JPH11189850A

JPH11189850A - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JPH11189850A
Application number: JP9355561A
Authority: JP
Inventors: Tomoki Fukagawa; 智機深川; Hiroyoshi Yashiki; 裕義屋鋪
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1997-12-24
Filing date: 1997-12-24
Publication date: 1999-07-13

Abstract

(57)【要約】【課題】鋼板面に平行な｛１００｝面の集積度が高く、
磁気特性が優れた無方向電磁鋼板およびその安価な製造
方法を提供する。【解決手段】Ｃ≦０．００５％、Ｓｉ≦７％、Ｍｎ：
０．０５〜４％、Ａｌ≦３％、Ｂ：０〜０．０１％、Ｓ
ｂまたはＳｎの内の１種以上を合計で０〜０．３％含有
し、板厚中心部の｛１００｝の集積度が３以上である、
厚さが１ｍｍ以下の無方向性電磁鋼板。摩擦係数を０．
２以下、仕上温度８５０〜７００℃で厚さ１ｍｍ以下に
熱延し、酸洗後連続焼鈍するか、さらに、５０％以下の
圧下率で冷間圧延した後、連続焼鈍する方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は磁気特性に優れた無
方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】電磁鋼板は、板面内での磁気異方性が少
なくモ−タ−の鉄心等に使用される無方向性電磁鋼板
と、結晶の磁化容易軸である＜００１＞軸が圧延方向に
集積した｛１１０｝＜００１＞集合組織（Ｇｏｓｓ方
位）を有し、圧延方向への磁化特性が優れ大型変圧器等
に用いられる一方向性電磁鋼板に大別される。これら
の、電磁鋼板に対しては、低鉄損・高磁束密度化という
磁気特性の改善が求められている。

【０００３】従来、無方向性電磁鋼板の磁気特性の改善
は、Ｓｉ等の合金元素の含有量を増して鋼の固有抵抗を
高めて鉄損を低減する方法と、鋼中の不純物を少なくし
て結晶粒成長性を改善する方法を中心に検討されてき
た。しかし、Ｓｉ含有量を増すと磁束密度が低下する傾
向があり、また、結晶粒成長性を改善する方法もほぼ限
界である。このため、さらに磁気特性を向上させるに
は、集合組織の改善による磁束密度向上が残された課題
として考えられている。

【０００４】無方向性電磁鋼板の集合組織としては、＜
１００＞軸が最も多い結晶面である｛１００｝面が鋼板
表面に平行に集積している集合組織（以下、単に「｛１
００｝集合組織」と記す）が理想的であり、これまでに
その実現方法がいくつか開示されている。

【０００５】鋼が凝固する際に発達する柱状晶組織を利
用する方法がある。この方法では、特殊な鋳造方法によ
って製造した柱状晶を持つ鋼塊から｛１００｝面が板面
に平行となるように鋼を切り出し、１０００℃以上の温
度で焼鈍する。この考え方は最近実用化されたストリッ
プキャステイング等の方法にも適用が可能であるが、こ
の方法は量産性が悪く、経済性に問題があるうえ、＜１
００＞軸の集積度をさほど高くできない。

【０００６】厚さが０．１５ｍｍ以下の薄い珪素鋼板
を、弱酸化性雰囲気中で１０００℃以上に加熱して焼鈍
し、結晶方位による表面エネルギ−の差を利用して｛１
００｝方位を増す方法がある。この方法では、結晶粒
は、一旦、板厚程度の大きさに成長した後、表面エネル
ギ−の差を駆動力として板面に平行な｛１００｝面を有
する結晶粒を優先成長させるものである。しかし、表面
エネルギ−の差を利用するためには鋼板の厚さを０．２
ｍｍ以下にする必要があり、また、１０００℃以上の高
温に加熱する箱焼鈍が不可欠であるので生産性が良くな
い。

【０００７】米国特許Ｎｏ．３１６３５６４（１９６
４）には、微量のＡｌ等を添加した珪素鋼を直交方向に
圧延（クロス圧延）し、高温長時間の最終焼鈍をおこな
うことにより、｛１００｝＜００１＞方位の結晶粒を二
次再結晶させる方法が開示されている。しかしながらこ
の方法も、上述の表面エネルギーを利用する方法と同様
に、生産性が悪く経済性に劣る。

【０００８】特開昭５３−３１５１５号公報には、本質
的にＣを含まない鋼板をγ単相域に加熱した後、Ａ1 変
態点までは徐冷し、その時に生じるγ−α変態を利用し
て板面に平行に｛１００｝面を集積させる方法が開示さ
れている。しかしながら、この方法では｛１００｝集合
組織の発達度（以下、単に「｛１００｝集積度」と記
す）が低い。特開平１−３１９６３２号公報には、Ｓ
ｉ、ＣおよびＮを含む冷間圧延鋼帯を特定の温度域で脱
炭・脱膣焼鈍して集積度が高い｛１００｝集合組織を形
成させることを特徴とする珪素鋼板の製造方法が開示さ
れている。この方法では、｛１００｝集積度が、配向性
がない材料の集積度に比較して（以下、単に「ランダム
比」と記す）１５倍以上のものが得られるが、高温長時
間の焼鈍が必要であり、価格が高くなる。

【０００９】特開平９−１９４９３９号公報には、無方
向性電磁鋼板の素材を熱間粗圧延した後コイル状に巻取
り、粗圧延材の温度を均一化させた後巻戻して熱間仕上
圧延する板厚１ｍｍ以下の熱延電磁鋼板の製造方法が開
示されている。しかしながら、この方法では磁気特性の
改善効果は不十分である。

【００１０】以上述べたように、これまでに開示されて
いる無方向性電磁鋼板として好適な｛１００｝面が鋼板
表面に平行に集積している集合組織を有する鋼板、また
は、その製造方法は、製造時の効率性、経済性、あるい
はできあがった製品の性能等において問題がある。

【００１１】

【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、鋼板面に平行な｛１００｝集積度が高く、
磁気特性が優れた無方向電磁鋼板およびその安価な製造
方法を提供することにある。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は下記
（１）に記載の無方向性電磁鋼板および（２）〜（４）
に記載のその製造方法にある（１）化学組成が、重量％で、Ｃ：０．００５％以下、
Ｓｉ：７％以下、Ｍｎ：０．０５〜４％、Ｐ：０．１％
以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：３％以下、Ｂ：０〜
０．０１％、ＳｂおよびＳｎの内１種または２種を合計
で０〜０．３％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純
物からなり、板厚中心部の｛１００｝面の集積度がラン
ダム比で３以上である厚さが１ｍｍ以下の無方向性電磁
鋼板。

【００１３】（２）化学組成が、重量％で、Ｃ：０．０
０５％以下、Ｓｉ：７％以下、Ｍｎ：０．０５〜４％、
Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：３％以
下、Ｂ：０〜０．０１％、ＳｂおよびＳｎの内１種また
は２種を合計で０〜０．３％含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなる鋼に、熱間圧延中の鋼とロ−ル
間の摩擦係数を０．２以下にし、仕上圧延の終了温度を
９００℃以下、７００℃以上のα相領域とする熱間圧延
を施して厚さ１ｍｍ以下の熱延鋼板とし、これを酸洗し
た後、８００℃以上のα相領域で連続焼鈍することを特
徴とする上記（１）に記載の無方向電磁鋼板の製造方
法。

【００１４】（３）酸洗後、５０％以下の圧下率で冷間
圧延し、８００℃以上のα相領域で連続焼鈍することを
特徴とする上記（２）に記載の無方向電磁鋼板の製造方
法。

【００１５】（４）熱延鋼板を６００℃以上のα相領域
で焼鈍し、５０％以下の圧下率で冷間圧延し、さらに８
００℃以上のα相領域で連続焼鈍することを特徴とする
上記（２）に記載の無方向電磁鋼板の製造方法。

【００１６】一般に熱延鋼板の板厚中心部には、圧延集
合組織として｛１００｝集合組織が形成される。しかし
鋼板表層部はロールによるせん断変形を受けるため｛１
１０｝集合組織が強く形成されるので、｛１００｝方位
が形成される範囲は全板厚の約１／２程度しかなく、鋼
板全体の磁気特性はさほど改善されない。

【００１７】本発明者等は、熱間圧延時に鋼板とロール
間に十分な潤滑を施して熱間圧延すると、鋼板表面の
｛１１０｝面集合組織の発達が抑制されて板厚中心部の
｛１００｝集積度が高められるとともに、｛１００｝集
積度の高い領域が板厚中心部から表面方向にも拡大され
ること、そして、このような鋼板では磁気特性が良好で
あることを知見した。さらに、通常は、圧延後再結晶焼
鈍すると｛１１１｝集合組織が発達して｛１００｝集積
度が低下するのに対し、上述の本発明の方法で得られる
熱延鋼板に適度の焼鈍を施すと｛１００｝集合組織が極
めて安定になり、その後焼鈍を施しても｛１００｝集合
組織が十分に維持され、逆に｛１１１｝集合組織が弱く
なるとゆう極めて特異な現象があることを知見した。

【００１８】

【発明の実施の形態】本発明の実施の形態を詳細に述べ
る。なお、以下に記す％表示は重量％を意味する。

【００１９】（Ａ）鋼の化学組成Ｃ：磁気特性の面からは有害な元素であり、極力低減す
るのが好ましいのでＣ含有量は０．００５％以下とす
る。

【００２０】Ｓｉ：鋼の電気抵抗を高め、渦電流損を少
なくして鋼板の鉄損を低減する効果がある。他方、Ｓｉ
含有量が増すにつれて磁束密度が低下する。鉄損を低減
するにはＳｉを０．５％以上含有させるのがよいが、磁
束密度を重視する場合などではＳｉを含有させなくても
構わない。Ｓｉ含有量を増すにつれて鋼が硬化し冷間圧
延が困難になる。このため、鉄損低減を重視する場合で
も、通常であれば、その含有量の上限は３％程度であ
る。しかし、本発明では、変形抵抗が小さく圧延割れが
生じにくい熱間圧延で製品板厚に近いところまで圧延
し、冷間圧延する場合でもその圧下率は低く制限するの
で、Ｓｉは７％まで含有させても構わない。Ｓｉを６．
５％含有させると磁歪が無くなり、極めて良好な磁気特
性を示すので６．５％以下とするのが好ましい。

【００２１】Ｍｎ：不可避的不純物として含有されるＳ
をＭｎＳとして固定し、熱間脆性を防止する作用があ
る。このために、Ｍｎを０．０５％以上含有させる。ま
た、鋼の電気抵抗を高めるので鉄損を低減する効果もあ
るので、鉄損を低減するためにＭｎを含有させることが
できる。しかし、過度にＭｎを含有させると、鋼が硬化
して圧延が困難になる。また、γ／α変態点を有する鋼
では圧延後の焼鈍温度が変態点以下に制限する必要があ
るが、Ｍｎ含有量が増して変態点が低下すると、焼鈍温
度を低く制限する必要が生じる。焼鈍温度が低く制限さ
れると結晶粒成長を促進し難くなるので好ましくない。
これを避けるため、Ｍｎ含有量の上限を４％とする。

【００２２】Ｐ：フェライト粒界に偏析して鋼を脆化さ
せるので少ないほど好ましい。特に鋼のＳｉ含有量が１
％を超える場合にはＰによる鋼の脆化が顕著となる。こ
のため、Ｐの含有量は０．１％以下とする。

【００２３】Ｓ：鋼の熱間脆性の要因であるうえ、硫化
物系介在物を形成し磁気特性を損なうので少ないほど好
ましい。このため、Ｓの含有量は０．０５％以下とす
る。好ましくは０．０１％以下である。

【００２４】Ａｌ：鋼の電気抵抗を高め、渦電流損を少
なくして鉄損を低減する効果がある。しかし、Ａｌを過
剰に含有させると鋼が硬化し圧延性が損なわれるため、
Ａｌを含有量の上限は３％とする。Ａｌを含有させる
と、Ａｌ₂Ｏ₃等からなる介在物が付随的に生じ、結晶粒
成長性を阻害することがある。また、Ａｌは高価な元素
である。このため、結晶粒成長性を重視する場合や経済
性を重視する場合にはＡｌを含有させなくてもよい。

【００２５】Ｂ：必須元素ではないが、熱間圧延時、ま
たは、冷間圧延後の焼鈍時の再結晶の際に｛１１１｝集
合組織の形成を抑制し、｛１００｝集合組織の形成が促
進される効果があるので含有させてもよい。その場合に
は０．０００２％以上含有させるのが効果的である。し
かし、過剰に含有させると再結晶完了後の粒成長を抑制
し、鉄損を悪化させるのでその上限は０．０１％とする
のがよい。

【００２６】ＳｂまたはＳｎ：これらは必須元素ではな
いが、両元素とも、鋼の再結晶に際して、結晶粒界から
の｛１１１｝方位の再結晶核の生成を抑制する作用があ
る。また、冷間圧延時に、変形帯の生成を促進して｛４
１１｝方位の再結晶核を増す作用がある。｛４１１｝は
｛１００｝方位に近い方位であるので、面内平均の磁気
特性の向上に寄与する。このため、さらに磁気特性を向
上させる場合には、ＳｂおよびＳｎの内の１種または２
種を合計で０．００５％以上含有させるのが効果的であ
る。しかし、過剰に含有させると鋼が脆化して圧延が困
難になるので、含有させる場合の上限は０．３％とする
のがよい。

【００２７】（Ｂ）｛１００｝面の集積度鋼板の｛１００｝集合組織のＸ線積分強度の強さは、配
向性がない材料の｛１００｝Ｘ線積分強度に対する比率
（以下、単に「ランダム比」と記す）として表す。｛１
００｝面の集積度が高いほど鋼は磁化されやすく磁気特
性が良好になるす。本発明の無方向性電磁鋼板は、磁束
密度を高め磁気特性を向上させるために、板厚中心部に
おける｛１００｝面の集積度がランダム比で３以上有す
るものとする。好ましくは５以上、さらに好ましくは７
以上である。

【００２８】鋼板の板厚中心部の集合組織は、例えば、
化学研磨などの方法で鋼板の片面側を板厚中心部まで除
去して板厚中心部を測定面とする試料を得、これをＸ線
回折する等の方法で測定される。ランダム比は、この測
定値と配向性がない材料の｛１００｝Ｘ線積分強度を用
いて容易に求められる。

【００２９】本発明の製品は、鋼板表面で測定した｛１
００｝面の集積度も従来のものに較べて良好である。上
述の板厚中心部のランダム比が３以上である鋼板であれ
ば、その板表層部では１以上、板厚中心部のランダム比
が７以上であれば板表層部では３以上の良好な集積度が
期待できる。この板表層部の集積度は、圧延時に生じる
鋼板最表層部の不均一変形部分を除くために、最表層部
を１０μｍ程度化学研磨法などの方法で除去した後に測
定されるものである。

【００３０】（Ｃ）熱間圧延上述の化学組成を有する鋳片は、仕上圧延温度を確保す
るために、公知の方法により、圧延前に加熱炉に装入し
たり局部加熱することができる。加熱温度は、仕上圧延
温度が確保できる範囲内で低くするのがよい。加熱温度
を低くすると硫化物系介在物が粗大化し、磁気特性が向
上する。従って、鋳片を加熱する場合の温度は１２００
℃以下が好ましく、１１５０℃以下であればなお好まし
い。仕上圧延温度が確保できる場合には、製造コスト低
減のために圧延前の加熱は省略してもよい。

【００３１】上述の鋳片は常法に従い粗圧延された後仕
上圧延される。厚さが薄い鋳片（以下、単に「薄鋳片」
と記す）では、粗圧延を省略して仕上圧延しても構わな
い。粗圧延が終了した鋼片または薄鋳片には、仕上圧延
機前でコイル状に一旦巻取って保温したり、途中に設け
た保熱装置や加熱装置を用いて温度効果を防止するなど
の処理を施してもよい。

【００３２】仕上圧延に際しては、鋼板と圧延ロール間
の摩擦係数が０．２以下になるように潤滑を施して圧延
する。鋼板とロール間の摩擦係数が大きくなると、鋼板
表層部のせん断加工領域が拡大され、表層部には｛１０
０｝よりも｛１１０｝集合組織の方がはるかにが強く形
成される。このため、板厚中心部に｛１００｝集合組織
が形成されても、鋼板全体の磁気特性を改善する効果は
大きくない。

【００３３】摩擦係数が０．２以下になるように潤滑し
て圧延すれば、鋼板表層部でのせん断変形が抑制され、
表層部での｛１１０｝集積度が弱まり、鋼板中心部の
｛１００｝集積度が高まるとともに｛１００｝集合組織
を示す領域が表面方向に拡大される。摩擦係数は、通常
用いられている方法、例えば、先進率から逆算するなど
の方法で求めることができる。

【００３４】摩擦係数を０．２以下にするのは、熱間圧
延中の鋼板表面やロール表面に、合成エステルなど公知
の圧延用潤滑剤を、スプレーなどの公知の方式で鋼板表
面やロール表面に塗布して圧延すればよい。熱間潤滑は
仕上圧延時の全ての圧延スタンドで施すのが望ましい
が、仕上圧延機の最初のスタンド、および、圧下率が１
０％に満たないスタンドでは摩擦係数は０．２を超えて
も構わない。最初のスタンドにおいては板厚が厚いので
せん断変形の悪影響度が小さいうえ、潤滑し過ぎると圧
延ロールへの噛み込みが不安定になることがあるからで
ある。圧下率が１０％に満たない場合には、潤滑が十分
でなくても悪影響は軽微である。

【００３５】上述の化学組成の鋳片は、上述の方法によ
り１ｍｍ以下の厚さに熱間圧延される。電磁鋼板の鉄損
は板厚に影響され、厚さが１ｍｍを超えると鉄損が悪く
なるので好ましくない。

【００３６】熱間圧延の仕上圧延終了温度（以下、単に
「仕上温度」と記す）は、９００℃以下、７００℃以上
のα相領域とする。仕上圧延後に鋼が変態すると集合組
織が破壊される。また、鋼板圧延時の形状不良を防止す
るために仕上圧延の最終圧下はα相領域でおこなうのが
よい。また、α相領域であっても、過度に高い温度で仕
上圧延すると集合組織が好ましくない場合がある。これ
らの理由から、仕上温度は、９００℃以下のα相領域と
する。

【００３７】本発明の製造方法においては、圧延と同時
に再結晶させることにより、圧延で得られた板厚中心部
の｛１００｝集合組織を安定化し強化する。仕上温度が
７００℃に満たない場合には、圧延中に再結晶が不十分
になるので、熱間圧延で得られた｛１００｝面の集積度
が強化されない。このため、仕上温度は７００℃以上と
する。圧延終了後の巻取温度は特に限定するものではな
いが、良好な集合組織を得るために５００〜７５０℃の
範囲とするのが好ましい。

【００３８】（Ｄ）冷間圧延を施さない場合の熱延板焼
鈍熱延鋼板には、板厚中心部に形成されている｛１００｝
方位の結晶粒を成長させ、その集積度を高めて磁束密度
を改善し、合わせてヒステリシス損を減少させて鉄損を
改善するために焼鈍を施す。焼鈍は、γ変態を生じさせ
ない範囲でおこなう必要があり、また、焼鈍温度が高い
ほど結晶粒の成長が促進される。これらの理由で、冷間
圧延を施さない場合の熱延板焼鈍は、８００℃以上のα
相領域でおこなうのがよい。焼鈍温度の上限は特に限定
するものではないが、以下に述べる連続焼鈍方式で良好
に焼鈍できる１１００℃を上限とするのがよい。

【００３９】焼鈍方法は、高温焼鈍が容易で鋼板の平坦
形状を良好に保つことができるので連続焼鈍法がよい。
焼鈍時間は１０秒以上あればよい。焼鈍前には常法に従
って酸洗が施される。また、焼鈍前には、鋼板の平坦や
表面粗さを整えるため、常法に従ってスキンパス圧延等
を施しても構わない。さらに、焼鈍後には常法に従って
絶縁コ−ティングを施すのが望ましい。

【００４０】（Ｅ）冷間圧延および焼鈍上述の熱間圧延後焼鈍した鋼板は、その状態で無方向性
電磁鋼板として使用できる。しかし、熱間圧延製品であ
るために板厚精度や平坦形状が好ましくない場合があ
る。この様な場合には、熱間圧延板に冷間圧延と焼鈍を
施し、冷延無方向性電磁鋼板として用いるのが好まし
い。冷間圧延に先だって熱延鋼板に焼鈍を施しておけ
ば、以後に冷間圧延と焼鈍を施しても｛１００｝集合組
織が安定し、良好な磁気特性を維持することができる。
このため、さらに好ましくは冷間圧延前に熱延板焼鈍を
施す。この場合の熱延板の焼鈍は結晶粒成長が生じれば
よいので、焼鈍温度は６００℃以上のα相領域とするの
がよい。焼鈍温度の上限は、１１００℃以下であればよ
い。焼鈍方法は連続焼鈍、箱焼鈍いずれの方法でも構わ
ない。

【００４１】冷間圧延時の圧下率は５０％以下とするの
がよい。５０％を超えると、焼鈍後に｛１１１｝集合組
織の集積度が強くなるので好ましくない。好ましくは２
０％以下である。冷間圧下率の下限は特に限定するもの
ではないが、板厚精度や平坦形状を改善するには０．５
％以上とするのが好ましい。

【００４２】冷間圧延後には焼鈍し、｛１００｝方位の
結晶粒を成長させて｛１００｝集積度を高め、磁束密度
と鉄損を向上させる。焼鈍温度が高いほど結晶粒の成長
が促進されるので焼鈍温度は高い方がよいが、γ変態を
生じさせない範囲でおこなう必要がある。このため、焼
鈍は８００℃以上のα相領域でおこなうのがよい。焼鈍
温度の上限は特に限定するものではないが、連続焼鈍方
式で良好に焼鈍できる１１００℃を上限とするのがよ
い。焼鈍方法は、高温焼鈍が容易で鋼の平坦形状を良好
に保つことができる連続焼鈍法がよい。焼鈍の後、常法
に従って絶縁コ−ティングを施すのが望ましい。

【００４３】

【実施例】（実施例１）表１に示す化学組成の、厚さ３
０ｍｍの鋼片を加熱炉に装入して１０００℃で３０分間
加熱した後、３スタンドの小型圧延機を用いて仕上熱間
圧延を施した。

【００４４】

【表１】

【００４５】圧延速度は２００ｍ／分とし、３スタンド
圧延機を２回通板して圧延する合計６パスの圧延を行
い、最終板厚を０．５０ｍｍとした。合成エステル油を
それぞれのスタンドのワークロ−ルにスプレ−で吹き付
けて、潤滑した。鋼板とロール間の摩擦係数は、先進率
から逆算して求める方法で測定し、その値は０．１７で
あった。仕上温度は何れも８００℃とし、熱間圧延終了
後大気中で放冷し、５００℃に達したときに５００℃に
設定した加熱炉に装入して２０℃／時の冷却速度で炉冷
した後酸洗した。

【００４６】得られた鋼板から、長さ２５ｍｍ、幅２５
ｍｍのＸ線回折用試験片と、外径４５ｍｍ、内径３３ｍ
ｍの磁束密度測定用のリング試料を打ち抜き、いずれも
９５０℃で０．５分間保持する連続焼鈍相当の熱処理を
施した。この熱処理後のＸ線回折用試験片の一部は、そ
の片面を板厚中心まで化学研磨して除去し、板厚中心部
をＸ線回折して｛１００｝面反射積分強度を測定した。
また、残りの試験片の表面を１０μｍ化学研磨して除去
し表面の｛１００｝面反射積分強度も測定した。

【００４７】鋼の磁束密度は鋼の化学組成によって変動
するため、磁束密度測定用のリング試料を用いて、磁化
力５０００Ａ／ｍの時の磁束密度（Ｂ₅₀）と飽和磁束密
度（Ｂ_S ）を測定し、Ｂ₅₀／Ｂ_S を求めて鋼の磁化され
易さを評価した。これらの結果を表２に示す。

【００４８】

【表２】

【００４９】表２に示すように、本発明が規定する範囲
内の化学組成を有する鋼を熱間圧延し冷間圧延及び焼鈍
して得られた鋼板の板厚中心部の｛１００｝面の積分強
度はランダム比で３以上であった。これらのＢ₅₀／Ｂ_S
は０．８３以上であり、良好な磁束密度の鋼板が得られ
た。これに対し、比較例として評価した鋼Ｉ、Ｊ、Ｋを
用いて熱間圧延した試番９〜１１では、板厚中心部の
｛１００｝面の積分強度はランダム比で３に満たず、Ｂ
₅₀／Ｂ_Saも０．８１以下であった。

【００５０】（実施例２）表１の鋼Ｃに示す化学組成
で、実施例１に記載したのと同一寸法の鋼片を出発材と
し、加熱炉に装入して１０００℃で３０分間加熱した
後、３スタンドの小型圧延機を用いて、厚さ０．８ｍｍ
の鋼板に熱間圧延した。熱間圧延条件は表３に示した。

【００５１】

【表３】

【００５２】熱間圧延時には合成エステル油を各圧延ス
タンドのワークロ−ルにスプレ−で吹き付けて潤滑し
た。ただし、試番２５は比較例として、潤滑しないで熱
間圧延した。また、試番２６は比較例として、仕上圧延
を６５０℃で終了する低温熱延とした。鋼板とロール間
の摩擦係数は実施例１に記したのと同様の方法で測定し
た。圧延終了後６００℃まで放冷し、６００℃に保持し
た加熱炉に装入して２０℃／時の冷却速度で室温まで冷
却した。その後酸洗し、９２０℃の塩浴中で１分間保持
する熱処理を施した後、厚さ０．７ｍｍまで冷間圧延し
（圧下率１２．５％）、冷間圧延板から外径４５ｍｍ×
内径３３ｍｍのリング試料を打ち抜き、最高温度９３０
℃で０．５分間保持する連続焼鈍相当の熱処理を施し
た。この鋼のＡr1変態点は９５０℃であった。これらの
試料を用いて、実施例１に記載したのと同様の方法で、
磁束密度および鋼板表面と板厚中心部の｛１００｝面反
射積分強度を測定した。これらの結果も表３に合わせて
示した。

【００５３】表３からわかるように、本発明が規定する
条件範囲内で熱間圧延した試番２１〜２４の｛１００｝
積分強度はランダム比で、板厚中心部で６以上と著しく
高く、Ｂ₅₀／Ｂ_S が０．８３以上と良好であった。これ
に対し、熱間圧延時に潤滑しなかった試番２５、およ
び、仕上温度が６５０℃と低すぎた試番２６では｛１０
０｝集合組織の集積度が低くなり、Ｂ₅₀も低かった。

【００５４】（実施例３）表１の鋼Ｂに示す化学組成
で、実施例１に記載したのと同一寸法の鋼片を加熱炉に
装入して１０００℃で３０分間加熱した後、３スタンド
の小型圧延機を用いて熱間圧延時に潤滑を施しつつ厚さ
０．８ｍｍの鋼板に熱間圧延した。熱間圧延条件は表３
試番２１に記載したのと同一の条件とした。得られた熱
延鋼板を酸洗後、冷間圧下率を５〜８３％の範囲で変更
して冷間圧延をおこない、冷間圧延板から外径４５ｍｍ
×内径３３ｍｍのリング試料を打ち抜き、１０００℃で
０．５分間保持する連続焼鈍相当の熱処理を施した。こ
れらの試料を用いて、実施例１に記載したのと同様の方
法で、磁束密度および｛１００｝面反射積分強度を測定
した。これらの結果を表４に示した。

【００５５】

【表４】

【００５６】表４に示すように、冷間圧延率が５０％以
下であれば、良好な集合組織が得られ、磁束密度も良好
であった。しかし、本発明範囲の内でも冷間圧延圧下率
を４５％に高めると、｛１００｝積分強度が低下する傾
向がある。６０％以上の冷間圧延圧下率になると｛１０
０｝積分強度が著しく低下し磁束密度がよくなかった。

【００５７】

【発明の効果】本発明の無方向性電磁鋼板は、板厚中心
部の｛１００｝集合組織が発達した磁束密度の高い極め
て良好な磁気特性を有する電磁鋼板である。本発明の無
方向性電磁鋼板は冷間圧延を施さなくても磁気特性がよ
いので経済性に優れる。本発明の製造方法は、高度に潤
滑した熱間圧延により圧延する方法であるので、従来に
ない高い磁束密度を有する無方向性電磁鋼板を安価に安
定して製造できる。また、高合金の珪素鋼を素材として
用いることが可能であるので、従来以上に性能の優れた
電磁鋼板が得られる。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】化学組成が、重量％で、Ｃ：０．００５％
以下、Ｓｉ：７％以下、Ｍｎ：０．０５〜４％、Ｐ：
０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：３％以下、
Ｂ：０〜０．０１％、ＳｂおよびＳｎの内１種または２
種を合計で０〜０．３％含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなり、板厚中心部の｛１００｝面の集積
度がランダム比で３以上である厚さが１ｍｍ以下の無方
向性電磁鋼板。
【請求項２】化学組成が、重量％で、Ｃ：０．００５％
以下、Ｓｉ：７％以下、Ｍｎ：０．０５〜４％、Ｐ：
０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：３％以下、
Ｂ：０〜０．０１％、ＳｂおよびＳｎの内１種または２
種を合計で０〜０．３％含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなる鋼に、熱間圧延中の鋼とロ−ル間の
摩擦係数を０．２以下にし、仕上圧延の終了温度を９０
０℃以下、７００℃以上のα相領域とする熱間圧延を施
して厚さ１ｍｍ以下の熱延鋼板とし、これを酸洗した
後、８００℃以上のα相領域で連続焼鈍することを特徴
とする請求項１に記載の無方向電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】酸洗後、５０％以下の圧下率で冷間圧延
し、８００℃以上のα相領域で連続焼鈍することを特徴
とする請求項２に記載の無方向電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】熱延鋼板を６００℃以上のα相領域で焼鈍
し、５０％以下の圧下率で冷間圧延し、さらに８００℃
以上のα相領域で連続焼鈍することを特徴とする請求項
２に記載の無方向電磁鋼板の製造方法。