WO2011155183A1 - 無方向性電磁鋼板の製造方法および連続焼鈍設備 - Google Patents

無方向性電磁鋼板の製造方法および連続焼鈍設備 Download PDF

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大村　健
善彰 財前
早川　康之
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a non-oriented electrical steel sheet mainly used as an iron core material for electrical equipment.
  • the present invention also relates to a continuous annealing facility suitable for use in manufacturing the non-oriented electrical steel sheet.
  • One means for improving the efficiency of electrical equipment and the like is to improve the magnetic properties of non-oriented electrical steel sheets that are the core material of these equipment.
  • a means for improving iron loss a method of increasing the content of Si, Al, Mn, etc. has been generally used with the aim of reducing eddy current loss due to an increase in electrical resistance.
  • this method has an essential problem that a decrease in magnetic flux density is inevitable.
  • Patent Document 1 discloses a texture improvement technique by warm rolling
  • Patent Document 2 discloses a technique for improving the texture by hot-rolled sheet annealing and cold rolling reduction ratio
  • Document 4 discloses a technique for improving the texture by applying rapid heating during primary recrystallization annealing.
  • Patent Document 3 and Patent Document 4 have a large effect of improving the texture, and can greatly improve both the iron loss and the magnetic flux density.
  • this technique when this technique is applied, there remains a problem in that the fluctuation of the magnetic characteristics in the coil is larger than in the prior art.
  • the present invention advantageously solves the above-described problems, and is advantageous for a non-oriented electrical steel sheet in which fluctuations in magnetic properties in the coil are small even when rapid heating treatment is performed during primary recrystallization annealing.
  • the object is to propose a manufacturing method.
  • Another object of the present invention is to propose a continuous annealing facility suitable for use in manufacturing the non-oriented electrical steel sheet.
  • the inventors investigated the cause of the fluctuation in the coil of the magnetic characteristics becoming larger than before when the rapid heat treatment is applied to the primary recrystallization annealing.
  • fluctuations in the magnetic characteristics in the coil were caused by uneven temperature distribution in the plate width direction caused by rapid heating. That is, when a temperature distribution is generated in the sheet width direction by rapid heating, this sheet width direction temperature distribution is not canceled even during the subsequent soaking, so that the primary recrystallized grain size in the sheet width direction becomes non-uniform. This caused variations in magnetic characteristics in the coil.
  • the inventors have performed a primary recrystallization annealing step in order to eliminate non-uniformity of primary recrystallized grains caused by temperature distribution caused by rapid heating.
  • a rapid heating process a temperature lowering process (first cooling process), a reheating process, a soaking process, and a second cooling process, and in particular, the conditions in the temperature lowering process and the reheating process after rapid heating can be appropriately controlled.
  • the present invention is based on the above findings.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1. % By mass C: 0.02% or less and Si: 4.5% or less Mn: 3.0% or less, One or two or more types selected from Al: 3.0% or less and P: 0.50% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities, rolled to the final thickness, and then primary recrystallization
  • the direct heating method is first heated to a temperature range of 700 ° C or higher at a heating rate of 150 ° C / s or higher, and then the temperature is once lowered to a temperature range of 700 ° C or lower and then the indirect heating method.
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet wherein the steel sheet is reheated to a soaking temperature under an average heating rate of 40 ° C./s or less.
  • the steel slab is further in mass%, Sn: 0.5% or less, 2.
  • a continuous annealing facility for non-oriented electrical steel sheets comprising a heating zone having a direct heating means, a first cooling zone, a heating zone and a soaking zone having indirect heating means, and a second cooling zone.
  • the manufacturing method of the present invention even when a rapid heat treatment is performed during primary recrystallization annealing, non-directional having excellent magnetic characteristics over the entire coil without causing variations in magnetic characteristics within the coil An electrically conductive steel sheet can be obtained. Further, by using the continuous annealing equipment of the present invention, it is possible to eliminate the non-uniformity of primary recrystallized grains across the plate width direction, which is a concern at the time of primary recrystallization annealing by rapid heating treatment. It is possible to obtain a non-oriented electrical steel sheet having no magnetic properties and excellent magnetic properties.
  • % indicating the steel composition means “% by mass” unless otherwise specified.
  • a steel slab containing C: 0.0025%, Si: 2.5%, Mn: 0.3%, Al: 0.7% and P: 0.1% with the balance being Fe and inevitable impurities is manufactured by continuous casting at 1100 ° C. After heating, a hot-rolled sheet having a thickness of 1.8 mm was obtained by hot rolling, and subjected to hot-rolled sheet annealing at 900 ° C. for 80 seconds.
  • primary recrystallization annealing was performed in a non-oxidizing atmosphere.
  • this primary recrystallization annealing first, rapid heating to 600-800 ° C at a heating rate of 20-300 ° C / s by the current heating method, and then an average increase of 20 ° C / s up to 1000 ° C by the gas heating method by the radiant tube. Heated at a temperature rate and held at 1000 ° C. for 10 seconds.
  • This experiment examined the magnetic properties and the grain size of the primary recrystallized grains. Evaluation of the magnetic properties was performed according to the method disclosed in JIS C2550 using a half test piece parallel to the rolling direction and a half test piece perpendicular to the rolling direction as it was. In the following experimental examples and examples, the magnetic characteristics were evaluated by the same method. Further, in order to investigate the magnetic fluctuation in the plate width direction, the coil was divided into five in the width direction as shown in FIG. 1, and the respective magnetic characteristics were measured and compared. The grain size of the primary recrystallized grains was obtained by observing the structure with an optical microscope and converting to a circular equivalent diameter. As the temperature and the rate of temperature increase during rapid heating, the lowest temperature and the rate of temperature increase were adopted at five temperature measuring positions in the plate width direction shown in FIG.
  • FIGS. 3A and 3B show the results of examining the influence of the temperature increase rate during rapid heating on the magnetic characteristics at the center position in the width direction. As shown in the figure, it can be seen that both the iron loss and the magnetic flux density are significantly improved by rapid heating to at least 700 ° C. at a heating rate of 150 ° C./s or more.
  • FIGS. 4A and 4B when the temperature is raised to 800 ° C. at a rate of 60 ° C./s and 200 ° C./s, the effect of the rate of temperature rise on the magnetic properties in the width direction of the steel sheet.
  • the result of having investigated about is shown. As shown in the figure, it can be seen that, at the heating rate (200 ° C./s) at which the magnetic characteristics are greatly improved, the fluctuation of the magnetic characteristics in the plate width direction is large.
  • FIG. 5 shows the results of examining the grain size of the primary recrystallized grains in the plate width direction when the temperature is raised to 800 ° C. at a rate of temperature increase of 60 ° C./s and 200 ° C./s.
  • the primary recrystallized grain size varies greatly in the plate width direction, and the temperature distribution varies across the plate width direction. The possibility of increasing was suggested.
  • FIG. 6 shows the relationship between the maximum temperature difference in the plate width direction at the end of rapid heating and during soaking.
  • the temperature difference in the plate width direction was obtained from the temperature measurement results at five locations shown in FIG. From the figure, it can be seen that in order to suppress the temperature distribution during soaking, it is necessary to suppress the temperature distribution at the end of rapid heating.
  • the temperature is once lowered to a certain temperature (800 ° C, 750 ° C, 700 ° C, 650 ° C, 600 ° C, 550 ° C, 500 ° C). Then, it was heated up to 1000 ° C. at an average heating rate of 20 ° C./s by a gas heating method using a radiant tube, and held at 1000 ° C. for 5 seconds. Cooling was performed by so-called gas cooling in which a cooling gas was introduced into the system.
  • FIG. 7 shows the result of examining the relationship between the temperature drop temperature when cooled once after rapid heating and the temperature difference in the plate width direction during soaking.
  • the temperature difference at the time of soaking was calculated
  • the temperature difference in the plate width direction at the end of rapid heating was about 50 ° C. As shown in the figure, it was found that, after rapid heating, the temperature difference in the width direction at the time of soaking is greatly reduced by lowering the temperature to 700 ° C. or less.
  • FIGS. 8A and 8B show the results of investigating the relationship between the temperature drop temperature and the magnetic properties in the plate width direction when cooled once after rapid heating. As shown in the figure, it was found that once the temperature was lowered to 700 ° C or less, the temperature distribution in the plate width direction at the time of soaking was eliminated, and the variation in the magnetic characteristics in the plate width direction was also eliminated. .
  • FIG. 9 shows the results of examining the relationship between the maximum temperature difference at five locations in the plate width direction during soaking and the temperature increase rate during reheating.
  • the temperature increase rate was made into the average temperature increase rate of five places of measurement in the board width direction of FIG.
  • the rate of temperature increase during reheating exceeded 40 ° C./s
  • a tendency that the temperature difference in the plate width direction increased was observed. Therefore, in order to suppress the temperature difference at the time of soaking, it is necessary to suppress the temperature increase rate at the time of reheating to 40 ° C./s or less even in the case of the indirect heating method in which the temperature distribution hardly occurs. found.
  • the problem of large variation in magnetic characteristics in the coil which has been a problem in the past in improving magnetic characteristics by rapid heating treatment, is a problem that the primary recrystallization annealing has a temperature of 700 ° C. or more during rapid heating.
  • the average temperature increase rate to the soaking temperature is 40 ° C / s or lower during subsequent reheating.
  • C 0.02% or less Since the iron loss significantly deteriorates due to magnetic aging when the C content exceeds 0.02%, the C content is limited to 0.02% or less. Moreover, regarding the lower limit, there is no problem even if the slab does not contain C, but industrially, it may be contained in excess of 0%.
  • Si 4.5% or less, Mn: 3.0% or less, Al: 3.0% or less, and P: 0.50% or less, selected from one or any combination of two or more Si, Mn, Al, and P are added.
  • the electric resistance can be increased, and the element is useful for further improving the iron loss without impairing the gist of the present invention. Therefore, two or more types are contained in one or any combination from the group consisting of Si, Mn, Al and P. From the viewpoint of the effect of reducing iron loss, it is preferable to contain 0.5% or more of Si, 0.05% or more of Mn, 0.1% or more of Al, and 0.01% or more of P.
  • Sb, Sn, and Cr known as magnetic property improving elements can be added alone or in combination in any combination. Addition amounts of these elements are Sn: 0.5% or less, Sb: 0.5% or less, and Cr: 5.0% or less. This is because, even if each element is added in excess of the upper limit, the effect of improving the magnetic properties reaches saturation, and no further improvement effect can be expected, but rather the cost increases due to the addition of alloy elements.
  • Preferable lower limits are Sn: 0.005%, Sb: 0.005%, and Cr: 0.05%, but there is no particular problem even if less than these are contained as impurities.
  • the balance other than the above components is inevitable impurities and Fe.
  • unavoidable impurities include O, B, Ti, Nb, V, Ni, Cu, P, and Mo, in addition to Sn, Sb, and Cr below the above-described addition amount.
  • the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet according to the present invention will be described.
  • the molten steel adjusted to the above-mentioned preferred component composition is melted in a converter or an electric furnace, and then made into a steel slab by a continuous casting method or an ingot-bundling rolling method.
  • the obtained steel slab is rolled to the final thickness.
  • a steel slab is hot-rolled, and hot-rolled hill annealing is performed as necessary, and then cold rolling (including the case of warm rolling) or intermediate annealing is performed. It is preferable to carry out cold rolling (including the case where the warm rolling is partially or wholly employed) twice or more to obtain the final thickness.
  • primary recrystallization annealing is performed.
  • the process conditions from melting to cold rolling based on a well-known technique.
  • this primary recrystallization annealing after rapid heating, the temperature is once lowered, then reheated, soaked, and then cooled.
  • heating is performed at a temperature rising rate of 150 ° C./s or higher up to a temperature range of 700 ° C. or higher by a direct heating method.
  • the temperature is once lowered to a temperature range of 700 ° C. or lower, and then reheated to a soaking temperature by an indirect heating method under the condition of an average rate of temperature increase of 40 ° C./s or less.
  • a preferable upper limit is 820 ° C. from the viewpoint of cost.
  • the rapid heating method is limited to a direct heating method such as induction heating or current heating.
  • the reason why the temperature is once lowered to a temperature range of 700 ° C. or less after the rapid heating described above is to eliminate the temperature distribution in the width direction generated during the rapid heating by the soaking process. Since temperature control in the temperature lowering process also needs to be performed over the entire steel plate, the hottest point in the plate width direction also needs to be set to 700 ° C. or less. That is, cooling is performed so that the hottest point in the plate width direction is 700 ° C. or lower. A preferred lower limit is 500 ° C. from the viewpoint of cost.
  • the cooling method is preferably gas cooling.
  • the reheating performed after equalizing the temperature distribution in the plate width direction is an indirect heating method in which the temperature distribution is less likely to occur, and the temperature rising rate is limited to 40 ° C./s or less.
  • the lower limit is preferably 5 ° C./s or more from the viewpoint of cost.
  • the temperature increase rate at this time is an average temperature increase rate over the plate width direction.
  • the indirect heating method includes, for example, atmosphere heating and radiation heating, but atmosphere heating (such as a gas heating method using a radiant tube) generally employed in a continuous annealing furnace is preferable in terms of cost and maintenance.
  • the soaking temperature may be in a known range, but is preferably in the range of 900 to 1020 ° C.
  • a heating zone having a direct heating means for example, a heating zone having a direct heating means, a first cooling zone, a heating zone and a soaking zone having indirect heating means, and a second cooling And a continuous annealing facility having a belt.
  • the soaking process and the subsequent cooling process are not particularly limited and may be performed according to a conventional method. Thereafter, an insulating film is applied and baked to obtain a product.
  • an insulating film is applied and baked to obtain a product.
  • the non-oriented electrical steel sheet produced according to the present invention not only provides very good magnetic properties, but also has very little variation in the magnetic properties in the width direction.

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Abstract

　無方向性電磁鋼板の製造工程中、特に一次再結晶焼鈍工程において、本発明に従い、まず直接加熱方式にて700℃以上の温度域に150℃/ｓ以上の昇温速度で加熱し、ついで一旦、700℃以下の温度域まで降温したのち、間接加熱方式にて平均昇温速度：40℃/ｓ以下の条件で均熱温度まで再加熱することにより、コイル内における磁気特性の変動が小さく、コイル全体にわたって優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を得ることができる。

Description

無方向性電磁鋼板の製造方法および連続焼鈍設備
　本発明は、主として電気機器の鉄心材料に用いられる無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
　また、本発明は、上記した無方向性電磁鋼板の製造に用いて好適な連続焼鈍設備に関するものである。
　近年、エネルギーの節減という観点から、電気機器等の高効率化に対する要求が高くなっている。電気機器等の効率を向上させる手段の一つとして、これらの機器の鉄心材料である無方向性電磁鋼板の磁気特性を改善することが挙げられる。特に、鉄損を改善する手段としては、電気抵抗の増大による渦電流損の低下を狙いとして、Si，Al，Mnなどの含有量を高める方法が一般的に用いられてきた。
　しかし、この手法は、磁束密度の低下が避けられないという本質的な問題を抱えていた。
　上記以外の方法として、製造プロセスを変更し、製品板の集合組織を改善して磁気特性を向上させる方法が幾つか提案されている。
　例えば、特許文献１には、温間圧延による集合組織改善技術が、特許文献２には、熱延板焼鈍と冷延圧下率の最適化によって集合組織を改善する技術が、特許文献３および特許文献４には、一次再結晶焼鈍時に急速加熱を施すことによって集合組織を改善する技術が、それぞれ開示されている。
　この中で、特許文献３や特許文献４に開示の一次再結晶焼鈍時に急速加熱処理を施す技術は、集合組織の改善効果が大きく、鉄損と磁束密度の両方を大きく改善できる技術である。
　しかしながら、この技術を適用した場合、従来よりもコイル内における磁気特性の変動が大きいというところに問題を残していた。
特開昭58-181822号公報 特開平3-294422号公報 特開平5-171291号公報 特開2008-127612号公報
　本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、一次再結晶焼鈍時に急速加熱処理を施した場合であっても、コイル内における磁気特性の変動が小さい、無方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
　また、本発明は、上記した無方向性電磁鋼板を製造する場合に用いて好適な連続焼鈍設備を提案することを目的とする。
　さて、発明者らは、一次再結晶焼鈍に急速加熱処理を適用した場合に、磁気特性のコイル内変動が従来よりも大きくなる原因について調査を行った。
　その結果、磁気特性のコイル内変動は、急速加熱によって生じる板幅方向の温度分布の不均一が原因であることが判明した。すなわち、急速加熱によって板幅方向に温度分布が生じると、この板幅方向温度分布は、その後の均熱時でも解消されないため、板幅方向の一次再結晶粒径が不均一となり、その結果、コイル内で磁気特性のばらつきを生じさせていたのである。
　そこで、発明者らは、上記の問題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、急速加熱によって生じた温度分布に起因した一次再結晶粒の不均一を解消するためには、一次再結晶焼鈍工程を、急速加熱工程、降温工程（第一冷却工程）、再加熱工程、均熱工程および第二冷却工程とし、特に、急速加熱後の降温工程および再加熱工程における条件を適正に制御することが重要であることの知見を得た。
　本発明は、上記の知見に立脚するものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
　　Ｃ：0.02％以下
を含み、かつ
　　Si：4.5％以下、
　　Mn：3.0％以下、
　　Al：3.0％以下および
　　Ｐ：0.50％以下
のうちから選んだ一種または二種類以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、圧延して最終板厚とし、ついで一次再結晶焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
　上記一次再結晶焼鈍に際し、まず直接加熱方式にて700℃以上の温度域に150℃/ｓ以上の昇温速度で加熱し、ついで一旦、700℃以下の温度域まで降温したのち、間接加熱方式にて平均昇温速度：40℃/ｓ以下の条件で均熱温度まで再加熱することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
２．前記鋼スラブが、質量％でさらに、
　　Sn：0.5％以下、
　　Sb：0.5％以下および
　　Cr：5.0％以下
のうちから選んだ一種または二種類以上を含有することを特徴とする前記１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
３．前記鋼スラブに、熱間圧延を施し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、冷間圧延または温間圧延を施して最終板厚とすることを特徴とする前記１または２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
４．直接加熱手段を有する加熱帯と、第一冷却帯と、間接加熱手段を有する加熱帯および均熱帯と、第二冷却帯とを有する、無方向性電磁鋼板の連続焼鈍設備。
　本発明の製造方法によれば、一次再結晶焼鈍時に急速加熱処理を施した場合であっても、コイル内で磁気特性のばらつきを生じさせることなく、コイル全体にわたって優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を得ることができる。
　また、本発明の連続焼鈍設備を用いれば、急速加熱処理による一次再結晶焼鈍時に懸念される、板幅方向にわたる一次再結晶粒の不均一を解消することができ、その結果、コイル全体にわたってばらつきのない、優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を得ることができる。
コイルを幅方向に５分割した状態を示した図である。 温度の測定位置を示した図である。 一次再結晶焼鈍における昇温速度が鉄損（ａ）および磁束密度（ｂ）に及ぼす影響を示した図である。 一次再結晶焼鈍時に800℃まで60℃/ｓおよび200℃/ｓの昇温速度で昇温した場合における板幅方向の鉄損（ａ）および磁束密度（ｂ）の変動挙動を示した図である。 一次再結晶焼鈍時に800℃まで60℃/ｓおよび200℃/ｓの昇温速度で昇温した場合における鋼板の板幅方向にわたる一次再結晶粒の粒径の変動挙動を示した図である。 急速加熱終了時と均熱時における板幅方向の最大温度差の関係を示した図である。 急速加熱後、一旦冷却した際の降温温度と均熱時における板幅方向の温度差との関係を示した図である。 急速加熱後、一旦冷却した際の降温温度と板幅方向の鉄損（ａ）および磁束密度（ｂ）との関係を示した図である。 再加熱時の昇温速度と均熱時の板幅方向の最大温度差との関係を示した図である。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　まず、本発明を由来するに至った実験結果について説明する。なお、本発明において鋼組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
＜実験１＞
　Ｃ：0.0025％，Si：2.5％，Mn：0.3％，Al：0.7％およびＰ：0.1％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1100℃に加熱後、熱間圧延により板厚：1.8mmの熱延板とし、900℃で80秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により板厚：0.35mmの冷延板に仕上げたのち、非酸化性雰囲気にて一次再結晶焼鈍を実施した。この一次再結晶焼鈍は、まず通電加熱方式によって20～300℃/ｓの昇温速度で600～800℃まで急速加熱し、ついでラジアントチューブによるガス加熱方式によって1000℃まで20℃/ｓの平均昇温速度で加熱し、1000℃に10秒間保持した。
　この実験は、磁気特性および一次再結晶粒の粒径を調べたものである。磁気特性の評価は、圧延方向に平行の試験片を半分、圧延方向に直角の試験片を半分用いて、せん断のままJIS C 2550に開示の方法に準拠して行った。以後の実験例、実施例でも同様の方法で磁気特性を評価した。また、板幅方向の磁性変動を調査するために、図１に示すようにコイルを幅方向に５分割し、それぞれの磁気特性を測定して比較した。一次再結晶粒の粒径は光学顕微鏡により組織観察し、円相等径に換算して求めた。急速加熱時の温度、昇温速度は、図２に示す板幅方向５箇所の測温位置で最も低い温度および昇温速度を採用した。
　図３（ａ），（ｂ）に、幅方向中央位置において、急速加熱時の昇温速度が磁気特性に及ぼす影響について調べた結果を示す。
　同図に示したとおり、少なくとも700℃まで昇温速度：150℃/ｓ以上で急速加熱すれば、鉄損および磁束密度とも大幅に改善されることが分かる。
　次に、図４（ａ），（ｂ）に、800℃まで60℃/ｓおよび200℃/ｓの昇温速度で昇温した場合に、昇温速度が鋼板の幅方向磁気特性に及ぼす影響について調べた結果を示す。
　同図に示したとおり、磁気特性が大幅に改善された昇温速度（200℃/ｓ）では、板幅方向の磁気特性の変動が大きいことが分かる。
　さらに、図５に、800℃まで60℃/ｓおよび200℃/ｓの昇温速度で昇温した場合の板幅方向にわたる一次再結晶粒の粒径について調べた結果を示す。
　同図から明らかなように、磁気特性が大幅に改善される条件（200℃/ｓ）では、一次再結晶粒径の板幅方向における変動が非常に大きく、板幅方向にわたる温度分布のばらつきが増大している可能性が示唆された。
＜実験２＞
　この実験は、急速加熱終了時の板幅方向温度分布と均熱時の板幅方向温度分布との関係を調べたものである。冷間圧延までは、実験１と同じ方法でサンプルを作製した。一次再結晶焼鈍は、まず通電加熱方式によって20～600℃/ｓの昇温速度で800℃まで急速加熱し、ついでラジアントチューブによるガス加熱方式によって980℃まで10℃/ｓの平均昇温速度で加熱し、980℃に20秒間保持した。一次再結晶焼鈍雰囲気は、非酸化性雰囲気とした。
　図６に、急速加熱終了時と均熱時における板幅方向の最大温度差の関係を示す。板幅方向の温度差は、図２に示す５箇所の測温結果から求めた。
　同図より、均熱時の温度分布を抑制するためには、急速加熱終了時の温度分布を抑制する必要があることが分かる。
＜実験３＞
　実験２で、急速加熱時の温度分布制御が重要であることが判明したが、急速加熱が可能な直接加熱方式は温度分布が生じやすく、従来の間接加熱方式レベルの75℃/ｓ以下と同程度の温度分布にすることは極めて難しい。
　そこで、急速加熱方法の見直しではなく、急速加熱後のヒートパターン変更により、均熱時における板幅方向温度分布の不均一を解消することについて検討した。具体的には、急速加熱後に一旦温度を下げる降温工程を設けることによる均熱時の板幅方向温度分布制御について検討した。
　Ｃ：0.0010％，Si：3.0％，Mn：0.15％，Al：0.2％およびＰ：0.2％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1050℃に加熱後、熱間圧延により板厚：2.0mmの熱延板としたのち、950℃で120秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により板厚：0.50mmの冷延板に仕上げたのち、非酸化性雰囲気にて一次再結晶焼鈍を実施した。一次再結晶焼鈍は、次の二つの加熱方式を利用して行った。まず、通電加熱方式によって600℃/ｓの昇温速度で850℃まで急速加熱したのち、一旦ある温度（800℃，750℃，700℃，650℃，600℃，550℃，500℃）まで降温し、ついでラジアントチューブによるガス加熱方式によって1000℃まで20℃/ｓの平均昇温速度で加熱し、1000℃に５秒間保持した。冷却は、冷却用のガスを系内に導入する、いわゆるガス冷却により行った。
　図７に、急速加熱後、一旦冷却した際の降温温度と均熱時における板幅方向の温度差との関係について調べた結果を示す。均熱時における温度差は、図２に示した板幅方向５箇所における温度測定により求めた。また、降温温度は、５箇所で最も温度が高い場所での温度を採用した。なお、急速加熱終了時における板幅方向温度差は約50℃であった。
　同図に示したとおり、急速加熱後、一旦700℃以下まで降温することにより、均熱時における幅方向の温度差は格段に低減することが判明した。
　また、図８（ａ），（ｂ）に、急速加熱後、一旦冷却した際の降温温度と板幅方向の磁気特性との関係について調べた結果を示す。
　同図に示したとおり、一旦700℃以下まで降温することにより、均熱時における板幅方向温度分布が解消された場合には、板幅方向にわたる磁気特性のばらつきも解消されることが判明した。
　以上の実験により、急速加熱を実施したサンプルにおいて、板幅方向にわたる磁気特性のばらつきが大きくなるのは、直接加熱方式による急速加熱によって生じた温度分布が、均熱の時点でも解消されていなかったためであることが明らかになった。
＜実験４＞
　次に、上記した一旦降温後に行う再加熱時における昇温速度も均熱時の温度分布に影響を与える可能性があるので、この実験では、再加熱時の昇温速度と均熱時の温度分布との関係について調査した。冷間圧延までは、実験３と同じ方法でサンプルを作製した。一次再結晶焼鈍は、まず通電加熱方式によって400℃/ｓの昇温速度で900℃まで急速加熱し、一旦 600℃まで降温し、ついでラジアントチューブによるガス加熱方式によって1000℃まで10～75℃/ｓの平均昇温速度で加熱し、1000℃に５秒間保持することにより行った。このとき、これまで同様、板幅方向５箇所で板温測定を行った。
　図９に、均熱時の板幅方向５箇所における最大温度差と再加熱時の昇温速度との関係について調べた結果を示す。なお、昇温速度は、図２の板幅方向での測定５箇所の平均昇温速度とした。
　同図に示したとおり、再加熱時の昇温速度が40℃/ｓを超えると、板幅方向の温度差が増大する傾向が認められた。従って、均熱時の温度差を抑制するためには、温度分布が生じにくい間接加熱方式で行った場合でも、再加熱時の昇温速度を40℃/ｓ以下に抑制する必要があることが判明した。
　以上述べたところから明らかなように、急速加熱処理による磁気特性改善において従来問題であったコイル内での磁気特性のばらつきが大きいという課題は、一次再結晶焼鈍において、急速加熱時には700℃以上の温度域へ150℃/ｓ以上の昇温速度で加熱し、その後、一旦700℃以下の温度域まで降温したのち、引き続く再加熱時は均熱温度までの平均昇温速度を40℃/ｓ以下とすることによって、解消されることが究明されたのである。
　次に、本発明において、鋼スラブの成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.02％以下
　Ｃ量が0.02％を超えると磁気時効により鉄損が著しく劣化するため、Ｃ量は0.02％以下に制限する。また、下限に関しては、Ｃを含まないスラブでも問題はないが、工業的には0％超えで含まれることがある。
Si：4.5％以下、Mn：3.0％以下、Al：3.0％以下およびＰ：0.50％以下のうちから選んだ一種または任意の組合せで二種類以上
　Si，Mn，AlおよびＰはいずれも、添加することにより電気抵抗を高めることが可能で、この発明の趣旨を損なうことなく、更なる鉄損の改善に有用な元素である。したがってSi，Mn，AlおよびＰからなる群より一種類、または任意の組合せで二種類以上を含有させる。
　鉄損低減効果の面からは、Siは0.5％以上、Mnは0.05％以上、Alは0.1％以上、Ｐは0.01％以上含有させることが好ましい。一方、これらの元素を多量に添加すると加工性が劣化するので、Si：4.5％、Mn：3.0％、Al：3.0％、Ｐ：0.5％を上限とする。但し、これらの元素の一部を添加しなくても、本発明の効果は十分に得られるので、Si：0.5％未満、Mn：0.05％未満、Al：0.1％未満、Ｐ：0.01％未満であってもなんら問題はない。
　以上、基本成分について説明したが、上記成分に加えて、磁気特性の改善元素として知られるSb，Sn，Crを単独でまたは任意の組合せで複合して添加することができる。それらの元素の添加量は、Sn：0.5％以下、Sb：0.5％以下およびCr：5.0％以下とする。というのは、各元素とも、上限を超えて添加しても磁気特性改善効果は飽和に達し、それ以上の改善効果は期待できず、むしろ合金元素添加に伴うコストアップを招くからである。好ましい下限はSn：0.005％、Sb：0.005％およびCr：0.05％であるが、これら未満の量が不純物として含有されていてもとくに問題は無い。
　上記成分以外の残部は、不可避的不純物およびFeである。ここで、不可避的不純物としては、上記した添加量を下回るSn，SbおよびCrの他、Ｏ，Ｂ，Ti，Nb，Ｖ，Ni，Cu，ＰおよびMoなどが挙げられる。
　次に、本発明に従う無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
　まず、上記した好適成分組成に調整した溶鋼を、転炉または電気炉などで溶製した後、連続鋳造法または造塊－分塊圧延法により鋼スラブとする。ついで、得られた鋼スラブを、圧延して最終板厚とする。ここに、上記した圧延処理としては、鋼スラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延坂焼鈍を施したのち、一回の冷間圧延（温間圧延の場合を含む）または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延（温間圧延を一部あるいは全部に採用する場合を含む）を施して最終板厚とすることが好ましい。ついで、一次再結晶焼鈍を施す。なお、溶製から冷間圧延までの工程条件は公知の技術に基づき適宜決定すればよい。また、一次再結晶焼鈍に際してはコスト的に有利な連続焼鈍設備を用いることが有利である。この一次再結晶焼鈍は、急速加熱後、一旦降温し、ついで再加熱して、均熱したのち、冷却する工程を経る。
　上記した急速加熱工程では、直接加熱方式により700℃以上の温度域まで150℃/ｓ以上の昇温速度で加熱する。ついで、一旦700℃以下の温度域まで降温したのち、間接加熱方式により、平均昇温速度：40℃/ｓ以下の条件で均熱温度まで再加熱する。
　ここに、急速加熱の目的は一次再結晶集合組織の改善なので、一次再結晶が完了する温度域まで昇温する必要があり、そのため急速加熱温度は700℃以上に限定した。好ましい上限はコストの観点から820℃である。さらに、均熱温度以下とすることが好ましい。
　また、前述したように、一次再結晶集合組織を改善させるためには150℃/ｓ以上の昇温速度が必要である。一方、昇温速度の上限については、コストの観点から600℃/sであることが好ましい。
　これらの温度制御は、鋼板全体にわたって行う必要があるので、板幅方向の最冷点についても、この要件を満足させる必要がある。すなわち、急速加熱では板幅方向の最も低温の点が700℃以上となるまで加熱する。
　なお、効率性の観点より、急速加熱方式は、誘導加熱や通電加熱などの直接加熱方式に限定する。
　上記した急速加熱後に一旦700℃以下の温度域まで降温するのは、急速加熱時に発生した幅方向温度分布を均熱過程までに解消させるためである。
　この降温処理における温度制御も、鋼板全体にわたって行う必要があるので、板幅方向の最熱点についても700℃以下とする必要がある。すなわち、冷却は板幅方向の最も高温の点が700℃以下となるよう行う。好ましい下限は、コストの観点から500℃である。冷却方式は、ガス冷却が好ましい。
　このようにして、板幅方向の温度分布を均一化したのちに行う再加熱は、温度分布が発生しにくい間接加熱方式とし、昇温速度を40℃/ｓ以下に限定する。一方、下限は、コストの観点から５℃/s以上が好ましい。このときの昇温速度は、板幅方向にわたる平均昇温速度とする。間接加熱方式は、例えば、雰囲気加熱や輻射加熱などがあるが、連続焼鈍炉で一般的に採用されている雰囲気加熱（ラジアントチューブによるガス加熱方式など）がコストやメンテナンスの点で好ましい。均熱温度は公知の範囲でよいが、900～1020℃の範囲が好ましい。
　以上のような一次再結晶焼鈍を行うための連続焼鈍設備としては、例えば、直接加熱手段を有する加熱帯と、第一冷却帯と、間接加熱手段を有する加熱帯および均熱帯と、第二冷却帯とを有する連続焼鈍設備が挙げられる。
　なお、上記した均熱処理およびその後の冷却処理については、特に限定されることなく、常法に従って行えばよい。その後、絶縁被膜の塗布および焼き付け処理を行って製品とする。
　以上の方法で製造することにより、コイル内での磁気特性のばらつきが少ない磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を得ることができる。
　表１に示す成分組成からなる鋼を溶製し、連続鋳造により鋼スラブとしたのち、熱間圧延により2.4mm厚の熱延板とした。ついで、1050℃，30秒の熱延板焼鈍後、冷間圧延により板厚：0.35mmの最終板厚としたのち、表２に示す条件で一次再結晶焼鈍を施した。ついで、鋼板表面に公知の有機系、無機系あるいは有機－無機混合系の絶縁被膜を形成して製品板とした。
　かくして得られた各製品板の板幅方向５箇所の平均磁気特性（Ｗ15/50，Ｂ50）および最大磁気特性差（ΔＷ15/50，ΔＢ50）について調べた結果を表２に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示したとおり、本発明に従い製造した無方向性電磁鋼板は、非常に良好な磁気特性が得られるだけでなく、磁気特性の幅方向ばらつきが極めて少ないことが分かる。
 

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ：0.02％以下
    を含み、かつ
    　　Si：4.5％以下、
    　　Mn：3.0％以下、
    　　Al：3.0％以下および
    　　Ｐ：0.50％以下
    のうちから選んだ一種または二種類以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、圧延して最終板厚とし、ついで一次再結晶焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
    　上記一次再結晶焼鈍に際し、まず直接加熱方式にて700℃以上の温度域に150℃/ｓ以上の昇温速度で加熱し、ついで一旦、700℃以下の温度域まで降温したのち、間接加熱方式にて平均昇温速度：40℃/ｓ以下の条件で均熱温度まで再加熱することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 　前記鋼スラブが、質量％でさらに、
    　　Sn：0.5％以下、
    　　Sb：0.5％以下および
    　　Cr：5.0％以下
    のうちから選んだ一種または二種類以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  3. 　前記鋼スラブに、熱間圧延を施し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、冷間圧延または温間圧延を施して最終板厚とすることを特徴とする請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  4. 　直接加熱手段を有する加熱帯と、第一冷却帯と、間接加熱手段を有する加熱帯および均熱帯と、第二冷却帯とを有する、無方向性電磁鋼板の連続焼鈍設備。
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