、磁束密度が高くかつ鉄損が低い無方向性
電磁鋼板の製造方法に関する。

【０００２】

【従来技術】モータ、変圧器等の鉄芯材料として使用さ
れる無方向性電磁鋼板においては、電気機器の省エネル
ギー化を図るため、鉄損が低く磁束密度が高いことが重
要である。特に最近では、機器の小型・高効率化を達成
するために、鉄損を低く保ちつつ、従来にも増して高い
磁束密度を有する材料の必要性が強まってきている。

【０００３】こうしたなか、化学成分の適正化、とりわ
け特殊元素を添加することにより一層の低鉄損−高磁束
密度化を図ろうとする技術が開示されている。例えば、
特開昭54−68716 号公報，特開昭59−100217号公報，特
開昭60−39121 号公報等にはＳｂ添加に関する技術が、
特開昭55−158252号公報，特開昭56−98420 号公報，特
開昭56−102520等に号公報はＳｎ添加に関する技術が、
特開昭61−67753号公報，特開平２−73919等に号公報は
Ｃｕ添加に関する技術が、さらには特開昭54−163720号
公報，特開平３−24250 号公報等にはＢ添加に関する技
術が開示されている。

【０００４】一方、無方向性電磁鋼板を安価に製造しよ
うとする要望が、最近とくに強くなり、それを可能とす
るための製造方法も数多く提案されている。その中で、
直送圧延は、スラブの顕熱を利用する観点から連続鋳造
後スラブをそのまま、あるいは必要に応じて軽加熱した
後、熱間圧延に供する技術であり、これにより、通常行
われている常温スラブを再加熱するプロセスに対して加
熱費用の大幅な削減を可能とすることから、コストダウ
ンを可能ならしめる強力な手法として注目を浴びてい
る。

【０００５】しかしながら、直送圧延自体に関しては、
通常の常温スラブを再加熱するプロセスに比べて析出物
の凝集粗大化が不十分となり、粒成長性に劣る傾向にあ
り、これを克服するため、析出物の凝集粗大化促進に関
する提案が種々なされている。特開昭52−108318，特開
昭58−123825号公報等にはスラブを一定温度域に保持す
る技術が、特開平２−163322号公報，特開平２−221326
号公報，特開平２−259015号公報等にはスラブを一担軽
加熱する技術が、さらに特開平３−249130号公報等には
スラブの冷却速度を適正化する技術が開示されており、
また本発明者らも特開平１−225723号公報と特開平１−
225726号公報に粗圧延の圧下率と続く仕上圧延までの熱
履歴を適正化する技術を開示している。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】ところが、上記した特
殊元素を添加する技術にあっては、確かに優れた鉄損、
磁束密度特性が得られるものの、特殊元素を添加するた
め製造コストが上昇するという問題を生じる。

【０００７】また、直送圧延に関しては、製造コストの
低減は図れるものの、得られる特性は、通常の常温スラ
ブを再加熱するプロセスと同等の特性を確保できる程度
であり、直送圧延プロセスを特性向上のために積極的に
利用し、より優れた性能を引き出す観点からの検討はほ
とんど認められない。

【０００８】本発明は、直送圧延の高生産性を利用し
て、より安価な無方向性電磁鋼板を提供すると同時に、
直送圧延を特性面の向上に積極的に利用して、得られる
無方向性電磁鋼板に、よりすぐれた磁気特性を付与する
方法を提供することを目的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明は、上記の目的を
具現化するための具体的方法を提供するものであり、そ
の要旨とするところは、 （１）重量％で、Ｃ≦0.005 ％、Ｓｉ：0.1 〜1.5 ％、
Ｍｎ：0.1 〜1.5 ％、Ｐ≦0.2 ％、Ｓ：0.001 〜0.010
％、Ａｌ≦0.004 ％、Ｎ≦0.003 ％、Total 酸素量（以
下Ｔ．Ｏと呼ぶ）≦0.015 ％を含み、さらに0.01〜0.20
％のＳｂ、0.01〜0.20％のＳｎ、0.05〜0.80％のＣｕ及
び0.0005〜0.0040％の固溶Ｂのうち一種または二種以上
を含む鋼を溶製し、これを連続鋳造してスラブを製造す
る工程、スラブを特定の温度域に保熱または加熱するこ
となく直ちに、又はスラブを1100〜1200℃の温度域で５
分以上軽加熱した後、1050℃以下での累積圧下率40〜90
％、圧延終了温度950 ℃以上で粗圧延し、粗バーを製造
する工程、粗バーを、その表面温度が930 ℃以上の温度
域に60秒以上滞留させた後仕上圧延を行ない、700 ℃以
下の温度で巻き取り熱延板を製造する工程、熱延板を酸
洗後焼鈍し、その後一回または中間焼鈍をはさむ二回以
上の冷間圧延を行なう工程、最終冷間圧延後、鋼板を仕
上焼鈍する工程を有してなる磁気特性に優れた無方向性
電磁鋼板の製造方法。ただし、固溶Ｂは、固溶Ｂ＝｛Ｂ
−（10／14）Ｎ｝、（wt.%）で求められる値である。 （２）仕上焼鈍後そのまま、または調質圧延を施した
後、剪断、打ち抜きにて鉄芯に加工し、これを需要家焼
鈍することを特徴とする上記（１）記載の磁気特性に優
れた無方向性電磁鋼板の製造方法である。

【００１０】

【作用】本発明者らは、製造プロセスの観点から、より
優れた磁気特性の無方向性電磁鋼板をより安価に製造す
る方法について検討を重ねた。その結果、特殊元素添加
鋼にいわゆる直送圧延技術を適用することが有用である
との結論に達した。

【００１１】後に詳述するが、特殊元素添加鋼に直送圧
延を適用するにあたっては、単に直送圧延を適用するだ
けでは優れた磁気特性は得られない。すなわち、Ｓｂ，
Ｓｎ，Ｃｕ，Ｂ等の特殊元素は冷延前段階で結晶粒界に
偏析し、これにより集合組織の改善をもたらし磁気特性
を向上させることが知られているが、これら特殊元素は
結晶粒界以外に、介在物や析出物と母相との界面にも偏
析するため、磁気特性向上効果を十分に発揮させるに
は、こうした介在物や析出物まわりの偏析量を低減させ
ることが極めて重要となる。ところが直送圧延において
は、前述したように、常温のスラブを再加熱するプロセ
スに比べて析出物の凝集粗大化が起こりにくく、析出物
が微細に分布する傾向にあるため、そのままでは析出物
と母相との界面面積が増大することに起因して析出物ま
わりの特殊元素の偏析量が増加し、結晶粒界への偏析量
が減少するため、通常プロセスから期待される程の磁気
特性を得ることができない。

【００１２】このように特殊元素添加鋼の直送圧延化に
当たっては、析出物の凝集粗大化の促進がなによりも重
要となる。そこで、本発明者らは、先に述べた直送圧延
に係わる従来技術に則って析出物の凝集粗大化を試みた
が、これら従来技術は特段特殊元素添加鋼を対象とした
ものではないため、析出物の凝集粗大化の程度がなお十
分ではなく、やはり優れた磁気特性を具備するに能わな
かった。

【００１３】これより、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｂ等の特殊
元素添加鋼の直送圧延を適用するに当たっては、従来技
術以上に析出物の凝集粗大化を促進する必要があるとい
える。また、特殊元素の粒界偏析量を十分確保し、優れ
た磁気特性を得るためには、析出物の凝集粗大化と同時
に偏析サイトとなる析出物や介在物の絶対量自体を低減
することも重要といえる。

【００１４】本発明はかかる背景のもと新規に考案され
たものであり、直送圧延適用によるエネルギーコスト上
のメリットを享受しつつ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｂ等の特
殊元素添加による磁気特性向上をも具現化するための方
法を提供せんとするものである。なおここで、Ｓｂ、Ｓ
ｎ、Ｃｕ、Ｂ等が析出物や介在物のまわりに偏析するこ
とを見越して、これらの添加量自体をその分増やすこと
によって所定の粒界偏析量を確保せんとする方便も考え
られはする。但し、その場合は、これら特殊元素を多量
に添加する必要を生じ、これによる徒らなコスト上昇を
招き、直送圧延化によるコストメリットを相殺してしま
うので好ましくない。また、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｂ等を
添加した場合には、これらの粒界偏析により粒成長性は
必ずしも良好ではないが、それに加えて、析出物や介在
物の絶対量の低減、さらにはこれらの凝集粗大化を図ら
ない場合には、これら析出物、介在物の存在により、一
層粒成長性が劣化するため磁気特性上からも好ましくな
い。

【００１５】さて、特殊元素添加鋼の直送圧延化に際し
ては、介在物や析出物の絶対量の低減と析出物の凝集粗
大化の促進が要件となるが、本発明にあってはこれらを
以下に示すような技術思想に従い具現化する。

【００１６】（１）鋼中の介在物、特に酸化物系の介在
物の絶対量を低減するために鋼中のＴ．Ｏを極力下げ
る。この場合、近年の高純度鋼溶製技術の発達は目覚し
く、Ｔ．Ｏの低減は比較的容易に行なえる。

【００１７】（２）Ａｌは無方向性電磁鋼板の主要成分
のひとつであるが、ＡｌＮを形成し、これと母相との界
面に特殊元素が偏析するため、本発明ではＡｌ添加は行
なわない。

【００１８】（３）ＣとＮに関しては、それぞれ炭化
物、ＡｌＮ以外の窒化物の絶対量を減らす意味から、極
低Ｃ化、極低Ｎ化を指向する。これら極低Ｃ化、極低Ｎ
化も近年の高純度鋼溶製技術の活用により比較的容易に
行なえる。

【００１９】（４）無方向性電磁鋼板において考慮すべ
き析出物としてはＡｌＮ以外にＭｎＳがあるが、これの
絶対量低減のために低Ｓ化を行なう。但し、実質的には
ＭｎＳフリーとなるまでＳ量を低減せんとすると製鋼コ
ストが上昇し、直送圧延によるコストメリットを相殺し
てしまうのでこれは行なわない。

【００２０】（５）このためＭｎＳの凝集粗大化が必要
となるが、これにはＭｎ添加が有効なため適正量のＭｎ
を添加する。さらに、次に述べるように直送圧延のプロ
セス条件自体の適正化を行なう。

【００２１】（６）ＭｎＳの凝集粗大化のため、直送圧
延時、粗圧延条件と粗圧延以降続く仕上圧延までの粗バ
ー熱履歴を適正化する。具体的には圧延の後段の圧下率
を上げ加工歪をＭｎＳの析出・凝集粗大化の駆動力とし
て活用するとともに、粗圧延後、粗バーを高温域を一定
時間通過せしめ、この間にＭｎＳの析出・凝集粗大化を
完了させる。

【００２２】（７）ここで、粗圧延後、粗バーの熱履歴
として高温域を一定時間通過せしめることは、特殊元素
が析出物／母相界面に偏析する前にＭｎＳの析出・凝集
粗大化を完成させることを意図しており、特殊元素添加
鋼に直送圧延を適用するにあたって最も重要な点であ
る。すなわち、粗バーの熱履歴として比較的低温域を通
過せしめた場合には、ＭｎＳの析出とともに特殊元素の
ＭｎＳ／母相界面への偏析が既に生じてしまう。

【００２３】また、その場合ＭｎＳの周囲に偏析した特
殊元素がＭｎＳへＭｎ、Ｓが拡散してくる際の障害とし
て働き、ＭｎＳの凝集粗大化を抑制する。さらに低温域
では、Ｍｎ、Ｓの拡散速度が遅いこと自体に起因してＭ
ｎＳの凝集粗大化が短時間で完了せず、加えて核生成サ
イトが増加することによってもＭｎＳが微細化する。か
くしてＭｎＳが微細に分布する結果、ＭｎＳ／母相界面
面積が増大し、ＭｎＳ／母相界面への特殊元素の偏析量
が増大してしまう。なお、こうした場合、続く巻取時や
熱延板焼鈍にてＭｎＳの凝集粗大化を試みても、巻取や
熱延板焼鈍では凝集粗大化の温度自体が低いため、加え
て既にＭｎＳ／母相界面に偏析した特殊元素がＭｎＳへ
のＭｎとＳの拡散を妨げるため、さらにはイニシャルの
ＭｎＳの分布が微細なため、ＭｎＳの十分な凝集粗大化
を果たすことができない。

【００２４】また、粗バーを高温域を通過せしめ、Ｍｎ
Ｓの析出・凝集粗大化を高温域で行なったとしても、こ
れを完了せしめない場合には、その後の冷却中にＭｎＳ
／母相界面へ特殊元素が偏析し、続く巻取時や熱延板焼
鈍にてＭｎＳの凝集粗大化を図ろうとしても、上記と同
様にＭｎＳの十分な凝集粗大化を果たし得ず、やはりＭ
ｎＳ／母相界面における特殊元素の偏析量が増大してし
まう。本発明はかかる技術思想に基づき考案されたもの
である。

【００２５】次に、上記本発明の各構成要件につき、そ
の作用効果を数値限定理由とともに述べる。 （１）鋼成分 Ｃは炭化物を形成し、これと母相との界面にＳｂ、Ｓ
ｎ、Ｃｕ、Ｂの偏析を生じることで、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃ
ｕ、Ｂの粒界偏析量を減じるため好ましくなく、これを
回避するには0.005wt.% 以下の極低Ｃ化が必要である。

【００２６】Ｓｉは固有抵抗の増加を通して鉄損を低下
させるが、この効果が現われるのには0.1wt.% 以上の添
加が必要である。一方、Ｓｉ量が1.5wt.%を超えると磁
束密度が著しく劣化するため上限は1.5wt.%とする。

【００２７】Ｍｎは熱間延性を改善するとともにＭｎＳ
の凝集粗大化に寄与するが、これらが効果を現わすには
0.1wt.% 以上の添加が必要である。一方、添加量が1.5w
t.%を超えるとこれらの効果が飽和するのみならず磁束
密度が著しく劣化するため添加量の上限は1.5wt.% とす
る必要がある。

【００２８】Ｐは硬度上昇を通じて打抜き性の改善に寄
与する元素であり、必要に応じて0.2wt.% まで添加する
ことができる。但し、添加量が0.2wt.% を超えるとこの
効果が飽和するのみならず、脆化により打ち抜き時、割
れを生じる恐れがあり、このため上限は0.2wt.% とす
る。

【００２９】ＳはＭｎＳを形成し、このＭｎＳと母相と
の界面にＳｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｂが偏析し、これらの粒界
偏析量を減じるため磁気特性上有害である。そこで本発
明にあっては、ＭｎＳの絶対量を低減するとともに、こ
れの凝集粗大化を図ることが重要であるが、Ｓが0.010w
t.% 超となるとＭｎＳの絶対量自体が増える結果、例え
ＭｎＳを凝集粗大化したとしてもＳｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｂ
の粒界偏析量を十分確保し得ず、これら元素を添加した
ことに見合うだけの磁気特性の向上を期待できなくな
る。このため、ＳはＭｎＳの絶対量を減らす意味から0.
010wt.% 以下とする必要がある。但し、Ｓを0.001wt.%
未満に低減せんとすると製鋼コストの徒らな上昇を招
き、本発明の趣旨である直送圧延適用によるコストメリ
ットを相殺してしまうため下限は0.001wt.% とする。

【００３０】ＡｌはＳｉと同様に固有抵抗の増加を通じ
て鉄損を低下させる作用を持ち、このため無方向性電磁
鋼板の主要成分のひとつであるが、同時にＡｌＮを形成
し、これと母相との界面にＳｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｂが偏析
することでこれら元素の粒界偏析量を減じるため、本発
明にあってはＡｌ添加は行なわずＡｌＮフリーとする。
但し、鉄鉱石や合金鉄等の原料から不可避的に混入する
Ａｌがあるため、これを考慮してＡｌの上限は0.004wt.
% とする。

【００３１】Ｎは本発明にあってはＡｌ無添加のためＡ
ｌＮは形成しないもののＡｌ以外の窒化物を形成し、こ
れと母相と界面にＳｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｂの偏析を生じる
ことで、これらの粒界偏析量を減じる。これを回避する
にはＮを0.003wt.%以下と極低Ｎ化する必要がある。

【００３２】Ｔ．Ｏは酸化物系の介在物の増加を通じて
Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｂの粒界偏析量を減じる。これを回
避するにはＴ．Ｏを0.015wt.% 以下とする必要がある。

【００３３】Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｂは冷延前段階で結晶
粒界に偏析し集合組織の改善をもたらし磁気特性を向上
させる元素であり、本発明にあってはこれら元素の添加
により磁気特性の向上を図る。その場合、Ｓｂ、Ｓｎ、
Ｃｕについては添加量がそれぞれ0.01wt.%，0.01wt.%，
0.05wt.%以上ないと磁気特性向上効果が発揮されず、逆
に添加量がそれぞれ0.20wt.%，0.20wt.%，0.80wt.%を超
えると磁気特性向上効果が飽和し、徒らなコスト上昇を
招く。従って、Ｓｂを添加する場合には添加量を0.01w
t.%〜0.20wt.%に、Ｓｎを添加する場合についても添加
量を0.10wt.%〜0.20wt.%に、Ｃｕを添加する場合につい
ては添加量を0.05wt.%〜0.80wt.%にする必要がある。

【００３４】またＢについては、Ｎ と当量分はＢＮと
して存在し、残る固溶Ｂが磁気特性の向上に寄与するた
め、固溶Ｂ量｛Ｂ−（10／14）Ｎ｝を適正化する必要が
ある。その場合、固溶Ｂ量が0.0005wt.%未満では磁気特
性向上効果が現れず、逆に0.0040wt.%を超えると効果が
飽和して徒らなコストを招くため、Ｂを添加する場合に
は、固溶Ｂ量｛Ｂ−（10／14）Ｎ｝が0.0005wt.%以上0.
0040wt.%となるよう添加する必要がある。なお、これら
元素を複合添加しても特段不都合を生じないため、Ｓ
ｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｂを一種のみ単独添加するだけでな
く、二種以上複合添加しても差し支えない。

【００３５】（２）熱延条件 本発明にあっては、粗圧延時に導入される加工歪をＭｎ
Ｓの析出・凝集粗大化に際しての駆動力として利用する
点から、粗圧延時、1050℃以下での累積圧下率を40〜90
% とする必要がある。ここで1050℃以下の累積圧下率を
規定したのは、1050℃を超える温度では回復、再結晶が
速やかに進行し、加工歪が即座に開放される結果、ここ
での圧下がＭｎＳの凝集・粗大化の駆動力としてほとん
ど寄与しないためである。

【００３６】累積圧下率については、加工歪を駆動力と
してＭｎＳの析出・凝集粗大化を促進するためには40％
以上が必要であるが、累積圧下率が90％を超えるとミル
負荷の徒らな増大を招くため上限は90％とする。

【００３７】また、本発明にあっては、次に述べるよう
に、粗圧延後続く仕上圧延までに、粗バーを粗バーの表
面温度が930 ℃以上の温度域に60秒以上滞留させること
が必要となるが、粗圧延の終了温度が950 ℃を下まわっ
た場合には、保温カバー等を用いたとしてもこの60秒以
上の滞留時間を確保することが困難となるので、粗圧延
の終了温度は950 ℃を下限とする。

【００３８】続いて、粗圧延後、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｂ
がＭｎＳのまわりに偏析する前にＭｎＳの析出・凝集粗
大化を完成させるために、粗バーを粗バーの表面温度が
930℃以上の温度域に60秒以上滞留させる必要がある
が、これは以下の実験結果に基づく。

【００３９】第１図は、Ｓｂ添加鋼である第１表記載の
鋼Ａを用いて、直送圧延時のＭｎＳの析出・凝集粗大化
に対する熱処理温度の影響を調査したものである。具体
的には、同図に熱加工履歴を付記したが、実験室にて鋼
Ａを溶解後、板厚30mmの鋳片に鋳造し、鋳片凝固完了後
直ちにこれを２passにて板厚10mmまで熱間圧延し（1020
℃で板厚20mmまで圧下、970 ℃で10mmまで圧下、累積圧
下率67％）、その後熱延板を種々の温度まで急冷し、そ
の温度で30秒及び100 秒保持した後再び室温までの急冷
を行ない、得られた熱延板についてＭｎＳの平均粒径を
測定した。その結果を保持温度との関係で整理したもの
が第１図である。

【００４０】同図より、保持温度が930 ℃以上では、30
秒という比較的短い保持時間でもＭｎＳは0.5 μｍ以上
の大きさをもち、ＭｎＳの析出・凝集粗大化が進行して
いることがわかる。さらに保持時間が100 秒と長い場合
には、ＭｎＳ の粒径は保持温度によらずほぼ1.0 μｍ
と一定値に収束しており、ＭｎＳの析出・凝集が完了し
ていることがわかる。一方、保持温度が930 ℃未満では
保持時間が100 秒であってもＭｎＳの大きさは0.2 μｍ
以下と小さく、加えて保持時間30秒と100 秒でＭｎＳの
大きさにほとんど差がなく、ＭｎＳの析出・凝集粗大化
はほとんど進行していない。また、ＭｎＳ／母相界面に
おけるＳｂの偏析の程度をオージェ分光法にて調査した
ところ、930 ℃以上で保持したものについては、Ｓｂの
偏析は最大でも母相の２倍程度であるのに対し、930 ℃
未満で保持したものでは母相の10倍以上の偏析が観察さ
れた。

【００４１】以上より、930 ℃未満ではＭｎＳの析出・
凝集粗大化はほとんど進行しないこと、Ｓｂの偏析を生
じる前にＭｎＳの析出・凝集粗大化が進行するのは930
℃以上の温度域であることがわかる。これは、粗圧延
後、粗バーを高温域を一定時間通過せしめ、これにより
Ｓｂ等特殊元素がＭｎＳ／母相界面に偏析する前にＭｎ
Ｓの析出・凝集粗大化を完了せんとする本発明にあって
は、高温域として930 ℃以上を考慮する必要があること
を意味する。

【００４２】そこで次に、実際の粗圧延において、粗圧
延後、粗バーが930 ℃以上の温度域を通過するに要した
時間につき、その影響調査した。

【００４３】具体的に述べるならば、先の検討と同様、
Ｓｂ添加鋼である第１表記載の鋼Ａを実機連続鋳造にて
厚さ220mmのスラブとし、これを直ちに粗圧延に供し板
厚33mmの粗バーとした。粗圧延に際しては、1050℃以下
の累積圧下率が40〜90％、圧延終了温度が950 ℃以上と
なる次の２つのパターンで圧延を行ない、粗圧延条件の
影響も併せて調査した。

【００４４】 パターンＩ 最終１パス前：圧延温度1035℃、 圧下量板厚110mm →65mm 最終パス ：圧延温度1000℃、 圧下量 65mm →33mm 累積圧下率70％ パターンII 最終１パス前：圧延温度1010℃、 圧下量板厚70mm→48mm 最終パス ：圧延温度965 ℃、 圧下量 48mm→33mm 累積圧下率53％ 粗圧延後は、粗バーを900℃まで冷却した後、仕上圧延
を開始したが、その際には、仕上圧延に至るまでに保熱
カバーの使用状況を変化させることで（保熱カバーを終
始使用、保熱カバーを不使用、一定時間だけ使用）、あ
るいは必要に応じてスプレーにて粗バーを水冷すること
で粗バーの冷却速度を変え、さらにローラーテーブル上
での粗バーのディレイ時間を調整し、粗圧延終了から仕
上圧延開始までの時間を種々変化させた。かくして粗バ
ーの冷却を終えた後、仕上圧延にて板厚２mmの熱延板と
なし、600 ℃で巻き取った。その後これを酸洗し、900
℃で３分間の熱延板焼鈍を付加した後板厚0.5mm まで冷
間圧延し、725 ℃で２分間仕上焼鈍した。

【００４５】第２図はこのようにして得られた焼鈍板の
磁気特性（エプスタイン、Ｌ，Ｃ平均値）を粗圧延後粗
バーが930 ℃以上の温度域にあった時間で整理した結果
である。

【００４６】同図より明らかなように、粗圧延条件がパ
ターンＩであっても、IIであっても、すなわち粗圧延条
件が本発明の範囲にある限りは、圧延温度や圧下率、あ
るいは粗バーの冷却開始温度に依らず、粗バーが粗圧延
後930 ℃以上の温度域に60秒以上滞留した場合に、優れ
た磁束密度と鉄損が得られることがわかる。これは、先
にも述べたように、粗バーが粗圧延後930 ℃以上の温度
域に60秒以上留まることにより、ＳｂがＭｎＳ／母相界
面に偏析する前にＭｎＳがその析出・凝集粗大化を完了
し、その結果、冷延前段階でのＳｂの粒界偏析量が所要
量確保されて集合組織改善効果が十分に発揮されるため
である。

【００４７】一方、930 ℃以上の温度域での粗バーの滞
留時間が60秒未満であると、ＭｎＳの析出・凝集粗大化
が完了せず、続く仕上圧延中に微細なままのＭｎＳのま
わりにＳｂの偏析を生じる。そうした場合には、凝集粗
大化の温度自体が低いことを主因に、ＭｎＳのまわりに
既に偏析したＳｂがＭｎＳへＭｎとＳが拡散する際の障
害として働くことも手助って、巻取時及び熱延板焼鈍時
にはＭｎＳの凝集粗大化が進まない。かくしてＭｎＳが
冷延前段階で微細に分布する結果、Ｓｂの粒界偏析量が
所定量確保されず、集合組織改善効果が発揮されない。
そのため磁束密度、鉄損とも良好な値を示さず、加えて
微細に分布したＭｎＳに起因して粒成長性自体も劣化
し、鉄損が一層劣化している。

【００４８】以上より、ＳｂがＭｎＳ／母相界面に偏析
する前にＭｎＳの析出・凝集粗大化を完了せしめ、冷延
前段階でのＳｂの粒界偏析量を所要量確保し、集合組織
改善効果を十分に発揮させるためには、粗圧延後、粗バ
ーを930 ℃以上の温度域で60秒以上滞留させる必要があ
るといえる。なお、この実験結果はＳｂ添加鋼おける一
例であるが、これ以外にも種々の成分鋼にＳｂ、Ｓｎ、
Ｃｕ、Ｂを添加した鋼を用い、粗圧延条件、仕上圧延条
件等製造条件を種々変化させた上で上記同様の実験を行
ったところ、やはり同様の結果が得られた。このため本
発明にあっては、粗圧延後、粗バーを930 ℃以上の温度
域で60秒以上滞留させた後に仕上圧延を行なうことをそ
の要件とする。

【００４９】続いて仕上圧延条件であるが、仕上温度等
は特段適正化の必要はなく、通常の条件であればよい。
但し、巻取温度に関しては700℃以下とする必要があ
る。本発明にあっては、ＭｎＳの析出・凝集粗大化は粗
圧延後、仕上圧延に至るまでの粗バーの冷却中に完了せ
しめるため、特に高温巻取を行なう必要はなく、加えて
冷延前組織の再結晶、粗大化やＳｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｂの
粒界への偏析は熱延焼鈍時に行なえばよいため、やはり
高温巻取の必要はない。こうした場合、逆に、巻取温度
が高過ぎると、スケールロスが増加し歩留りを低下させ
たり、あるいは粒界酸化を生じ酸洗時これが侵蝕され表
面性状が劣化したり、さらには、難酸洗性のスケールが
生成し、酸洗後もこれが残存し、続く熱延板焼鈍時に窒
化を促進したりするため、巻取温度はむしろ低温とする
必要がある。具体的にはこれらの問題を回避するため、
本発明にあっては巻取温度を700 ℃以下とする。

【００５０】なお、直送圧延にあっては、コイル位置に
よる特性の変動が、常温スラブを再加熱する通常のプロ
セスに比べてやや大きいきらいがあり、これを改善する
ことを目的に、スラブを連続鋳造後一担軽加熱しスラブ
の均質化を図った後、上記粗圧延を行い粗バーを製造
し、熱間圧延を開始することができる。その場合、加熱
温度が1100℃未満では特性の均一化のために長時間の加
熱が必要となり、経済的でなく、一方、1200℃超の加熱
ではエネルギー原単位の上昇やスケールロスの増大を招
くため問題がある。従って、特性の均一性向上のためス
ラブを軽加熱する場合には、加熱温度は1100〜1200℃と
する必要がある。加熱時間に関しては、特性の均一化を
図るには５分以上は必要である。

【００５１】（３）その他の製造条件 以上述べてきたように、本発明にあっては、上記粗圧延
条件と粗圧延後仕上圧延に至るまでの粗バーの熱履歴を
適正化することにより、ＭｎＳの析出・凝集粗大化が達
成されるため、熱間圧延以降の製造条件は通常スラブを
再加熱する通常のプロセスにおけるそれと同じでよい。
すなわち熱間圧延後は、続く熱延板焼鈍時の窒化を促進
するスケールを除去するために酸洗を行なう。続いて冷
延前組織の再結晶、粗大化及びＳｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｂの
粒界への偏析を目的に熱延板焼鈍を行なう。その際に
は、熱延板焼鈍はいわゆるバッチ焼鈍であっても連続焼
鈍であっても差し支えないが、前者の場合には、焼鈍温
度は750 〜900 ℃が、焼鈍時間は30分〜10時間が適当で
ある。また後者の場合には、焼鈍温度は850 〜1100℃
が、焼鈍時間は30秒〜５分が適当である。冷間圧延につ
いても特段規定の必要はなく、一回または中間焼鈍をは
さむ二回以上の冷間圧延であってもよい。仕上焼鈍につ
いては、鋼成分と目標とする磁気特性レベル、特に鉄損
値を勘案して適正条件でこれを行なえばよい。

【００５２】なお、本発明にあっては、仕上焼鈍ままで
優れた磁気特性が得られるだけでなく、仕上焼鈍後、そ
のまま需要家焼鈍を行っても、また調質圧延後需要家焼
鈍を行っても優れた磁気特性が得られるため、フルプロ
セス材及びセミプロセス材の両者に本発明は適用でき
る。

【００５３】

【実施例】表１記載の鋼Ｂ〜Ｌを連続鋳造にて厚さ220m
mのスラブとなし、これを直ちに、あるいはある温度域
である時間軽加熱した後、種々のパススケジュールのも
と、1050℃以下の累積圧下率と圧延終了温度を変えて粗
圧延を行ない板厚33mmの粗バーとした。粗圧延後は、粗
バーを900 ℃まで冷却した後仕上圧延を開始したが、そ
の際には、仕上圧延に至るまでに保熱カバーの使用状況
を変化させたり、あるいは必要に応じてスプレーにて粗
バーを水冷することで粗バーの冷却速度を変え、さらに
ローラーテーブル上での粗バーのディレイ時間を調整
し、仕上圧延開始までの時間を変化させることで、粗バ
ーの熱履歴を種々変え、これを冷却した。粗バーを900
℃まで冷却した後は、仕上圧延にて板厚２mmの熱延板と
なし、これを種々の巻取温度で巻取った。その後熱延板
を酸洗し、バッチ焼鈍もしくは連続焼鈍にてある温度、
時間熱延板焼鈍し、次いで仕上焼鈍後調質圧延を施さな
いものについては板厚0.5mm に、調質圧延を施すものに
ついては調質圧延後の板厚が0.5mm となる所定厚に冷間
圧延し、続いて種々の条件で仕上焼鈍した。さらに一部
のものについては、仕上焼鈍後そのまま、あるいは調質
圧延を付与した後、750℃、２時間の需要家焼鈍に供し
た。

【００５４】

【表１】

【００５５】このようにして得られた焼鈍板の仕上焼鈍
後、あるいは需要家焼鈍後の磁気特性（エプスタイン、
Ｌ，Ｃ平均値）を鋼種、製造条件の詳細とともに表２〜
表４に示す。同表からわかるように、本発明法にあって
は、優れた磁束密度、鉄損が得られているのに対し、鋼
成分が本発明法が外れていたり、製造条件が本発明法か
ら外れていたりする比較法にあっては、優れた磁束密
度、鉄損が得られておらず、本発明法の効果が多大なこ
とが容易に観てとれる。

【００５６】

【表２】

【００５７】

【表３】

【００５８】

【表４】

【００５９】以上のように、本発明によれば、磁束密度
及び鉄損の優れた無方向性電磁鋼板を安価に製造でき、
その産業上の効果は顕著である。

【図面の簡単な説明】

【図１】直送圧延時のＭｎＳの平均粒径に対する熱処理
温度の影響を示した図。

【図２】粗圧延後、粗バーが930℃以上の温度域にあっ
た時間と磁気特性の関係を示した図。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ≦0.005 ％、Ｓｉ：0.1 〜
   1.5 ％、Ｍｎ：0.1〜1.5 ％、Ｐ≦0.2 ％、Ｓ：0.001
   〜0.010 ％、Ａｌ≦0.004 ％、Ｎ≦0.003 ％、Total 酸
   素（Ｔ．Ｏ）≦0.015 ％を含み、さらに0.01〜0.20％の
   Ｓｂ、0.01〜0.20％のＳｎ、0.05〜0.80％のＣｕ及び0.
   0005〜0.0040％の固溶Ｂのうちの一種または二種以上を
   含む鋼を溶製し、これを連続鋳造してスラブを製造する
   工程、スラブを特定の温度域に保熱または加熱すること
   なく直ちに、又はスラブを1100〜1200℃の温度域で５分
   以上軽加熱した後、1050℃以下での累積圧下率40〜90
   ％、圧延終了温度950 ℃以上で粗圧延し、粗バーを製造
   する工程、粗バーをその表面温度が930 ℃以上の温度域
   に60秒以上滞留させた後、仕上圧延を行ない、700 ℃以
   下の温度で巻き取り熱延板を製造する熱間圧延工程、熱
   延板を酸洗後焼鈍し、その後一回または中間焼鈍をはさ
   む二回以上の冷間圧延を行なう工程、最終冷間圧延後、
   鋼板を仕上焼鈍する工程を有してなる磁気特性に優れた
   無方向性電磁鋼板の製造方法。ただし、固溶Ｂは、固溶
   Ｂ＝｛Ｂ−（10／14）Ｎ｝、（wt.%）で求められる値で
   ある。
2. 【請求項２】 請求項１に記載の方法に、請求項１に記
   載の仕上げ焼鈍後、剪断、打抜きにて鉄心に加工し、そ
   の後に需要家焼鈍を行うことを加えた、磁気特性に優れ
   た無方向性電磁鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 請求項１に記載の方法に、請求項１に記
   載の仕上げ焼鈍後、鋼板を調質圧延し、剪断、打抜きに
   て鉄心に加工し、その後に需要家焼鈍を行うことを加え
   た、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。