JP3430830B2 - 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、磁気特性の優れ
た無方向性電磁鋼板の製造方法に関し、特に鋼板中の析
出物、介在物の組成および形態を制御することにより、
鉄損特性の有利な改善を図ろうとするものである。

【０００２】

【従来の技術】無方向性電磁鋼板の鉄損特性は、製品板
の結晶粒径に大きく依存し、低鉄損の製品を得るために
は、基本的に結晶粒径を粗大化させる必要があることが
知られている。粒成長性は、鋼中に分散する第２相、す
なわち析出物や介在物の影響が大きく、その成分やサイ
ズ分布、分散状態に大きく左右される。これらの析出物
は、結晶粒界の移動をピン止めする効果があるため、粒
成長性向上のためには、かような析出物を極力低減させ
る必要があることはいうまでもない。

【０００３】しかしながら、現在の工業的技術レベルに
おいて、鋼材中の析出物、介在物を粒成長性に影響しな
い程度まで低減させた高清浄鋼を溶製することは極めて
難しく、また汎用の実用材料の製造に際してはコストの
問題も無視できないため、かような高清浄鋼の溶製は実
質的に不可能であった。

【０００４】そのため、鋼中にはある程度の析出物、介
在物の残留が避けられず、それに起因して磁気特性の劣
化を余儀なくされていた。特にMnＳ、AlＮ等の比較的固
溶温度の低い析出物が形成された場合には、スラブ加熱
や熱延板焼鈍、冷延後の再結晶焼鈍等の過程で一旦固溶
した後、冷却の段階で微細に再析出し、かかる微細析出
物は粒成長抑制効果が非常に大きいため、磁気特性を著
しく劣化させていた。

【０００５】この固溶・再析出を避ける手段としては、
スラブ加熱温度や熱延板焼鈍温度、冷延後の再結晶焼鈍
温度を低温化する方法がある。しかしながら、スラブ加
熱温度の低温化は、析出物の固溶を防止する効果はある
ものの、それに伴って熱延温度も低下するため、圧延が
困難になるだけでなく、熱延板に未再結晶部が残った
り、再結晶しても粒径が小さいので、その後の冷延、再
結晶による製品板の集合組織が劣化し、無方向性電磁鋼
板の製品特性にとって好ましくない。同様に、熱延板焼
鈍温度を低くする方法においても、再結晶や粒成長が不
十分となり、製品板の集合組織の劣化が避けられない。
さらに、再結晶焼鈍温度を低くした場合には、低温のた
めにかえって粒成長速度が遅くなり、限られた焼鈍時間
では十分な粒径が得られない。このように、析出物を固
溶・再析出させることなしに磁気特性の良好な製品を得
るには限界があり、実質的に特段の効果は期待できな
い。

【０００６】また、析出物等の悪弊を回避する手段とし
て、析出物の形態を制御する方法があるが、かような析
出物の形態制御方法としては、鋼中Ｓを REMサルファイ
ドやSbサルファイド等の固溶温度の高い析出物として固
定する方法（特開昭51-62115号公報）や、REM と同様に
Zrを添加する方法（特公平１-52448号公報、特開昭51-6
0624号公報）等があるが、これらの方法で十分な効果を
得るためには、高価な副原料を多量に添加する必要があ
り、製品のコストアップが大きな問題となる。そればか
りか、 REMサルファイドは（REM, Mn, Al, Si)(O, S)の
ように非常に複雑な析出形態をとる上に、溶融中で浮上
しにくく、鋼中に多量に残留する欠点もある。従って、
REMサルファイド (主にCeサルファイド）単体での固溶
温度は高くても、実際は複合析出物であるため、部分的
に固溶・再析出する。

【０００７】同様に、鋼中Ｓを固定する方法としては、
Caを利用する方法がある（特公昭58-17248号公報、特開
昭59-74213号公報および特公昭58-17249号公報等）。し
かしながら、特公昭58-17248号公報および特開昭59-742
13号公報のような脱硫フラックス（通常 CaO, CaF₂を含
む）を用いた場合には、硫化物系介在物成分はAl(O, N)
＋(Ca, Mn)(S, O)のような非常に複雑なものとなり、熱
延前のスラブ加熱や熱延板焼鈍等の加熱工程で介在物を
構成しているMnＳが固溶・再析出により微細化するため
に、やはり粒成長性が阻害される。

【０００８】このため、硫化物を十分に無害化したとは
言い難く、特に１回冷延法で一層の低鉄損化を指向した
場合には問題を残していた。というのは、冷延２回法の
場合には、仕上げ焼鈍前の冷延圧下率が低いため、再結
晶の駆動力が弱く、再結晶核の発生数も少ないので、比
較的粗粒になり易く低鉄損化は容易であるが、１回冷延
法の場合は、冷延圧下率が高いため、再結晶駆動力が高
く、また核生成数も多いので、細粒となり易いことか
ら、２回冷延法に比べると、低鉄損化のためには粒成長
性の向上がより重要だからである。

【０００９】また、特公昭58-17249号公報に見られるよ
うに、金属Caを使用した場合には、Caが非常に活性な金
属であるため、保管および取扱いが困難なだけでなく、
溶鋼温度での蒸気圧が高いため、添加直後に気化して有
効な脱硫効果が得難く、大量の添加を必要とし、しかも
添加時の発煙が激しく、操業上の作業環境を著しく悪化
させるという問題もあった。

【００１０】さらに、特公昭58-17248号公報、特開昭59
-74213号公報および特公昭58-17249号公報はいずれも、
製鋼工程のみで析出物を制御しようとするもので、引き
続く熱間圧延工程で積極的に析出物を制御しようとする
意図はなく、このため現在の高度な要求を満足し得るほ
ど十分な粒成長性の向上効果は期待できない。

【００１１】

【発明が解決しようとする課題】上述したとおり、無方
向性電磁鋼板において良好な磁気特性を得るためには、
十分な粒成長性を確保する必要があり、それに影響する
析出物を制御することがとりわけ重要なのであるが、現
在までのところ、工業的レベルで有効かつ安価な制御方
法は開発されていない。この発明は、上記の問題を有利
に解決するもので、従来に比べより効果的に硫化物系介
在物を制御することによって、粒成長性を向上ならし
め、もって鉄損特性の一層の向上を達成した無方向性電
磁鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。

【００１２】

【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、鋼中ＳをCa
Siによって低減すると共に、熱間圧延工程における巻き
取りを所定の温度条件下で行うことが、所期した目的の
達成に関し、極めて有効であることの知見を得た。この
発明は、上記の知見に立脚するものである。

【００１３】すなわち、この発明は、 Ｃ：0.005 wt％以下、 Si：4.0 wt％以下、 Mn：0.1 〜2.0 wt％、 Ｐ：0.1 wt％以下、 Al：2.5 wt％以下 を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる
溶鋼を、鋳造によりスラブとした後、熱間圧延、冷間圧
延ついで仕上げ焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を製造す
るに当たり、鋳造完了までの間に、CaSiを添加して鋼中
Ｓを 0.005wt％以下まで低減すること、引き続く熱間圧
延工程において、スラブを1000℃以上に加熱し、熱間粗
圧延および仕上げ圧延を施して最終板厚とした後、次式
(1) の関係を満足する条件下でコイルに巻き取ること、 ＣＴ≧ 650−0.0001Ｘ² --- (1) ここで、ＣＴ：巻き取り温度（℃） Ｘ：スラブ加熱温度（抽出温度）（℃） を特徴とする磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造
方法である。

【００１４】この発明においては、コイルに巻き取り
後、コイル端部最高温度が 300℃に達するまでの冷却時
間を６時間以上とすることが好ましい。また、熱間圧延
に際し、鋼片の最先端部が、粗圧延最終パス終了後から
仕上げ圧延の第１スタンドに到達するまでに要する時間
を40秒以上とすることが有利である。

【００１５】

【発明の実施の形態】以下、この発明を完成するに至っ
た経緯を実験結果に基づいて説明する。 実験１ Ｃ：0.003 wt％，Si：2.0 wt％，Mn：0.4 wt％, Ｐ：0.
03wt％，Al：0.3 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になる鋼Ａを、転炉および真空脱ガスにより溶製し、
連続鋳造により、厚み：215 mm、幅：1100mmのスラブと
した。この際、CaＯとCaＦを主成分とする通常の脱硫方
法およびこの発明法に従うCaSi添加による脱硫方法によ
り、それぞれＳ≦0.005 wt％に脱硫した。これらのスラ
ブを、通常のガス加熱炉により種々の温度に加熱した
後、熱間圧延により厚み：2.6 mmの熱延板とした。この
際、仕上げ圧延機出側温度は 800℃、巻き取り温度は 5
80℃とし、巻き取り後からコイル端部最高温度が 300℃
に達するまでの冷却時間は８ｈとした。ついで、 900
℃, 60秒の熱延板焼鈍後、１回の冷間圧延で厚み：0.5
mmの冷延板とした後、 800℃, 30秒の再結晶焼鈍を施し
て製品板とした。かくして得られた製品板の、スラブ加
熱温度（抽出温度）と鉄損Ｗ_15/50 との関係について調
査した結果を、図１に示す。

【００１６】同図から明らかなように、従来の（CaＯ＋
CaＦ）による脱硫方法では、前述したとおり、スラブ加
熱温度が増加すると析出物の固溶・再析出によって鉄損
特性は劣化した。これに対し、CaSi脱硫を行ったもの
は、スラブ加熱温度が1000℃を超えた範囲では、従来の
常識に反してスラブ加熱温度が高いほど鉄損は低下する
ことが判明した。

【００１７】また、発明者らは、CaSi添加により脱硫し
たけい素鋼の鉄損は、熱間圧延工程のコイル巻き取り温
度（ＣＴ）とも相関があることを見い出した。すなわ
ち、ＣＴ≧ 650−0.0001Ｘ² （Ｘ：スラブ加熱温度（抽
出温度）（℃））を満足させることが肝要であることを
も新たに見い出したのである。

【００１８】以下、その知見を得るに至った実験につい
て説明する。 実験２ Ｃ：0.003 wt％，Si：1.7 wt％，Mn：0.3wt ％, Ｐ：0.
02wt％，Al：0.2 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になる鋼Ｂを、転炉および真空脱ガスにより溶製し、
連続鋳造により、厚み：215 mm、幅：1100mmのスラブと
した。この際、CaSi添加によりＳ：0.004 wt％に脱硫し
た。ついで、通常のガス加熱炉により種々の温度に加熱
した後、熱間圧延により厚み：2.6 mmの熱延板とした。
この際、仕上げ圧延機出側温度は 800℃とし、巻き取り
温度は種々に変化させた。また、巻き取り後からコイル
端部最高温度が 300℃に達するまでの冷却時間は７ｈと
した。ついで、 950℃, 60秒の熱延板焼鈍後、１回の冷
間圧延で厚み：0.5 mmの冷延板とした後、 780℃, 20秒
の再結晶焼鈍を施して製品板とした。かくして得られた
製品板について、スラブ加熱温度とコイル巻き取り温度
が鉄損Ｗ_15/50 に及ぼす影響について調査した結果を、
図２に示す。図中、○印はＷ_15/50 が 3.3 W/kg 以下の
もの、△印は 3.3 W/kg を超えるものである。

【００１９】同図から明らかなように、コイル巻き取り
温度（ＣＴ）とスラブ加熱温度（Ｘ）が、次式(1) ＣＴ≧ 650−0.0001Ｘ² --- (1) の関係を満足する場合に、良好な鉄損特性が得られた。

【００２０】さらに、発明者らは、巻き取り後からコイ
ル端部最高温度が 300℃に達するまでの冷却時間が磁気
特性と相関があることも見い出した。以下、その知見を
得るに至った実験について説明する。

【００２１】実験３ Ｃ：0.003 wt％，Si：2.1 wt％，Mn：0.4 wt％, Ｐ：0.
03wt％，Al：0.3 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になる鋼Ｃを、転炉および真空脱ガスにより溶製し、
連続鋳造により、厚み：215 mm、幅：1100mmのスラブと
した。この際、CaSi添加によりＳ：0.004 wt％に脱硫し
た。ついで、通常のガス加熱炉で1150℃に加熱した後、
粗圧延ついで仕上げ圧延を施した後、コイルに巻き取っ
た。この際、巻き取り温度と巻き取り後からコイル端部
最高温度が 300℃に達するまでの冷却時間を種々に変化
させた。なお、仕上げ圧延機出側温度は 820℃、仕上げ
板厚は 2.4mmの一定にした。その後、 900℃, 60秒の熱
延板焼鈍後、１回の冷間圧延で厚み：0.5 mmの冷延板と
した後、 800℃, 30秒の再結晶焼鈍を施して製品板とし
た。かくして得られた製品板について、冷却時間と鉄損
Ｗ_15/50 との関係について調査した結果を、巻き取り温
度をパラメータとして、図３に示す。

【００２２】同図に示したとおり、コイル巻き取り温度
が、前掲(1) 式を満足する 550℃と650 ℃のものは、冷
却時間が６時間以上となる領域で鉄損が一層改善されて
いることが判る。これに対し、コイル巻き取り温度が
(1)式満足しない 500℃のものは、冷却時間が６時間以
上の場合でも鉄損の改善効果は認められなかった。

【００２３】実験４ Ｃ：0.003 wt％，Si：1.2 wt％，Mn：0.4 wt％, Ｐ：0.
03wt％，Al：1.1 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組
成になる鋼Ｄを、転炉および真空脱ガスにより溶製し、
連続鋳造により、厚み：215 mm、幅：1100mmのスラブと
した。この際、CaSi添加によりＳ：0.0035wt％に脱硫し
た。その後、通常のガス加熱炉で1150℃に加熱し、つい
で粗圧延後、仕上げ圧延に供する際に、粗圧延最終パス
終了後から仕上げ圧延の第１スタンドに到達するまで要
する時間を種々に変化させた。この際、仕上げ圧延機出
側温度は 840℃、コイル巻き取り温度は 550℃、仕上げ
厚みは 2.4mmの一定にした。また、巻き取り後からコイ
ル端部最高温度が 300℃に達するまでの冷却時間はすべ
て８時間とした。その後、 950℃, 60秒の熱延板焼鈍
後、１回の冷間圧延で厚み：0.5 mmの冷延板とした後、
800℃, 30秒の再結晶焼鈍を施して製品板とした。かく
して得られた製品板について、粗圧延最終パス終了後か
ら仕上げ圧延の第１スタンドに到達するまでの時間と鉄
損Ｗ_15/50 との関係について調査した結果を、図４に示
す。

【００２４】同図に示したとおり、粗圧延最終パス終了
後から仕上げ圧延の第１スタンドに到達するまでの所要
時間を40秒以上とすることによって、鉄損特性が一層改
善されることが判る。

【００２５】この発明により、鉄損改善効果が得られる
理由については、必ずしも明らかではないが、発明者ら
は次のように考えている。実験１で用いたスラブ（CaSi
添加材）から採取したサンプルの析出物分析を行ったと
ころ、サルファイドについては、鋼Ａはほとんどがカル
シウム−サルファイドまたはカルシウム−オキシサルフ
ァイドで、析出物中にMnはほとんど含まれていなかっ
た。MnＳが低融点であるのに対して、CaＳは溶鋼中のよ
うな高温においても安定であるので、スラブ加熱温度が
上昇した場合、固溶しないばかりでなく、オストワルド
成長により粗大化するため、粒成長性が向上して鉄損特
性が改善されたと考えられる。また、コイル巻き取り温
度も高温であるほどオストワルド成長の観点からは有利
であると考えられ、スラブ加熱で十分なオストワルド成
長が達成できない場合でも ＣＴ≧ 650−0.0001Ｘ² --- (1) を満足する条件下で巻き取った場合には、オストワルド
成長により析出物が粗大化するものと考えられる。

【００２６】さらに、巻き取り後からコイル端部最高温
度が 300℃に達するまでの冷却時間が６ｈ以上の時や、
粗圧延最終パス終了後から仕上げ圧延の第１スタンド到
達するまでに要する時間が40秒以上の時も、同様にオス
トワルド成長が促進されるものと考えられる。

【００２７】

【作用】次に、この発明において素材成分を前記の範囲
に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.005 wt％以下 Ｃは、γ域を拡大し、α−γ変態点を低下させる。焼鈍
中にγ相がα粒界にフィルム状に生成しα粒の成長を抑
制するため、Ｃは基本的に少なくする必要がある。ま
た、SiやAl等のα相安定化元素を多量に含有し、全温度
域でγ相が生成しない場合でも鉄損特性の時効劣化を引
き起こすので、Ｃ含有量は 0.005wt％以下とする必要が
ある。なお、下限は特に限定されないが、コスト等の面
から0.0005wt％以上とすることが望ましい。

【００２８】Si：4.0 wt％以下 Siは、鋼の比抵抗を高め鉄損を低下させる有用元素であ
り、目標とする磁気特性に応じて含有量を変化させる。
しかしながら、同時に硬度も上昇させ、冷間圧延性を悪
化させるので、上限を 4.0wt％とした。なお、下限は特
に定めるものではないが、比抵抗を高める観点から0.05
wt％以上含有させることが望ましい。

【００２９】Al：2.5 wt％以下 Alは、Siと同様に、鋼の比抵抗を高め鉄損を低下させる
元素であり、目標とする磁気特性に応じて含有量を変化
させる。しかしながら、その含有量が多い場合には連続
鋳造時にモールドとの潤滑性が低下し、鋳造が困難とな
るので、上限を2.5 wt％に定めた。

【００３０】Mn：0.1 〜2.0 wt％ Mnも、SiやAlほどではないが鋼の比抵抗を高め、鉄損を
低下させる効果があり、また熱間圧延性を改善する効果
もある。しかしながら、含有量が 0.1wt％に満たないと
その添加効果に乏しく、一方 2.0wt％を超えると冷間圧
延性を劣化させるので、Mnは 0.1〜2.0 wt％の範囲で含
有させるものとした。

【００３１】Ｐ：0.1 wt％以下 Ｐも、SiやAlほどではないが鋼の比抵抗を高め、鉄損を
低下させる効果があるだけでなく、粒界偏析により冷延
再結晶後の集合組織を改善して磁束密度を向上させる効
果がある。しかしながら、過度に添加すると粒界偏析量
が多くなってかえって粒成長性を阻害し鉄損を劣化させ
るので、0.1 wt％以下で含有させるものとした。

【００３２】Ｓ：0.005 wt％以下 Ｓは、析出物、介在物を形成し粒成長性を阻害するの
で、極力低減すべき元素である。この発明は、CaSiを脱
硫に用い、Ｓの析出形態を制御するによってＳを無害化
するものであるが、鋼中における残存量が多い場合に
は、介在物の粒子数が増え、またＳを固定するためのCa
が相対的に不足すると介在物中のMnＳの割合が増え、や
はり粒成長性に悪影響を及ぼすので、Ｓは 0.005wt％以
下まで低減するものとした。

【００３３】

【００３４】前述したとおり、この発明では、CaSiで脱
硫をすることが不可欠である。というのは、脱硫剤とし
てCaSiを用いると、従来と異なり、硫化物系介在物がMn
をほとんど含まないカルシウム−サルファイドまたはカ
ルシウム−オキシサルファイドとなるので、MnＳの固溶
・再析出に起因した粒成長性の劣化を有利に回避できる
からである。

【００３５】次に、熱間圧延工程について述べる。スラ
ブ加熱は、この発明では鋼中の析出物のオストワルド成
長を促進するために欠くことのできないプロセスであ
る。この際、加熱方式は特に限定されるものではなく、
ガス加熱や誘導加熱など公知の手法が適用できるが、10
00℃以上に加熱することが肝要である。というのは、加
熱温度が1000℃に満たないと、十分なオストワルド成長
が期待できないからである。

【００３６】スラブ加熱後、スラブは粗圧延ついで仕上
げ圧延に供されるが、これについても公知の方法が適用
できる。仕上げ圧延終了後のコイル巻き取り温度は前掲
(1) 式を満たすことが肝要であるが、巻き取り温度を制
御するための手法は特に限定されるものではなく、水
冷、ミスト冷却、ガス冷却、空冷等の公知の方法が適用
可能である。

【００３７】また、この発明において、巻き取り後から
コイル端部最高温度が 300℃に達するまでの冷却時間を
６ｈ以上とすることが実施に当たり有利であるが、この
冷却を制御する方法も限定されるものではなく、水冷、
ミスト冷却、ガス冷却、空冷および保熱カバーや保熱Bo
x を適用することができる。熱間圧延後は、公知の方法
により、冷延圧延ついで仕上げ焼鈍を施せば良い。特に
この発明では、１回冷延法を採用した場合でも良好な粒
成長性を確保することができる。

【００３８】

【実施例】以下に、種々の鋼種で行った実施例を示す。
いずれも、CaSi添加による脱硫を連続鋳造時に行ってお
り、比較例として一部添加しないものも実施した。 実施例１ Ｃ：0.004 wt％、Si：3.0 wt％、Mn：0.15wt％、Al：0.
3 wt％およびＰ：0.01wt％を含有し、残部は実質的にFe
の組成になる無方向性電磁鋼板用スラブ（鋼Ｅ。厚み：
220 mm）ならびにＣ：0.003 wt％、Si：1.4 wt％、Mn：
0.30wt％、Al：0.25wt％およびＰ：0.02wt％を含有し、
残部は実質的にFeの組成になる無方向性電磁鋼板用スラ
ブ（鋼Ｆ。厚み：220 mm）をそれぞれ、通常のガス燃焼
型加熱炉にて種々の温度に加熱後、熱間圧延により厚
み：2.5 mmの熱延板コイルとした。この際、コイル巻き
取り温度を種々に変化させた。

【００３９】ついで、鋼Ｅについては 950℃, ２分の熱
延板焼鈍後、また鋼Ｆについては熱延板焼鈍を施すこと
なしに、冷間圧延により0.50mmに仕上げた後、 850℃，
30秒の連続焼鈍を施した。かくして得られた製品板の磁
気特性について調べた結果を、表１に示す。

【００４０】

【表１】

【００４１】同表より明らかなように、この発明に従う
条件下で製造した場合はいずれも、磁気特性に優れた製
品板を得ることができた。

【００４２】実施例２ Ｃ：0.002 wt％、Si：0.65wt％、Mn：0.21wt％、Al：0.
72wt％およびＰ：0.07wt％を含有し、残部は実質的にFe
の組成になる無方向性電磁鋼板用スラブ（鋼Ｇ。厚み：
220 mm）ならびにＣ：0.003 wt％、Si：0.30wt％、Mn：
0.24wt％、Al：0.24wt％およびＰ：0.04wt％を含有し、
残部は実質的にFeの組成になる無方向性電磁鋼板用スラ
ブ（鋼Ｈ。厚み：220 mm）をそれぞれ、通常のガス燃焼
型加熱炉にて種々の温度に加熱後、熱間圧延により厚
み：2.4mm の熱延板コイルとした。この際、コイル巻き
取り温度を種々に変化させた。

【００４３】ついで、鋼Ｇについては 800℃, ８ｈの熱
延板焼鈍後、また鋼Ｈについては熱延板焼鈍を施すこと
なしに、冷間圧延により厚み：0.52mmに仕上げた後、 8
50℃, 30秒の連続焼鈍を施した。その後、スキンパス圧
延により0.50mmの最終板厚に仕上げた。かくして得られ
た製品板に 750℃、２時間の歪み取り焼鈍を施した後の
磁気特性を測定した。かくして得られた製品板の磁気測
定結果を表２に示す。

【００４４】

【表２】

【００４５】同表より明らかなように、これらの無方向
性電磁鋼板の製造に際しても、この発明の適正範囲を満
足する場合はいずれも、磁気特性に優れた製品板を得る
ことができた。

【００４６】実施例３ Ｃ：0.002 wt％、Si：0.65wt％、Mn：0.42wt％、Al：1.
6 wt％およびＰ：0.02wt％を含有し、残部は実質的にFe
の組成になる無方向性電磁鋼板用スラブ（鋼Ｉ。厚み：
220 mm）を、通常のガス燃焼型加熱炉にて種々の温度に
加熱後、熱間粗圧延により厚み：2.5 mmの熱延板コイル
とした。この際、コイル巻き取り温度を種々に変化させ
た。ついで、1000℃, １分の熱延板焼鈍後、冷間圧延に
より厚み：0.5 mmに仕上げた後、 850℃, 30秒の連続焼
鈍を施した。かくして得られた製品に 750℃、２時間の
歪み取り焼鈍を施して磁気特性を測定した。得られた結
果を表３に示す。

【００４７】

【表３】

【００４８】同表より明らかなように、これらの無方向
性電磁鋼板の製造に際しても、この発明の適正範囲を満
足する場合はいずれも、磁気特性に優れた製品板を得る
ことができた。

【００４９】

【発明の効果】かくして、この発明によれば、無方向性
電磁鋼板の製造に際し、硫化物系介在物の析出形態を適
切に制御して粒成長性を効果的に高めることができ、ひ
いては鉄損特性の格段の向上を図ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】スラブ加熱温度と鉄損特性との関係を示したグ
ラフである。

【図２】スラブ加熱温度と巻き取り温度が鉄損特性に及
ぼす影響を示したグラフである。

【図３】コイルに巻き取り後、コイル端部最高温度が 3
00℃に達するまでの冷却時間と鉄損特性との関係を、巻
き取り温度をパラメータとして示したグラフである。

【図４】粗圧延最終パス終了後から仕上げ圧延の第１ス
タンドに到達するまでの時間と鉄損Ｗ_15/50 との関係を
示したグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 本田 厚人 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社 水島製鉄所内 (56)参考文献 特開 平８−333658（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−74213（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−9860（ＪＰ，Ａ) 特開 昭54−60214（ＪＰ，Ａ) 特開 昭52−20920（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−190521（ＪＰ，Ａ) 特公 平４−43981（ＪＰ，Ｂ２) 特公 昭58−17249（ＪＰ，Ｂ１) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 8/12 C22C 38/00 303 C22C 38/06 H01F 1/16

Claims (3)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：0.005 wt％以下、 Si：4.0 wt％以下、 Mn：0.1 〜2.0 wt％、 Ｐ：0.1 wt％以下、 Al：2.5 wt％以下 を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる
   溶鋼を、鋳造によりスラブとした後、熱間圧延、冷間圧
   延ついで仕上げ焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を製造す
   るに当たり、 鋳造完了までの間に、CaSiを添加して鋼中Ｓを 0.005wt
   ％以下まで低減すること、 引き続く熱間圧延工程において、スラブを1000℃以上に
   加熱し、熱間粗圧延および仕上げ圧延を施して最終板厚
   とした後、次式(1) の関係を満足する条件下でコイルに
   巻き取ること、 ＣＴ≧ 650−0.0001Ｘ² --- (1) ここで、ＣＴ：巻き取り温度（℃） Ｘ：スラブ加熱温度（抽出温度）（℃） を特徴とする磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造
   方法。
2. 【請求項２】 請求項１において、コイルに巻き取り
   後、コイル端部最高温度が 300℃に達するまでの冷却時
   間が６時間以上であることを特徴とする磁気特性の優れ
   た無方向性電磁鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 請求項１または２において、鋼片の最先
   端部が、粗圧延最終パス終了後から仕上げ圧延の第１ス
   タンドに到達するまでに要する時間が40秒以上であるこ
   とを特徴とする磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製
   造方法。