JPS5855210B2 - 磁気特性の極めて優れた無方向性電磁鋼帯の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、磁気特性の極めて優れた無方向性電磁鋼帯の
製造方法に関するものであり、特に本発明は、規定の磁
気特性を付与して製鉄所から出荷されるフルプロセス成
品である無方向性電磁鋼帯、もしくはフルプロセス成品
、セミプロセス成品の何れかの成品を需要家において打
抜き剪断加工後にいわゆる歪取焼鈍を施した無方向性電
磁鋼帯であって磁束密度が高く、鉄損が極めて低い、す
なわさ磁気特性の極めて優れた無方向性電磁鋼帯の製造
方法に関するものである。

近年省エネルギーが叫ばれ、冷蔵庫、クーラー等に使用
されるモーターの効率向上、あるいは螢光燈安定器等の
小型化、温度上昇の低下のために、磁束密度が高く、し
かも鉄損が低い無方向性電磁鋼帯の必要性がますます高
まってきた。

ところで、無方向性電磁鋼帯にはいわゆるフルプロセス
電磁鋼帯とセミプロセス電磁鋼帯がある。

フルプロセス電磁鋼帯とは製鉄所で規定の磁気特性を付
与されて出荷され、需要家において打抜き、剪断等の加
工を行ない、そのま＼使用できるものである。

一方セミプロセス電磁鋼帯とは需要家において打抜き、
剪断等の加工後に７００〜８５０℃程度の温度でいわゆ
る歪取焼鈍を施して、はじめて所定の磁気特性が得られ
るものである。

しかし、フルプロセス電磁鋼帯においても、需要求にお
いて打抜き、剪断等の加工後７００〜８５０℃程度の温
度でいわゆる歪取焼鈍を施すことによってさらに磁気特
性を向上させて使用される場合がある。

とくに、モーターの高効率化等のためには、できるだけ
高い磁束密度と低い鉄損の鉄心材料が必要となるためＳ
ｉ含有量の低いフルプロセス成品である無方向性電磁鋼
帯に歪取焼鈍を施して使用されることが多い。

無方向性電磁鋼帯にあっては、高い磁束密度を得るため
には、一般に８ｉ含有量が低いほうがよく、Ｓｉ含有量
の低いフルプロセスおよびセミプロセス電磁鋼帯を歪取
焼鈍することにより鉄損をできるだけ低下させて使用す
る方法は高効率モーター等の鉄心用として今後ますます
多用されるものと考えられる。

一般的にフルプロセスおよびセミプロセス電磁鋼帯は製
造工程からみて、それぞれ１回冷延法と呼ばれる１回の
冷間圧延と１回の焼鈍によって製造される方法あるいは
２回冷延法と呼ばれ、中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延
によって作られる方法の何れかによって製造されている
。

１回冷延法による成品には冷延後十分な焼鈍を行なって
規定の磁気特性を付与されて製鉄所より出荷されるフル
プロセス成品と、冷延後低温または短時間の不十分な焼
鈍により板の硬度を若干軟かくして打抜き、剪断等の加
工性を付与し、磁気特性はまだ不十分なセミプロセス成
品がある。

２回冷延法による成品には通常中間焼鈍後の２回目の冷
間圧延を約２０％以下の軽圧下とし、その後十分な焼鈍
を行なうフルプロセス成品と、２回目の冷延後そのま″
＞成品とするか、または上述のような低温あるいは短時
間の焼鈍を行なうセミプロセス成品がある。

無方向性電磁鋼帯はこのように主として１回冷延法ある
いは２回冷延法により製造されるが、このように製造さ
れる成品には磁性上それぞれ下記のような特徴を有して
いる。

冷延１回法で作られる成品は一般的に熱延鋼帯からの冷
延圧下率が高いため成品の結晶粒径が小さく鉄損値が高
い傾向がある。

しかし、この１回冷延法戒品は高い磁束密度を有すると
いう特徴がある。

一方２回冷延法材は前述のように２回目の冷延圧下率を
低くすることによってフルプロセス材の成品状態あるい
はセミプロセス成品を歪取焼鈍した後の結晶粒径を大き
くした状態を狙ったもので、したがって鉄損値が低いと
いう特徴がある。

しかしこれらの２回冷延法材は結晶学的集合組織の変化
（こより１回冷延法材より磁束密度が低くなる欠点があ
る。

本発明は、従来方法の有する欠点を除去、改善し、フル
プロセス成品の成品状態と、もしくはフルプロセスある
いはセミプロセス成品にいわゆる歪取焼鈍を施した後の
状態とにおいて磁束密度が高く、しかも鉄損値も低い無
方向性電磁鋼帯の製造方法を提供することを目的とし、
特許請求の範囲記載の方法によって前記目的を達成する
ことができる。

次に本発明の詳細な説明する。

本発明者等は磁束密度が高く、しかも鉄損値も低いこと
が要求される高効率モータ用鉄心材料として優れた無方
向性電磁鋼帯を製造するには、１回冷延法により、しか
も鉄損値を低下させる方策を講する必要があることから
、１回冷延法によるフルプロセス無方向性電磁鋼帯成品
の磁気特性の向上、また同成品の歪取焼鈍後の磁性向上
、および１回冷延法によるセミプロセス無方向性電磁鋼
帯の歪取焼鈍後の磁性向上に対する各種元素の存在量の
影響や熱間圧延条件の影響などについて研究した。

その結果たとえば１回冷延法によるフルプロセス電磁鋼
帯成品の鉄損値とそれら成品の歪取焼鈍後の鉄損値の間
には一見まったく無関係なことがあり、たとえ連続焼鈍
後成品状態での鉄損値が低くても、歪取焼鈍によってま
ったく向上しないものもあり、またその逆の場合もある
など複雑な問題があることが分った。

本発明はこのような現象を追及した結果完成されたもの
である。

すなわち本発明によれば、いわゆる１回冷延法によって
作られる無方向性電磁鋼帯のつぎの３状態、イ、フルプ
ロセス成品状態 ロ、フルプロセス戚品を歪取焼鈍した後 ハ、セミプロセス成品の歪取焼鈍後 の各状態で極めて優れた磁気特性を有する材料を提供す
ることができる。

ところで無方向性電磁鋼帯にあっては周知の如く一般的
に結晶粒径が大きいはど鉄損値が低くなる。

従来１回冷延法によるフルプロセス電磁鋼帯成品の磁性
を改善する場合は主として連続焼鈍時に結晶粒が粗大化
するような方策が考えられてきた。

そして成品の磁気特性が規定値を満足すればそれで十分
であった。

ところがこのような成品を８００℃前後の温度で歪取焼
鈍を行なった場合結晶粒の成長が起こらず鉄損がほとん
ど向上しないものもあることおよび１回冷延法によるセ
ミプロセス成品を歪取焼鈍した場合も磁性にバラツキを
生じることが分ってきた。

これらの原因につき種々研究した結果、いずれも歪取焼
鈍時には極めて微量の酸可溶性Ａｔが結晶粒の粗大化を
抑制し、鉄損向上に有害であることを新規に知見した。

フルプロセス無方向性電磁鋼帯は一般的に冷延後連続焼
鈍により成品とされるが、これまでこの焼鈍時の結晶粒
の成長を図るためＡｔを０．１％以上と多量に添加し、
ＡｔＮを粗大化し結晶粒の成長を抑制しない方法とする
か、またはＡｔの使用を鋼の脱酸を図る目的だけに少量
の添加とし、ＡＡ、Ｎの生成量を少なくするという手段
がとられてきた。

本発明者等は酸可溶性Ａｔ量が電磁鋼帯の特性に及ぼす
影響について詳細に研究した結果、ＡＡの使用量が少な
く酸可溶性ＡｔがおＳむね０．００３％程度ではフルプ
ロセス無方向性電磁鋼帯の製造における連続炉焼鈍時の
結晶粒の成長、ひいては鉄損Ｏこはそれほど有害でない
が、これら成品を７５０℃２ｈ程度の歪取焼鈍を行なっ
た場合には、酸可溶性Ａｔが０．００１０％以上存在す
ると結晶粒の成長性が急激に悪くなり、このため鉄損の
向上が少なくなり、酸可溶性Ａ７が０．００１０％未満
で少なければ少ないはど鉄損の向上がいさじるしく大き
くなることを見出した。

なお成品の鉄損についても酸可溶性Ａｔをｏ、ｏｏｉｏ
％未満とすることとともにＣ量を０．０１０％以下、望
ましくは０．００５％以下とすることにより、いちじる
しく向上できることも分った。

１回冷延法によるセミプロセス材の製造においては冷延
後５００〜７５０℃程度の低温で焼鈍され成品とされる
が、これらに歪取焼鈍を施した後の磁性も酸可溶性Ａ７
を０．００１０％未満、Ｃを０．０１０％未満とするこ
とによりフルプロセス成品と同様に極めて磁性の優れた
無方向性電磁鋼帯が得られることが分った。

上述のよう（こフルプロセス無方向性電磁鋼帯の成品状
態およびとくにこのような成品を歪取焼鈍したときの磁
性ならびに１回冷延法によるセミプロセス無方向性電磁
鋼帯の歪取焼鈍後の磁性はＣＯ，０１０％未満、酸可溶
性Ａｔを０．００１０％未満にすることにより、通常の
条件で熱延鋼帯を作った場合にも向上できるが、これら
の磁性は熱間圧延条件を改善することによりさらに向上
できることが分った。

一般に軟鋼もしくはＳｉあるいはＳｉとＡＡとの和が１
．５％程度以下の電磁用鋼は高温からの冷却中ＡｒＢ変
態点以上ではγ相、Ａｒ□変態点以下ではα相となる。

Ａｒ３点とＡｒ□点の中間ではγ相とα相が共存し、低
温側はどα相の量が多くなる。

そして、熱間圧延終了温度がＡｒ３点より高いか、Ａｒ
□点より低いか、あるいはＡｒ３点とＡｒ□点との間の
どこに相当するかによって熱延後鋼帯の結晶学的集合組
織が変化することは広く認識されている。

しかし無方向性電磁鋼帯について、これらの変態点と、
熱延終了温度さらには熱延後の銅帯の捲取り温度との関
連において磁気特性および集合組織を調査した例はみら
れない。

そこで発明者等は、無方向性電磁鋼帯として使用される
各種の材料について実際の熱間圧延に近い冷却速度での
Ａｒ３ 、 Ａｒ□変態点を測定し、それらの材料の化
学成分（重量％）との関連について詳細に検討したとこ
ろ、Ａｒｃ、Ａｒ、変態点はつぎの２式でよく表わされ
ることを見出した。

Ａｒ５＝（８９１−９００（０％） ＋ ５０（Ｓｉ％
）−８８（Ｍｎ％）＋１９０（ｐ％）＋３８０（ｋｔ％
））℃ ・・・・・・・・・（１）Ａｒ□＝（
８８２−５７５０（０％） ＋５８８００（０％）２＋
５０（Ｓｉ％）−８２（Ｍｎ％）＋１７０（Ｐ％）＋３
８０（ＡＡ％））℃・・・・・・・・・（２） そして各種成分の無方向性電磁鋼帯のｋｒＢｔＡｒ□点
の間怠からみた熱間圧延終了温度と捲取り温度が成品の
磁気特性に及ぼす関係につき詳細に研究した。

その結果、Ａｒ３点とＡｒ１点の中央温度より低い温度
で熱間圧延を終了することにより成品の磁気特性が著し
く向上すること、またさらには捲取り温度を６８０℃以
上、好ましくは７００℃以上とすれば磁気特性の一層の
改善が期待できることを見出したのである。

すなわさｋｔおよびＣ含有量を適正範囲とした上で熱間
圧延の終了温度さらには捲取り温度を上記範囲にするこ
とにより、磁束密度の向上がいちじるしく、またこれに
ともない鉄損面での向上も得られ、とくに高い磁束密度
と低い鉄損を兼ね備えた極めて優れた無方向性電磁鋼帯
を得ることが出来たのである。

以下に実験結果に基づき説明を行なう。

第１図はＳｉＯ，２５％、００．００４％ｔＭｎ０．３
％、Ｐｏ、００８％、Ｓｏ、００５％、Ｎｏ、００２％
目標とし、酸可溶性ＡＡをく０．０００２％から０．０
０３０％まで変えて真空溶解で５０に９鋼塊を作り、熱
間圧延終了温度を８５０℃目標として２．３朋厚さに熱
延し、熱延後直ちに５６０℃に保った電気炉に移して徐
冷し、その後通常の冷延１回法でＱ、５ ｍｍに冷延し
、８００℃、２分の焼鈍を行なった成品および、それら
を７５０℃２ｈＮ２の歪取焼鈍を施した後の周波数５０
Ｈｚ磁束密度１．５テスラにおける鉄損（Ｗｌ ５１５
０ ）を示したものである。

第１図から成品の鉄損は酸可溶性Ａ７が０．００３０％
から０．００１０％へ低下すると若干鉄損値が低下する
が、それ程鉄損面での向上はない。

酸可溶性Ａ７０．０Ｏ１０％未満の素材を用いた場合に
は酸可溶性ｋｔが少なくなるにしたがいやＳ急激に鉄損
値が低下することが分る。

一方これら成品を７５０℃、２ｈ、Ｎ２の歪取焼鈍を行
なった後の鉄損は、酸可溶性ｋｔが０．００１０％以上
では鉄損面での向上が少なくなり、酸可溶性ｋｔが０．
００３０％程度となるとほとんど向上しないといえるほ
どになる。

酸可溶性Ａ７が０．００１０％未満の本発明による素材
を用いた場合は、酸可溶性Ａｔが０．０００２％以下と
少なくなるにしたがい鉄損値の低下がいちじるしく、極
めて優れた磁性を示すことが明らかである。

第２図には酸可溶性Ａｔが０．０００２％以下を含む成
品Ａと０．００３０％を含む成品Ｃとこれらにそれぞれ
７５０℃、２ｈ、Ｎ２歪取焼鈍を施した状態Ｂ、Ｄの結
晶組織を示したものである。

これらから明らかなように前者の結晶粒径は酸可溶性Ａ
ｔが０．０００２％以下と低いほうかやＳ大きい程度で
あり大差はないが、後者の７５０℃、２ｈの歪取焼鈍後
のものは酸可溶性Ａｔが０．０００２％以下のものは結
晶粒が大きく成長しているのに対して酸可溶性Ａ／、を
０．００３０％含むものは結晶粒がほとんど成長してい
ないことが明らかである。

第３図はＳｉ０．２５％２Ｍ ｎ ０．３％、Ｐｏ、０
８％、８０．００５％、ＮＯ，００２％、酸可溶性Ａｚ
０．０００２％以下を目標とし、Ｃを０．００２％から
０．０１８％へと変えて真空溶解した５０時鋼塊につい
て、第１図に示したと同様な処理で成品とした場合の成
品状態の鉄損値を示したものである。

同図より明らかなように成品のＣ含有量が高くなるにし
たがい、鉄損値が高くなることが明らかで酸可溶性ｋｔ
が低く、しかも成品のＣが０．０１０％より低いこと、
望ましくは０．００５％より低いことが必要である。

本発明によれば、フルプロセス無方向性電磁鋼帯の成品
の鉄損を改善するには酸可溶性Ａｔをｏ、ｏｏｉｏ％未
満とするとともに、Ｃを０．０１０％未満に減少させる
必要があることを述べた。

これらの現象の理由は明らかではないが、焼鈍時にＣが
粒成長を抑制し、また冷却中にＣが微細な析出物を作り
、磁壁の移動を妨げ、鉄損を増大せしめるためと考えら
れる。

またフルプロセス成品状態の鉄損に対しては酸可溶性Ａ
ｔが０．００３％程度でも大きな害はないが、このよう
な成品を歪取焼鈍した場合に鉄損を向上させるには酸可
溶性Ａ７を０．００１０％未満にする必要がある。

この酸可溶性Ａｔを０．００１０％未満とすることが本
発明の特徴の１つであるが、この２つの焼鈍における酸
可溶性ｋｔ量の鉄損への影響、換言すれば結晶粒の粗大
化に対する影響が非常に異なることが、本発明の１つの
根拠となるものである。

すなわち、連続焼鈍によりフルプロセス成品を作る場合
には酸可溶性Ａｔが０．００３％程度でも、ある程度の
結晶粒の成長が得られ、むしろＣ含有量が必要となるの
であるが、これらを歪取焼鈍をして結晶粒の成長を図る
ためには酸可溶性Ａｔを０．００１０％未満とする必要
があるということである。

このような現象の理由は明確ではないが、以下のような
２つの考え方をすることができるかもしれない。

すなわち、（イ）これらはいずれも酸可溶性ＡＡが低い
レベルにあり、熱延鋼帯ではＡｔＮはほとんど生成され
ておらず、固溶状態にある。

これらの熱延鋼帯は冷延後急速加熱で焼鈍される連続焼
鈍のような焼鈍時にはＡｔＮの析出が遅れ結晶粒の粗大
化を抑制しない。

しかしこれら成品をＳＯＯ℃前後の低い温度に保持して
歪取焼鈍する際にはＡ７Ｎが析出し、酸可溶性ＡＡとし
てｏ、ｏｏｉｏ％よりわずかに多い量のものでも結晶粒
の成長に対して大きな抑制力となる。

（ロ）急速加熱の焼鈍時の再結晶完了後には粒径が小さ
く、粒成長駆動力が太きいため若干のＡｔＮが存在して
、抑制力として働いてもある程度の粒径までは成長でき
るが、歪取焼鈍によってそれ以上に成長するためには粒
成長の１駆動力が小さくなっているのでわずかのＡｔＮ
もね成長を抑制し酸可溶性Ａ７のわずかの差もその後の
粒成長に大きな差異をもたらすかもしれない。

また１回冷延法によるセミプロセス成品を歪取焼鈍する
場合にもやはり酸可溶性ＡＡが０．００１０以上材は微
量ではあるがＡＡＮが析出し、酸可溶性ＡＡＯ，０Ｏ１
０％未満材に比し結晶粒の成長に対し大きな差異を生じ
るものと考えられる。

Ｃの影響についてもフルプロセス材で説明したのと同様
の考えが適用できる。

つぎに第４図に、００．００９％、Ｓｉ０．３３％、Ｍ
ｎ０．３３％、Ｐｏ、０７８％、８０．０２４％、Ａｔ
Ｏ，０００２％を含むスラブを１２５０℃に加熱し、ホ
ットストリップミルにて熱間圧延終了温度を８９０℃か
ら７３０℃まで変えて２．３順厚さの熱延鋼帯に熱延し
、ついで捲取り温度５６０℃。

６８０℃で捲取り、その後通常の方法で酸洗を行ないＱ
、５Ｑｍｍ厚さに冷間圧延し、７７０℃で２分間の連続
焼鈍を行ってフルプロセス製品とした場合の鉄損値Ｗ１
５１５０と熱間圧延終了温度との関係について調べた結
果を示す。

なお木材の化学成分より（＋） 、（２）式にて算出し
たＡｒ３点は８８５℃、Ａｒ□点は８３８℃である。

第４図から明らかなように、熱間圧延終了温度がＡｒ３
点とＡｒ、点の中央値と７５０℃との間の場合に成品の
鉄損値Ｗ１５１５０は低い値を示し、とくに熱延後の捲
取り温度を６８０℃以上とした場合により優れた鉄損特
性をもつフルプロセス無方向性電磁鋼帯が得られた。

従って本発明では、熱間圧延の圧延終了温度につき、Ａ
ｒ３点とＡｒ□点の中央値と７５０’Ｃとの間に限定し
たのである。

なお本発明においては主成分範囲として、Ｓｉ量を１．
５％未満、Ｍｎ Ｏ，１〜１．０％、２０１２％未満、
ｓｏ、ｏｉｏ％未満とする。

これらの主成分を限定した理由を次に述べる。

鋼中のＳｉ量が増すと飽和磁束密度が低下し、無方向性
電磁鋼帯ではどうしても磁束密度Ｂ５ｏ値が低くなって
くる。

したがって高い磁束密度を得るためにはＳｉ量は１．５
％未満とする必要がある。

Ｍｎは脱酸剤として、またＳによる鋼の熱間脆性を抑制
するために不可欠のもので通常０．１％以上添加される
が、１％より多いと磁気的に有害となるので０．１〜１
％の範囲内にする必要がある。

Ｐは無方向性電磁鋼帯の硬度を上昇させ、打抜性を向上
させるために添加されることがあるが、０．２％以上で
は板が脆弱となり、冷間圧延が困難となるので０．２％
未満とする必要がある。

ＳはＭｎとともに微細なＭｎＳ析出物を作り、結晶粒の
成長を抑制する作用があり、また磁壁の移動の妨げとな
り履歴損を増大させるので極力低下させる必要があり、
０．０１０％未満とする必要があり、さらに０．００７
％未満とすることが望ましい。

ＮはＡｔとともにＡｔＮを生成し歪取焼鈍時の結晶の粒
成長を抑制する元素でありまたＳｉ含有鋼ではＦｅおよ
びＳｉとの窒化物を生威し、結晶粒の成長を抑制するの
で０．００３５％未満、望ましくは０．００２５％未満
とすることが望ましい。

なお本発明の実施に当ってはＴｉ 、Ｚｒ 、Ｖ。

Ｎ ｂ 、Ｏｒ ２Ｍｏ等の窒化物、炭化物を生成する
不純物の混入をできるだけ低下させることが有利である
。

また本発明において酸可溶性Ａｔを０．００１０％未満
とするにはＳｉ、Ｍｎ、Ｐ等の原料中のＡｔ量を少なく
するとともに、精錬容器、取鍋等が汚染されていないも
のを使用する。

次に本発明を実施例Ｏこついて説明する。

実施例 １ 転炉で溶製し、ＲＨ減圧処理し、Ｓｉを０．２５％目標
とし、Ｃを低減し、本発明材としてはＳ。

Ｎも低減し、酸可溶性ｋｔ（Ｓｏｔｋｌ ）を０．００
１．０％未満としたもの２ヒート、比較材として、Ｓ、
Ｎが通常このグレードの品種に含まれる程度で酸可溶性
Ａｔを本発明方法で用いるものより若干高めたもの１ヒ
ートと、Ｓ、Ｎは低減したが、酸可溶性Ａｔが本発明方
法で用いるものよりわずかに多いもの１ヒートを溶製し
た。

これらの化学成分を第１表に示す。

これらの溶鋼を連続鋳造によりスラブに鋳造した後１２
５０℃に加熱し、ホットストリップミルにて本発明に従
う適正な熱間圧延終了温度で２，３關まで熱間圧延を行
い、ついで捲取温度５６０℃目標および６８０℃以上日
標としてコイルに捲取った。

これらの熱延コイルは酸洗後Ｑ、 ５ ｍｍ厚さに冷間
圧延し、その後フルプロセス或品用としては８００℃、
２ｍ１ｎ、セミプロセス或品用７００℃３ｒｎｉｎの連
続炉光輝焼鈍する方法で成品とした。

これら１回冷延法フルプロセス材の成品状態およびフル
プロセス成品とセミプロセス成品を７５０℃、 ２ ｈ
、 Ｎ２の歪取焼鈍を行なった後の磁性を第２表に示
した。

第２表から分るようにフルプロセス成品では比較材のヒ
ートＡ−１材すなわちＳ、Ｎがこの種で通常の不純物を
含み酸可溶性ｋｔが０．００３０％と本発明のものより
若干多いものは歪取焼鈍による鉄損の向上がほとんどな
い。

比較材のヒートＡ−２材はＳ、Ｎを低くし、酸可溶性Ａ
ｔは０．００１６％で本発明のものよりわずかに多いも
ので、ヒートＡ−１材に比し、成品の鉄損は向上してい
るが、歪取焼鈍による向上が５〜６％と低い。

これらに対して本発明のヒート、Ｂ−１，Ｂ−２材は成
品の鉄損が低く、また歪取焼鈍による向上が１５〜２７
％と高く、とくに酸可溶性Ａｔ量が少ないピー１−Ｂ−
２材の向上がいちじるし・い。

なお熱延終了後の捲取温度が通常の５６０℃目標のもの
でも、成品ならびに歪取焼鈍後の鉄損は優れているが、
とりわけ捲取温度を６８０℃以上としたものは、磁束密
度Ｂ５ｏ値がとくに優れ、同時に鉄損も優れたものが得
られた。

またセミプロセス成品では歪取焼鈍後の磁性のみで評価
されるが、この場合もフルプロセス成品の歪取後の磁性
とまったく同様な傾向で、本発明材が優れた磁性を示す
ことが明らかである。

実施例 ２ Ｓｉ含有量目標を０．５％とし本発明材としてＣ２Ｓ、
Ｎを低減し、酸可溶性Ａ／、を０．００１０％未満とし
たもの２ヒートと、比較材としてＳ、Ｎが通常このグレ
ードの品種に含まれる程度とし、酸可溶性Ａｔを本発明
範囲外で微量のもの１ヒート、多量に添加したものを１
ヒートおよびＳ、Ｎも低くし、しかし酸可溶性Ａｔを本
発明のものかられずかに多いもの１ヒート溶製した。

そして実施例１と同じ方法でフルプロセスおよびセミプ
ロセス成品とした。

これらの化学成分を第３表にフルプロセス材の成品状態
およびフルプロセス成品、セミプロセス成品を７５０℃
、２ｈｔＮ、歪取焼鈍後の磁性を第４表に示した。

なおこれらの熱延終了温度はいずれも本発明に従う適正
範囲を満足するものである。

第４表の結果から比較材のＳ、Ｎが多く、酸可溶性ＡＡ
が０．２３％と多いピー１−０−１材や酸可溶性ＡＡが
０．００３４％の本発明のものより多いもの、さらには
Ｓ、Ｎが低く、酸可溶性Ａ／、が０．００１４％と本発
明範囲よりほんのわずかでも多いものは、成品の鉄損が
悪く歪取焼鈍による鉄損の向上が少なかったのに対し、
本発明に従い得られたヒート番号Ｄ−１．Ｄ−２材は通
常の５６０℃の捲取温度のものでも比較材に比し、成品
の鉄損が低く、また歪取焼鈍による鉄損の向上がいちじ
るしく大きいことが明らかである。

ヒート番号Ｄ−１，Ｄ−２の捲取温度６８０°Ｃ以上の
ものは磁束密度Ｂ５０値がいちじるしく高く鉄損も極め
て低くなることが明らかである。

またセミプロセス成品における歪取焼鈍後の磁性につい
ても上記フルプロセス成品の場合とまったく同じ傾向で
あり、本発明材が比較材に比し優れていることが明らか
である。

実施例 ３ 実施例１，２と同様な方法でＳｉ１％目標材について酸
可溶性ｋｔ量を変えて転炉で溶製し、ＲＨ減圧処理し、
連続鋳造してスラブを作った。

酸可溶性ＡＡ量としては比較材として０．２％目標と多
量に添加した通常材および本発明のものよりもわずかに
多い０．００１４％材、これらと本発明範囲のｏ、ｏｏ
ｉｏ％未満のもの２ヒートとした。

第５表にこれらの化学成分を示した。

鋳造されたスラブは実施例１，２と同様な方法で２ｍｍ
厚さの熱延鋼帯とした。

これらの熱延終了温度はすべて本発明の適正範囲内とし
、捲取温度は通常の６００’Ｃ目標と６８０℃以上目標
の２種簀骨とした。

熱延鋼帯は実施例１，２と同様に通常の１回冷延法フル
プロセス電磁鋼帯の製造法によった。

これらの成品および成品を７５０°Ｃ２２ｈ。Ｎ２の歪
取焼鈍後の磁気特性を第６表に示した。

第６表の結果からみて比較材のヒート番号Ｅ−１、Ｅ−
２材は歪取焼鈍による鉄損の向上が少ないのに対し、ヒ
ートＦ−ｉ、Ｆ−２材の本発明に従い得られたものは捲
取温度が通常の６００′Ｃの目標のものでも比較材より
成品の鉄損が低く、また歪取焼鈍による鉄損の向上が大
きく、とくに酸可溶性Ａ７が０．０００２％以下と低く
なると極めて低い鉄損値が得られることが明らかである
。

また捲取温度が６８０°Ｃ以上の条件を満たすものは磁
束密度が極めて高く、同時に鉄損も低くなり優れた無方
向性電磁鋼帯が得られることが明らかである。

【図面の簡単な説明】

第１図は酸可溶性Ａｔ量を変えた場合の冷延１回法によ
るフルプロセス無方向性電磁鋼帯の成品状態および７５
０℃、 ２ ｈ 、 Ｎ２の歪取焼鈍後の鉄損Ｗ１５１
５０の変化を示す図、第２図Ａは酸可溶性Ａｔが０．０
００２％以下の成品状態の結晶組織を示す顕微鏡写真（
Ｘ１００）、同図ＢはＡの材料を７５０ ’Ｃ２２ｈ
ｒ ｔ Ｎ２中で歪取焼鈍後のものの結晶組織を示す顕
微鏡写真（Ｘ１００）、同図Ｃは酸可溶性Ａｔ０．００
３０％を含む成品状態の結晶組織を示す顕微鏡写真（Ｘ
１００）、同図りはＣの材料を７５０ ’Ｃ２２ｈ ｒ
２ Ｎ２中で歪取焼鈍後のものの結晶組織を示す顕微
鏡写真（Ｘ１００）、第３図は冷延１同法フルプロセス
無方向性電磁鋼帯或品におけるＣ含有量の変化による鉄
損Ｗ１５１５０の変化を示す図、そして第４図は上記成
品における熱間圧延温度と鉄損値との関係を捲取り温度
をパラメータとして示したグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量％でＳｉ１．５％未満、Ｍｎ ０．１〜４．０
   ％、Ｐｏ、２％未満、８０．０１０％未満およびＮｏ、
   ００３５％未満を含む鋼素材を熱間圧延して熱延鋼帯と
   なし、この銅帯をコイル状に捲取り、その後通常の方法
   により酸洗し、次いで冷間圧延により成品厚さとした後
   焼鈍を施すいわゆる１回冷延法による無方向性電磁鋼帯
   の製造方法において、熱間圧延の圧延終了温度を、 （８９１−９００（０％）＋５０（Ｓｉ％）−８０（Ｍ
   ｎ％）＋１９０（Ｐ％）＋３８０（Ａｔ％））℃で表わ
   される温度と （８８２−５７５０（０％）＋５ｓｓｏｏ（ａ％）２＋
   ５０（Ｓｉ％） ８２（Ｍｎ％）＋１７０（ｐ％）＋
   ３８０（Ａｆｆ１％））℃で表わされる温度の中央値と
   ７５０℃との間の温度範囲内とすると共に、上記鋼素材
   中の酸可溶性ＡＩ−を０．００１０％未満となし、かつ
   成品のＣを０．０１％未満とすることを特徴とするフル
   プロセス成品の成品状態およびフルプロセスあるいはセ
   ミプロセス成品にいわゆる歪取焼鈍を施した後の状態に
   おいて磁気特性の極めて優れた無方向性電磁鋼帯の製造
   方法。