WO2013137092A1 - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板の製造方法 Download PDF

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善彰 財前
尾田　善彦
広朗 戸田
中西　匡
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    • H01F1/16—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys in the form of sheets

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a non-oriented electrical steel sheet, and specifically to a method for producing a non-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density and a low iron loss.
  • Non-oriented electrical steel sheets are widely used as core materials for electrical equipment, and in order to achieve high efficiency and downsizing of electrical equipment, the quality of non-oriented electrical steel sheets is improved, that is, high magnetic flux density. And low iron loss are indispensable.
  • the magnetic flux density is increased by increasing the crystal grain size before cold rolling and optimizing the cold rolling reduction ratio.
  • the reason is that in a rotating machine and a small transformer, the copper loss caused by the current flowing through the coil wound around the iron core cannot be ignored.
  • the same magnetic flux density is used to lower the excitation. This is because it is effective to use a high magnetic flux density material that can be achieved by an electric current.
  • Patent Document 1 discloses that a steel containing 0.1 to 3.5% of Si has a Sn content of 0.03.
  • a technique for reducing iron loss by adding in a range of ⁇ 0.40% discloses that magnetically desirable ⁇ 100 ⁇ and ⁇ 110 ⁇ aggregates by adding Sn and Cu in combination.
  • a technique for obtaining a non-oriented electrical steel sheet with low iron loss and high magnetic flux density by developing a structure and suppressing an undesired ⁇ 111 ⁇ texture is disclosed.
  • JP 55-158252 A Japanese Patent Laid-Open No. 62-180014
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned problems in the prior art, and an object thereof is to propose a method for producing a non-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density and a low iron loss.
  • the inventors have intensively studied to solve the above problems. As a result, when re-annealing (finish annealing) a cold-rolled sheet to which appropriate amounts of P and Ca are added, the heating rate at the time of heating is higher than that of the prior art, resulting in high magnetic flux density and low iron loss.
  • the present invention has been developed based on the knowledge that a non-oriented electrical steel sheet can be obtained stably.
  • the present invention has C: 0.005 mass% or less, Si: 4 mass% or less, Mn: 0.03 to 3 mass%, Al: 3 mass% or less, P: 0.03 to 0.2 mass%, S: 0.005 mass% or less and N: 0.005 mass% or less, and further Ca is 0.0005 to 0.01 mass% and the atomic ratio to S (Ca (mass%) / 40) / (S (mass%)) / 32) in the range of 0.5 to 3.5, with the balance being Fe and unavoidable impurities, hot-rolled, hot-rolled sheet annealed, cold-rolled, and at least up to 740 ° C
  • the steel slab further includes one or two selected from Sn and Sb in the range of 0.003 to 0.5 mass% in addition to the above component composition. It is characterized by containing.
  • a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties can be stably provided, and this greatly contributes to high efficiency and downsizing of electrical equipment such as a rotating machine and a small transformer.
  • the cold-rolled sheet was heated to 740 ° C. in a direct current heating furnace at two heating rates of 30 ° C./sec and 200 ° C./sec, and further heated to 1000 ° C. at 30 ° C./sec.
  • the finish annealing (recrystallization annealing) which cools was given.
  • the steel plate with P content of 0.35 mass% and 0.5 mass% broke during cold rolling, it could not proceed to the subsequent steps.
  • the cold-rolled sheet was heated to 740 ° C. in a direct current heating furnace at two heating rates of 30 ° C./sec and 300 ° C./sec, and further heated to 1000 ° C. at 30 ° C./sec. After heating and holding for 10 seconds, the finish annealing (recrystallization annealing) which cools was given.
  • the atomic ratio of Ca to S that is, ((Ca / 40) / (S / 32)) is in the range of 0.5 to 3.5, and the rate of temperature increase is 300 ° C./sec. It can be seen that good magnetic properties are obtained.
  • the reason for this is that Ca has the effect of fixing S in steel and precipitating as CaS, so that the grain growth property during hot-rolled sheet annealing is improved, and the crystal grain size before cold rolling is increased.
  • the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> orientation which is the hard axis of magnetization in the recrystallized structure after hot rolling, decreases.
  • the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> orientation is further reduced by increasing the rate of temperature increase in the heating of finish annealing (recrystallization annealing).
  • finish annealing finish annealing
  • C 0.0025 mass%, Si: 2.5 mass%, Mn: 0.20 mass%, Al: 0.001 mass%, N: 0.0025 mass%, P: 0.10 mass%, S: 0.0020 mass% and Ca :
  • a steel slab containing 0.003 mass% was reheated at 1100 ° C for 30 minutes, and then hot rolled to obtain a hot rolled sheet with a thickness of 1.8 mm, and subjected to hot rolling of 1000 ° C for 30 seconds. After that, a cold-rolled sheet having a thickness of 0.30 mm was obtained by one cold rolling. Thereafter, the cold-rolled sheet was heated to 740 ° C.
  • C 0.005 mass% or less
  • C is set to 0.005 mass% or less.
  • Si 4 mass% or less Si is added to increase the specific resistance of steel and improve iron loss. However, if it exceeds 4 mass%, it is difficult to roll and manufacture. Therefore, in the present invention, the upper limit of Si is set to 4 mass%. Preferably, it is in the range of 1 to 4 mass%.
  • Mn 0.03 to 3 mass%
  • Mn is an element necessary for improving the hot workability, but if the amount is less than 0.03 mass%, the above effect cannot be obtained. On the other hand, addition exceeding 3 mass% causes a decrease in saturation magnetic flux density and an increase in raw material cost. Therefore, Mn is set to a range of 0.03 to 3 mass%. Preferably, it is in the range of 0.05 to 2 mass%.
  • Al 3 mass% or less Al, like Si, is added to increase the specific resistance of steel and improve iron loss. However, the addition exceeding 3 mass% lowers the rollability. Therefore, in the present invention, the upper limit of Al is set to 3 mass%. Preferably it is 2 mass% or less. Note that Al does not have to be positively added.
  • P 0.03-0.2 mass%
  • P has the effect of increasing the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 012> orientation, which is the easy axis of magnetization, and improving magnetic properties, and is an essential additive element in the present invention. As shown in FIGS. 1 and 2, the above effect can be obtained by adding 0.03 mass% or more. However, addition exceeding 0.2 mass% inhibits cold rolling properties and makes it difficult to roll and manufacture. Therefore, P is set in the range of 0.03 to 0.2 mass%. Preferably, it is in the range of 0.05 to 0.15 mass%.
  • S 0.005 mass% or less
  • N 0.005 mass% or less
  • S and N are inevitable impurities mixed in the steel, and if contained in excess of 0.0050 mass%, the magnetic properties are likely to be deteriorated. Therefore, each is limited to 0.0050 mass% or less.
  • S is 0.004 mass% or less
  • N is 0.004 mass% or less.
  • Ca 0.0005 to 0.01 mass% and (Ca (mass%) / 40) / (S (mass%) / 32): 0.5 to 3.5 Ca fixes S, promotes grain growth in hot-rolled sheet annealing, coarsens the crystal grain size before cold rolling, and reduces the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> orientation in the recrystallized structure after cold rolling There is an effect to. If the addition amount of Ca is less than 0.0005 mass%, the above effect is not sufficient. On the other hand, addition of more than 0.01 mass% leads to excessive precipitation of CaS and increases the hysteresis loss, which is not preferable.
  • the atomic ratio of Ca to S (Ca (mass%) / 40) / (S (mass%) / 32)) Needs to be added in the range of 0.5 to 3.5.
  • the atomic ratio of Ca to S is less than 0.5, the above effect cannot be obtained sufficiently.
  • the atomic ratio of Ca to S exceeds 3.5, the amount of precipitated CaS is excessive and hysteresis loss is reduced. On the contrary, the iron loss increases. Therefore, Ca needs to be added in an atomic ratio with respect to S in the range of 0.5 to 3.5. A range of 1 to 3 is preferable.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the present invention further contains any one or two of Sn: 0.003-0.5 mass% and Sb: 0.003-0.5 mass% in addition to the above components. can do.
  • Sn and Sb not only improve the texture and improve the magnetic flux density, but also prevent the deterioration of magnetic properties by suppressing the oxidation and nitridation of the steel sheet surface layer and the formation of surface layer fine grains accompanying it, etc. It has a preferable effect. In order to express the effect, it is preferable to contain 0.003 mass% or more of any one of Sn and Sb.
  • the addition exceeding 0.5 mass% may inhibit the growth of crystal grains and may cause a decrease in magnetic properties.
  • the content when adding Sn and Sb, it is preferable to set the content in the range of 0.003 to 0.5 mass%. More preferable addition amounts are in the range of 0.005 to 0.4 mass%, respectively.
  • the remainder other than the said component in the non-oriented electrical steel sheet of this invention is Fe and an unavoidable impurity.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is obtained by melting a steel adjusted to the above-mentioned composition suitable for the present invention by a refining process using a converter, electric furnace, vacuum degassing equipment, etc.
  • steel slab is made by the lump-slab rolling method, then the steel slab is hot-rolled to form a hot-rolled sheet, subjected to hot-rolled sheet annealing, cold-rolled, and recrystallized annealing (finish annealing) It can be produced by a known method.
  • the manufacturing conditions up to the hot rolling process including hot-rolled sheet annealing may be in accordance with conventionally known conditions and are not particularly limited. Therefore, the manufacturing conditions after the cold rolling process will be described below.
  • Cold rolling from the hot-rolled sheet after the hot-rolled sheet annealing to the cold-rolled sheet having the final thickness may employ either one cold rolling or two or more cold rollings sandwiching the intermediate annealing. .
  • the rolling reduction may be the same as the manufacturing process of a normal non-oriented electrical steel sheet.
  • the cold-rolled sheet is then subjected to finish annealing (recrystallization annealing), but the production method of the present invention requires rapid heating up to the recrystallization temperature range as the heating condition in the finish annealing. Specifically, it is necessary to rapidly heat from room temperature to 740 ° C. at an average heating rate of 100 ° C./sec or more. As shown in FIGS. 5 and 6, rapid heating at 100 ° C./sec or more suppresses recrystallization of ⁇ 111 ⁇ grains and promotes recrystallization of ⁇ 110 ⁇ grains and ⁇ 100 ⁇ grains. This is because the magnetic properties are improved.
  • the heating rate from room temperature to 740 ° C. is 150 ° C./sec or more.
  • the end point temperature for rapid heating may be at least 740 ° C., which is the temperature at which recrystallization is completed, and therefore may be a temperature exceeding 740 ° C.
  • the higher the end point temperature the higher the equipment cost and running cost required for heating, which is not preferable in terms of manufacturing cost. Therefore, in the present invention, the end point temperature for rapid heating is at least 740 ° C.
  • the cold-rolled sheet that has been recrystallized by rapid heating is then subjected to soaking annealing at a higher temperature in order to grow into crystal grains of a predetermined size.
  • the heating rate, soaking temperature, and soaking time at this time may be performed in accordance with the annealing conditions performed in a normal non-oriented electrical steel sheet, and are not particularly limited.
  • the heating rate from 740 ° C. to the soaking temperature is 1 to 50 ° C./sec
  • the soaking temperature is 800 to 1100 ° C.
  • the soaking time is 5 to 120 sec.
  • a more preferable soaking temperature is in the range of 900 to 1050 ° C.
  • the non-oriented electrical steel sheet produced by satisfying all the conditions of the present invention has excellent magnetic properties with high magnetic flux density and low iron loss.
  • No. No. 5 is P

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Abstract

Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：４ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．０３～３ｍａｓｓ％、Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０３～０．２ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下およびＮ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、Ｃａを０．０００５～０．０１ｍａｓｓ％かつＳに対する原子比（Ｃａ（ｍａｓｓ％）／４０）／（Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２）が０．５～３．５の範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延した後、少なくとも７４０℃までを平均昇温速度１００℃／ｓｅｃ以上で加熱する再結晶焼鈍を施すことで、高磁束密度でかつ低鉄損の無方向性電磁鋼板を製造する。

Description

無方向性電磁鋼板の製造方法
　本発明は、無方向性電磁鋼板の製造方法に関し、具体的には、高磁束密度でかつ低鉄損の無方向性電磁鋼板を製造する方法に関するものである。
　近年、電力を初めとする各種消費エネルギーの削減という世界的な動きの中で、電気機器の分野においても、高効率化や小型化が強く望まれるようになってきている。無方向性電磁鋼板は、電気機器の鉄心材料として広く用いられており、電気機器の高効率化や小型化を達成するためには、無方向性電磁鋼板の高品質化、すなわち、高磁束密度化、低鉄損化が不可欠となる。
　無方向性電磁鋼板に対する上記要求に応えるため、従来は、主にＳｉやＡｌ等の電気抵抗を高める元素を添加して固有抵抗を高めたり、板厚を低減して渦電流損を低減したりすることで、低鉄損化が図られてきた。
　また、無方向性電磁鋼板では、上記方法以外に、冷延前の結晶粒径を粗大化することや、冷延圧下率を最適化することなどにより、高磁束密度化を図っている。その理由は、回転機や小型トランスでは、鉄心に巻くコイルに電流が流れることで生じる銅損を無視することができないため、この銅損を低減するには、同一の磁束密度を、より低い励磁電流で達成することができる高磁束密度材の使用が有効であるからである。
　したがって、高磁束密度でかつ低鉄損の無方向性電磁鋼板が開発できれば、電気機器の高効率化や小型化に大きく寄与できるものと考えられる。このような高磁束密度－低鉄損の無方向性電磁鋼板を製造する方法としては、例えば、特許文献１には、Ｓｉを０．１～３．５％含有する鋼にＳｎを０．０３～０．４０％の範囲で添加することで鉄損を低減する技術が、また、特許文献２には、ＳｎとＣｕを複合添加することにより、磁気的に望ましい｛１００｝および｛１１０｝集合組織を発達させ、望ましくない｛１１１｝集合組織を抑制することで、鉄損が低く磁束密度が高い無方向性電磁鋼板が得る技術が開示されている。
特開昭５５－１５８２５２号公報 特開昭６２－１８００１４号公報
　上記特許文献１や特許文献２に開示の技術を適用することで、一次再結晶集合組織を改善し、優れた磁気特性を得ることができる。しかし、需要家からの高品質化への要求は益々厳しくなってきており、上記の技術のみでは、昨今の要求に十分に応えることができなくなってきている。
　本発明は、従来技術における上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、高磁束密度かつ低鉄損の無方向性電磁鋼板を製造する方法を提案することにある。
　発明者らは、上記課題を解決するべく鋭意検討を重ねた。その結果、ＰおよびＣａを適正量添加した冷延板を再結晶焼鈍（仕上焼鈍）するに際して、加熱時の昇温速度を従来よりも急速加熱することで、高磁束密度でかつ低鉄損の無方向性電磁鋼板を安定して得ることができることを知見し、本発明を開発したものである。
　上記知見に基く本発明は、Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：４ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．０３～３ｍａｓｓ％、Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０３～０．２ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下およびＮ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、さらに、Ｃａを０．０００５～０．０１ｍａｓｓ％かつＳに対する原子比（Ｃａ（ｍａｓｓ％）／４０）／（Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２）で０．５～３．５の範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延した後、少なくとも７４０℃までを平均昇温速度１００℃／ｓｅｃ以上で加熱する再結晶焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。
　本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法における上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、ＳｎおよびＳｂのうちから選ばれる１種または２種をそれぞれ０．００３～０．５ｍａｓｓ％の範囲で含有することを特徴とする。
　本発明によれば、優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を安定して提供することができるので、特に回転機や小型トランスなど電気機器の高効率化や小型化に大いに寄与する。
磁束密度Ｂ５０に及ぼすＰ含有量の影響を示すグラフである。 鉄損Ｗ１５／５０に及ぼすＰ含有量の影響を示すグラフである。 磁束密度Ｂ５０に及ぼすＣａ／Ｓ（原子比）の影響を示すグラフである。 鉄損Ｗ１５／５０に及ぼすＣａ／Ｓ（原子比）の影響を示すグラフである。 磁束密度Ｂ５０に及ぼす昇温速度の影響を示すグラフである。 鉄損Ｗ１５／５０に及ぼす昇温速度の影響を示すグラフである。
　まず、磁気特性に及ぼすＰ含有量の影響を調査するため、以下の実験を行った。
　Ｃ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１９ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％およびＣａ：０．００２５ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ｐ：０．０１～０．５ｍａｓｓ％の範囲で変化させた鋼スラブを、１１００℃×３０分の再加熱後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、１０００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で板厚０．３５ｍｍの冷延板とした。その後、上記冷延板を、直接通電加熱炉で昇温速度を３０℃／ｓｅｃと２００℃／ｓｅｃの２水準に変えて７４０℃まで加熱した後、さらに、３０℃／ｓｅｃで１０００℃まで昇温して１０秒間保持した後、冷却する仕上焼鈍（再結晶焼鈍）を施した。なお、Ｐ含有量が０．３５ｍａｓｓ％と０．５ｍａｓｓ％の鋼板は、冷間圧延時に破断したため、以降の工程へは進めなかった。
　斯くして得られた冷延焼鈍板から、Ｌ：１８０ｍｍ×Ｃ：３０ｍｍのＬ方向サンプルおよびＬ：３０ｍｍ×Ｃ：１８０ｍｍのＣ方向サンプルを採取し、エプスタイン試験で磁気特性（磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１５／５０）を測定し、その結果を図１および図２に示した。
　図１および図２から、Ｐ含有量が０．０３ｍａｓｓ％以上、かつ、昇温速度が２００℃／ｓｅｃで、良好な磁気特性が得られることがわかる。この原因は、Ｐを０．０３ｍａｓｓ％以上添加したことで、磁化容易軸である｛１００｝＜０１２＞方位が増加したこと、また、仕上焼鈍時の７４０℃までの昇温速度を高めたことで、｛１００｝＜０１２＞方位への集積度が高まり、さらに、その後の高温焼鈍で｛１００｝＜０１２＞方位が成長することで、良好な磁気特性が得られたものと考えられる。
　次に、磁気特性に及ぼすＣａの影響を調査するため、以下の実験を行った。
　Ｃ：０．００２８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．３ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００４ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２２ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０８ｍａｓｓ％およびＳ：０．００２４ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ｃａの添加量を０．０００１～０．０１５ｍａｓｓ％の範囲で変化させた鋼スラブを、１１００℃×３０分の再加熱後、熱間圧延して板厚１．８ｍｍの熱延板とし、１０００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で板厚０．２５ｍｍの冷延板とした。その後、上記冷延板を、直接通電加熱炉で昇温速度を３０℃／ｓｅｃと３００℃／ｓｅｃの２水準に変えて７４０℃まで加熱した後、さらに、３０℃／ｓｅｃで１０００℃まで昇温して１０秒間保持した後、冷却する仕上焼鈍（再結晶焼鈍）を施した。
　斯くして得られた冷延焼鈍板から、Ｌ：１８０ｍｍ×Ｃ：３０ｍｍのＬ方向サンプルおよびＬ：３０ｍｍ×Ｃ：１８０ｍｍのＣ方向サンプルを採取し、エプスタイン試験で磁気特性（磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１５／５０）を測定し、それらの結果を図３および図４に示した。
　図３および図４から、Ｓに対するＣａの原子比、すなわち、（（Ｃａ／４０）／（Ｓ／３２））が０．５～３．５の範囲でかつ昇温速度が３００℃／ｓｅｃで良好な磁気特性が得られていることがわかる。この理由は、Ｃａは鋼中のＳを固定し、ＣａＳとして析出する効果があるので、熱延板焼鈍時の粒成長性が改善され、冷延前の結晶粒径が粗大化した結果、冷間圧延後の再結晶組織における磁化困難軸である｛１１１｝＜１１２＞方位が減少する。さらに、仕上焼鈍（再結晶焼鈍）の加熱における昇温速度を高めたことで、｛１１１｝＜１１２＞方位がより減少する。その結果、磁化容易軸である｛１００｝＜０１２＞方位が増加し、大幅な磁気特性の向上が得られたものと考えている。
　次に、磁気特性に及ぼす昇温速度の影響を調査するため、以下の実験を行った。
　Ｃ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％およびＣａ：０．００３ｍａｓｓ％を含有する鋼スラブを、１１００℃×３０分の再加熱後、熱間圧延して板厚１．８ｍｍの熱延板とし、１０００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で板厚０．３０ｍｍの冷延板とした。その後、上記冷延板を、直接通電加熱炉で昇温速度を３０～３００℃／ｓｅｃの範囲で種々に変化させて７４０℃まで加熱した後、さらに、３０℃／ｓｅｃで１０２０℃まで昇温して１０秒間保持した後、冷却する仕上焼鈍（再結晶焼鈍）を施した。
　斯くして得られた冷延焼鈍板から、Ｌ：１８０ｍｍ×Ｃ：３０ｍｍのＬ方向サンプルおよびＬ：３０ｍｍ×Ｃ：１８０ｍｍのＣ方向サンプルを採取し、エプスタイン試験で磁気特性（磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１５／５０）を測定し、それらの結果を図５および図６に示した。
　図５および図６から、７４０℃までの昇温速度を１００℃／ｓｅｃ以上とすることで、良好な磁気特性が得られることがわかる。これは昇温速度を高めることで、｛１１１｝粒の再結晶が抑制され、｛１１０｝粒、｛１００｝粒の再結晶が促進されたことにより、磁気特性が向上したものと考えられる。
　本発明は、上記の知見に基いて開発したものである。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板（製品板）の成分組成について説明する。
Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下
　Ｃは、０．００５ｍａｓｓ％を超えて含有すると、磁気時効を起こして鉄損特性の劣化を招く。よって、Ｃは０．００５ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｉ：４ｍａｓｓ％以下
　Ｓｉは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を改善するために添加するが、４ｍａｓｓ％を超えて添加すると、圧延して製造することが困難となる。よって、本発明ではＳｉの上限を４ｍａｓｓ％とする。好ましくは、１～４ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：０．０３～３ｍａｓｓ％
　Ｍｎは、熱間加工性を改善するために必要な元素であるが、０．０３ｍａｓｓ％未満では上記効果が得られない。一方、３ｍａｓｓ％を超える添加は、飽和磁束密度の低下や原料コストの上昇を招く。よって、Ｍｎは０．０３～３ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０５～２ｍａｓｓ％の範囲である。
Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下
　Ａｌは、Ｓｉと同様に、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を改善するために添加されるが、３ｍａｓｓ％を超える添加は、圧延性を低下させる。よって、本発明では、Ａｌの上限を３ｍａｓｓ％とする。好ましくは２ｍａｓｓ％以下である。なお、Ａｌは、積極的に添加しなくてもよい。
Ｐ：０．０３～０．２ｍａｓｓ％
　Ｐは、磁化容易軸である｛１００｝＜０１２＞方位を増加し、磁気特性を向上する効果があり、本発明においては必須の添加元素である。上記効果は、図１，２に示したように、０．０３ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。しかし、０．２ｍａｓｓ％を超える添加は、冷間圧延性を阻害し、圧延して製造することを困難とする。よって、Ｐは０．０３～０．２ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．０５～０．１５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下
　ＳおよびＮは、鋼中に混入してくる不可避的不純物であり、０．００５０ｍａｓｓ％を超えて含有すると、磁気特性の低下を招くようになるので、それぞれ０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくはＳ：０．００４ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００４ｍａｓｓ％以下である。
Ｃａ：０．０００５～０．０１ｍａｓｓ％かつ（Ｃａ（ｍａｓｓ％）／４０）／（Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２）：０．５～３．５
　Ｃａは、Ｓを固定し、熱延板焼鈍での粒成長を促進し、冷延前の結晶粒径を粗大化して、冷間圧延後の再結晶組織における｛１１１｝＜１１２＞方位を低減する効果がある。Ｃａの添加量が０．０００５ｍａｓｓ％未満では、上記効果が十分ではなく、一方、０．０１ｍａｓｓ％を超える添加は、ＣａＳの過析出を招き、ヒステリシス損が増加するため好ましくない。
　さらに、Ｃａの上記効果を確実に得るためには、上記組成範囲とすることに加えて、ＣａのＳに対する原子比（Ｃａ（ｍａｓｓ％）／４０）／（Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２））が０．５～３．５の範囲となるよう添加する必要がある。ＣａのＳに対する原子比が０．５未満では、上記効果が十分に得られず、一方、ＣａのＳに対する原子比が３．５を超えると、ＣａＳの析出量が多くなり過ぎ、ヒステリシス損が増加するため、却って鉄損が増加する。よって、Ｃａは、Ｓに対する原子比で０．５～３．５の範囲で添加する必要がある。好ましくは１～３の範囲である。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分に加えてさらに、Ｓｎ：０．００３～０．５ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００３～０．５ｍａｓｓ％のうちのいずれか１種または２種を含有することができる。
　ＳｎおよびＳｂは、集合組織を改善して磁束密度を向上させるだけでなく、鋼板表層の酸化や窒化およびそれに伴う表層微細粒の生成を抑制することによって、磁気特性の低下を防止する等、種々の好ましい作用効果を有する。掛かる効果を発現させるためには、ＳｎおよびＳｂのうちのいずれか１種以上を０．００３ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。一方、０．５ｍａｓｓ％を超える添加は、結晶粒の成長を阻害し、却って磁気特性の低下を招くおそれがある。よって、ＳｎおよびＳｂを添加する場合は、それぞれ０．００３～０．５ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましい添加量は、それぞれ０．００５～０．４ｍａｓｓ％の範囲である。
　なお、本発明の無方向性電磁鋼板における上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、本発明に適合する上記成分組成に調整した鋼を、転炉や電気炉、真空脱ガス設備等を用いた精錬プロセスで溶製し、連続鋳造法あるいは造塊－分塊圧延法で鋼スラブとした後、上記鋼スラブを熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延し、再結晶焼鈍（仕上焼鈍）する通常公知の方法で製造することができる。上記製造工程のうち、熱延板焼鈍を含む熱間圧延工程までの製造条件は、従来公知の条件に従えばよく、特に制限はない。よって、以下、冷間圧延工程以降の製造条件について説明する。
　熱延板焼鈍後の熱延板から最終板厚の冷延板とする冷間圧延は、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延のいずれを採用してもよい。また、その圧下率も、通常の無方向性電磁鋼板の製造プロセスと同様で構わない。
　上記冷延板は、その後、仕上焼鈍（再結晶焼鈍）を施すが、本発明の製造方法は、上記仕上焼鈍における加熱条件として、再結晶温度域までを急速加熱することが必要であり、具体的には、室温～７４０℃までを、平均加熱速度１００℃／ｓｅｃ以上で急速加熱することが必要である。図５，６に示したように、１００℃／ｓｅｃ以上で急速加熱することで、｛１１１｝粒の再結晶が抑制され、｛１１０｝粒や｛１００｝粒の再結晶が促進されるため、磁気特性が改善されるからである。好ましくは、室温～７４０℃までの加熱速度は１５０℃／ｓｅｃ以上である。
　なお、急速加熱する終点温度は、少なくとも再結晶が完了する温度である７４０℃であればよく、したがって、７４０℃を超える温度としてもよい。しかし、終点温度が高温になればなるほど、加熱に要する設備コストやランニングコストが増加するため、製造コスト上は好ましくない。よって、本発明では急速加熱する終点温度を少なくとも７４０℃とする。
　急速加熱して再結晶させた上記冷延板は、その後、所定の大きさの結晶粒に粒成長させるため、さらに温度を上げて均熱焼鈍を施す。この際の昇温速度、均熱温度、均熱時間は、通常の無方向性電磁鋼板で行われている焼鈍条件に従って行えばよく、特に制限はない。例えば、７４０℃以上均熱温度までの昇温速度は１～５０℃／ｓｅｃ、均熱温度は８００～１１００℃、均熱時間は５～１２０ｓｅｃの範囲とするのが好ましい。より好ましい均熱温度は、９００～１０５０℃の範囲である。
　なお、前述した加熱時の昇温速度を１００℃／ｓｅｃ以上とする方法については、特に制限はなく、例えば、直接通電加熱法あるいは誘導加熱法などを好適に用いることができる。
　表１に示した各種成分組成の鋼を溶製して鋼スラブとした後、１０８０℃×３０分の再加熱後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍとし、１０００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で表２に示した最終板厚ｔの冷延板とした。
　次いで、表２に記載したように、直接通電加熱炉で、昇温速度と急速加熱終点温度を種々に変えて加熱し、その後、同じく表２に示した均熱温度まで３０℃／ｓｅｃで加熱し、１０秒間保持した後、冷却する仕上焼鈍（再結晶焼鈍）を施して冷延焼鈍板とした。
　斯くして得られた冷延焼鈍板から、Ｌ：１８０ｍｍ×Ｃ：３０ｍｍのＬ方向サンプルおよびＣ：１８０ｍｍ×Ｌ：３０ｍｍのＣ方向サンプルを切り出し、エプスタイン試験で磁気特性（磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１５／５０）を測定し、その結果を表２に併記した。
　表１および表２から、本発明の条件を全て満たして製造した無方向性電磁鋼板は、磁束密度が高くて鉄損が低い優れた磁気特性を有することがわかる。なお、表２中のＮｏ．５の鋼板はＰが、また、Ｎｏ．１８の鋼板はＳｉが高いため、いずれも冷間圧延で亀裂が生じたり、破断したため、その後の工程に進めることはできなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002

Claims (2)

  1. Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：４ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．０３～３ｍａｓｓ％、Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０３～０．２ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下およびＮ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、さらに、Ｃａを０．０００５～０．０１ｍａｓｓ％かつＳに対する原子比（Ｃａ（ｍａｓｓ％）／４０）／（Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２）で０．５～３．５の範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延した後、少なくとも７４０℃までを平均昇温速度１００℃／ｓｅｃ以上で加熱する再結晶焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 前記鋼スラブは、前記成分組成に加えてさらに、ＳｎおよびＳｂのうちから選ばれる１種または２種をそれぞれ０．００３～０．５ｍａｓｓ％の範囲で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。
     
     
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