JP5780013B2 - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

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、良好な製造性（冷間圧延性）を有すると共に、優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。

近年、地球環境を保護する観点から、省資源・省エネルギー化が世界的に求められており、電気機器の分野においても、省エネルギー化を目的として、高効率化や小型化が積極的に進められている。このような背景から、電気機器の鉄心材料として広く用いられている無方向性電磁鋼板にも、磁気特性の向上、即ち、高磁束密度化、低鉄損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、従来、添加する合金元素を適正化し、冷間圧延前の結晶粒径をできる限り大きくしたり、冷延圧下率を最適化したりすることで高磁束密度化を、また、固有抵抗を高める合金元素を添加したり、板厚を低減したりすることで低鉄損化を図ってきている。

ここで、低鉄損化についてみると、鉄損は固有抵抗を高める合金元素であるＳｉやＡｌを添加することで改善されることが知られている。しかし、ＳｉやＡｌを増加すると、脆化を起こして冷間圧延することが難しくなるという問題が生じる。特に温度が低下する冬季には、熱延板焼鈍を施した鋼板の曲げ変形部において破断や耳割れが生じることがあり、生産性を阻害する要因の一つとなっている。また、ＳｉやＡｌを多く添加したハイグレードの無方向性電磁鋼板は、冷間圧延前の結晶粒径を大きくすることで、集合組織を改善し、低鉄損化を図っているが、結晶粒径を大きくすることは、冷間圧延における上記脆性問題をさらに助長することになる。そのため、無方向性電磁鋼板の低鉄損化は思うように進んでいないのが実状である。

上記問題点を改善する技術として、例えば特許文献１には、ＳｉとＡｌを添加した極低炭素鋼に、さらにＣｒを添加し、熱延板焼鈍を施すことで、冷間圧延性と高周波帯域での低鉄損特性を両立させた、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｓｉ系の無方向性電磁鋼板が開示されている。しかし、このＣｒを添加した無方向性電磁鋼板は、高周波帯域での鉄損特性には優れるものの、商用周波帯域での鉄損特性については十分に明らかにされていない。

特開２００１−０２６８２３号公報

そこで、本発明の目的は、従来のハイグレードの無方向性電磁鋼板の製造上の問題点であった冷間圧延における脆性問題を懸念する必要がなく、かつ、磁気特性にも優れる無方向性電磁鋼板の有利な製造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、熱延板焼鈍後の結晶粒径を、鋼の固有抵抗から決定される所定の範囲に制御することに加えて、仕上焼鈍時における昇温過程を従来よりも急速に加熱することで、冷間圧延性の改善と磁気特性の向上の両者を共に実現できることを見出し、本発明を完成させるに至った。

上記知見に基づく本発明は、Ｃ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：７ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．０３〜３ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％を含有し、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、仕上焼鈍する一連の工程からなる無方向性電磁鋼板の製造方法において、上記熱延板焼鈍後の結晶粒径ｄが下記式；
５０≦ｄ≦１３５−（０．７×ρ）
（ここで、ｄ：平均結晶粒径（μｍ）、ρ：鋼の固有抵抗ρ（μΩ・ｃｍ））
を満たすよう制御し、冷間圧延後の再結晶焼鈍における７４０℃までの平均昇温速度を１００℃／ｓｅｃ以上とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法である。

本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｒ：５ｍａｓｓ％以下およびＰ：０．２ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする。

また、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、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０．００５〜０．５ｍａｓｓ％含有することを特徴とする。

本発明によれば、熱延板焼鈍後の粒径を細粒化することで冷間圧延性を改善し、また、仕上焼鈍における昇温速度を高めることで集合組織を改善し、鉄損特性を向上することができるので、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を生産性よく提供することができる。

鋼の固有抵抗と熱延板焼鈍後の結晶粒径との関係を示す図である。 熱延板焼鈍後の結晶粒径が磁束密度Ｂ_５０に及ぼす影響を示す図である。 熱延板焼鈍後の結晶粒径が鉄損Ｗ_{１５／５０}に及ぼす影響を示す図である。 仕上焼鈍における昇温速度が磁束密度Ｂ_５０に及ぼす影響を示す図である。 仕上焼鈍における昇温速度が鉄損Ｗ_{１５／５０}に及ぼす影響を示す図である。

発明者らは、ＳｉやＡｌを多量に添加したハイグレードの無方向性電磁鋼板における冷間圧延性の改善と磁気特性の向上を図るべく、各種実験を行い、検討を重ねた。その結果、熱延板焼鈍後の結晶粒径を、その鋼板が有する固有抵抗に応じて所定の範囲に制御し、さらに、仕上焼鈍時の昇温過程を、従来技術よりも急速に加熱することで、冷間圧延性と磁気特性の両立を図ることが可能となることを見出した。以下、上記知見を見出すに至った実験について説明する。

先ず、熱延板焼鈍後の熱延板の結晶粒径と冷間圧延性との関係について調査するため、表１に示した各種成分組成を有する鋼スラブを１１００℃×３０分加熱後、熱間圧延し、板厚２．０ｍｍの熱延板とした後、上記熱延板に、８００〜１１００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施して結晶粒径ｄ（μｍ）を種々の大きさに変化させた。ここで、上記結晶粒径とは、圧延方向断面（Ｌ断面）を、線分法で測定した平均結晶粒径のことである。

次いで、上記熱延板焼鈍後の鋼板からＬ：１２０ｍｍ×Ｃ：３０ｍｍの試験片を採取し、上記試験片を半径１０ｍｍの治具で挟み、一方に角度４５度まで曲げてから元の位置に戻し（これを曲げ１回とする）、次に同様にして反対方向に４５度曲げてから元の位置に戻す（これを曲げ２回とする）繰り返し曲げを付与し、試験片が破断するまでの曲げ回数を測定する繰り返し曲げ試験を、０℃の温度において行った。この繰り返し曲げ試験の曲げ回数は、冷間圧延性と良い相関があり、曲げ回数が５回以上であれば、冷間圧延時に板破断や割れが起こらない、すなわち、冷間圧延性が良好であると評価することができる。
また、上記熱延板焼鈍後の鋼板からＬ：２８０ｍｍ×Ｃ：３０ｍｍの試験片を採取し、四端子法で、その鋼板が有する固有抵抗ρ（μΩ・ｃｍ）を測定し、その結果を表１中に併記した。

図１に、上記繰り返し曲げ試験の結果を、繰り返し曲げ回数が５回以上であるものを○、５回未満であるものを×として示した。図１から、曲げ回数を５回以上とする、即ち、冷間圧延性を高めるためには、熱延板焼鈍後の結晶粒径は小さい方が好ましいこと、また、鋼板が有する固有抵抗が高いほど、曲げ回数が５回以上から５回未満に変化する結晶粒径は小さくなることがわかる。そして、上記曲げ回数が５回以上から５回未満に変移する結晶粒径ｄと鋼板の固有抵抗ρとの間には、下記（１）の関係があること、したがって、良好な冷間圧延性を確保するためには、下記（１）から得られる結晶粒径より小さくしてやる必要があることがわかった。
ｄ（μｍ）＝１３５−（０．７×ρ） ・・・（１）

ここで、固有抵抗ρが冷間圧延性に影響を及ぼす理由は、以下のように考えている。一般に、鋼の固有抵抗を高める元素は、固溶強化により鋼の強度を高め、脆性を低下させる元素でもあるため、鋼の固有抵抗と鋼の脆性との間には負の相関がある。したがって、鋼の固有抵抗を測定することで、冷間圧延性を精度よく評価することが可能となるものと考えられる。

次に、磁気特性に及ぼす熱延板焼鈍後の結晶粒径の影響について調査するため、Ｃ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５０ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１７ｍａｓｓ％、Ａｌ：１．０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２４ｍａｓｓ％の成分組成を有する鋼スラブを１１００℃×３０分で加熱した後、熱間圧延し、板厚１．８ｍｍの熱延板とし、その後、上記熱延板に８００〜１１００℃×３０秒の種々の条件で熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で最終板厚０．３５ｍｍの冷延板とした。なお、上記熱延焼鈍板の固有抵抗ρは５８．５μΩ・ｃｍであった。
次いで、上記冷延板に、直接通電加熱炉を用いて昇温速度：３０℃／ｓｅｃおよび２００℃／ｓｅｃの２水準で７４０℃まで加熱し、その後、昇温速度：３０℃／ｓｅｃで１０００℃まで加熱し、１０秒間保持した後、冷却する仕上焼鈍を施した。
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方向サンプルを切り出し、エプスタイン試験を行い、磁気特性（磁束密度Ｂ_５０、鉄損Ｗ_{１５／５０}）を測定した。

上記磁気特性の測定結果を図２および図３に示した。これらの図から、昇温速度：２００℃／ｓｅｃで加熱して仕上焼鈍を行った鋼板は、昇温速度：３０℃／ｓｅｃの鋼板と比較して、磁磁束密度Ｂ_５０、鉄損Ｗ_{１５／５０}とも優れていることがわかる。しかし、熱延板焼鈍後の結晶粒径が５０μｍ以下の領域では、昇温速度を２００℃／ｓｅｃに速めても、昇温速度が３０℃／ｓｅｃで結晶粒径を大きくしたときの磁気特性と同等かそれ以下となってしまい、昇温速度上昇による磁気特性の優位性は認められない。そこで、本発明では、熱延焼鈍板の結晶粒径の下限値を５０μｍとすることとした。

上記のように、仕上焼鈍における昇温速度を高めることで磁気特性が向上する理由は、昇温速度を高めると、磁気特性に不利な｛１１１｝粒の再結晶が抑制され、逆に、磁気特性に有利な｛１１０｝粒、｛１００｝粒の再結晶が促進されるため、集合組織が磁気特性に好ましい方向に改善されるためと考えられる。そこで、本発明では、上記の効果を有効に活用し、熱延板焼鈍後の結晶粒径を小さくすることによる磁気特性の劣化を補償してやるあるいはそれ以上に改善してやることとした。

次に、磁気特性に及ぼす仕上焼鈍における昇温速度の影響を調べるため、Ｃ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．３ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１３ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２２ｍａｓｓ％の成分組成を有する鋼スラブを１１００℃×３０分加熱後、熱間圧延して板厚：２．０ｍｍの熱延板とした後、その熱延板に８５０℃×３０秒または９５０℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で最終板厚：０．３５ｍの冷延板とした。
次いで、その冷延板に、直接通電加熱炉を用いて昇温速度を３０〜３００℃／ｓｅｃの範囲で種々に変化させて７４０℃まで加熱した後、昇温速度：３０℃／ｓｅｃで１０２０℃まで加熱し、１０秒間保持した後、冷却し、冷延焼鈍板とした。なお、上記熱延焼鈍板の固有抵抗ρは４９μΩ・ｃｍ、平均結晶粒径は、８５０℃焼鈍材が７５μｍ、９５０℃焼鈍材が９０μｍであった。

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方向サンプルを切り出してエプスタイン試験を行い、磁気特性（磁束密度Ｂ_５０、鉄損Ｗ_{１５／５０}）を測定した。

上記磁気特性の測定結果を図４および図５に示す。これらの図から、昇温速度が１００℃／ｓｅｃ以上の範囲で磁気特性が大きく向上していることがわかる。そこで、本発明においては、仕上焼鈍における昇温速度は１００℃／ｓｅｃ以上とすることとした。

以上の結果を纏めると、従来の無方向性電磁鋼板の製造プロセスでは、熱延板焼鈍温度を高め、結晶粒径を大きくすることで磁気特性の向上を図っていた。しかし、熱延板焼鈍後の結晶粒径を大きくすることは、その後の冷間圧延での破断や割れを助長する。そこで、本発明は、熱延板焼鈍後の結晶粒径を、冷間圧延性を害しない所定の大きさまで細粒化することで冷間圧延性を向上させると共に、その後の仕上焼鈍において急速加熱を採用し、磁気特性を向上させることで、冷間圧延性と磁気特性の両立を達成する。なお、本発明によれば、熱延板焼鈍後の結晶粒径を細粒化することで冷間圧延性を向上できるため、Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｃｒなどの固有抵抗を高める合金元素を従来材よりも多く添加することができるので、従来にも増して低鉄損の無方向性電磁鋼板を提供することが可能となる。

次に、本発明の無方向性電磁鋼板の成分組成について説明する。
Ｃ：０．０１ｍａｓｓ％以下
Ｃは、磁気時効によって製品板（電磁鋼板）の磁気特性を劣化させるため、極力低減することが好ましく、本発明では、０．０１ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００５ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。

Ｓｉ：７ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、鋼の固有抵抗を高め、製品板の鉄損を改善するために添加される元素であり、１ｍａｓｓ％以上含有させるのが好ましい。しかし、７ｍａｓｓ％を超える添加は、冷間圧延性やその他の加工性を大きく低下させる。よって、本発明では、Ｓｉは７ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは２〜６．５ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｍｎ：０．０３〜３ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼の熱間加工性を改善するために添加する必要な元素であり、斯かる効果を得るためには０．０３ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、３ｍａｓｓ％を超える添加は、磁束密度の低下やコストの上昇を招く。よって、Ｍｎは０．０３〜３ｍａｓｓ％の範囲とする。

Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ｓは、鋼中に不可避的に混入してくる不純物元素であり、０．００５０ｍａｓｓ％以上含有すると、磁気特性に悪影響を及ぼすようになる。よって、Ｓは０．００５０ｍａｓｓ％以下とする。

Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様、鋼の固有抵抗を高めて製品板の鉄損を改善する効果があるので、必要に応じて添加される元素である。しかし、３ｍａｓｓ％を超える添加は、冷間圧延性やその他の加工性を大きく低下させる。よって、本発明では、Ａｌは３ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは２ｍａｓｓ％以下である。

Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ｎは、鋼中に不可避的に混入してくる不純物元素であり、０．００５０ｍａｓｓ％以上含有すると、磁気特性に悪影響を及ぼすようになる。よって、Ｎは０．００５０ｍａｓｓ％以下とする必要がある。

本発明の無方向性電磁鋼板は、上記必須とする成分に加えてさらに、Ｃｒ，ＰおよびＭｏのうちから選ばれる１種または２種以上を下記の範囲で含有することができる。
Ｃｒ：５ｍａｓｓ％以下
Ｃｒは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を改善する効果があるので添加することができる。しかし、５ｍａｓｓ％を超える添加は、磁束密度の低下や原料コストの上昇を招くので、５ｍａｓｓ％を上限として添加するのが好ましい。

Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下
Ｐは、鋼の固有抵抗を高めたり、製品板の打抜加工性を向上させるために添加することができる。しかし、０．２ｍａｓｓ％を超える添加は、鋼板の脆化を助長し、冷間圧延における破断や割れを招くおそれがあるので、０．２ｍａｓｓ％を上限として添加するのが好ましい。

Ｍｏ：０．１ｍａｓｓ％以下
Ｍｏは、鋼板表層の酸化を抑制し、それに伴う表層微細粒の生成を抑制することによって、磁気特性の劣化を防止する効果がある元素である。しかし、０．１ｍａｓｓ％を超える添加は、上記効果が飽和するだけでなく、原料コストの上昇や磁束密度の低下を招くようになるので、上限は０．１ｍａｓｓ％とするのが好ましい。

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およびＳｂのうちから選ばれる１種または２種を下記の範囲で含有することができる。
Ｓｎ：０．００５〜０．５ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．５ｍａｓｓ％
ＳｎおよびＳｂは、製品鋼板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他、鋼板表層の酸化や窒化、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の効果を有する元素である。斯かる効果を発現させるには、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０．００５ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、含有量が０．５ｍａｓｓ％を超えると、結晶粒の成長性が阻害されて、磁気特性の低下を招くおそれがある。よって、ＳｎおよびＳｂは、それぞれ０．００５〜０．５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。

本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。ただし、本発明の作用効果を害しない範囲であれば、上記以外の成分を意図的に含有させたり、不可避的に混入したりしていてもよい。例えば、固有抵抗を高めるため、Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕは、それぞれ４ｍａｓｓ％以内で含有させることができる。また、ＣａやＭｇも、鋼中のＳと結合してサルファイドを形成しＳを固定する効果があるので、０．０１ｍａｓｓ％以下であれば含有させてもよい。

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の製造方法は、本発明に適合する上記成分組成を有する鋼を転炉や電気炉、真空脱ガス装置などを用いる通常公知の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、この鋼スラブを通常公知の方法で熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延し、仕上焼鈍（再結晶焼鈍）する一連の工程からなるプロセスで製造することができる。なお、上記製造プロセスにおいて、熱間圧延までは、従来公知の条件で製造することができ、特に制限はない。したがって、熱延板焼鈍以降の条件について以下に説明する。

熱延板焼鈍
熱延板焼鈍は、従来の無方向性電磁鋼板の製造方法では、集合組織を改善するため、高温で施すのが普通である。しかし、本発明においては、冷間圧延時の鋼板の破断や割れを防止するため、鋼板が有する固有抵抗の値に応じで、下記式を満たす結晶粒径の範囲に制御する必要がある。
５０≦ｄ≦１３５−（０．７×ρ）
ここで、ｄ：平均結晶粒径（μｍ）、ρ：鋼の固有抵抗ρ（μΩ・ｃｍ）
ここで、結晶粒径を５０μｍ以上とする理由は、５０μｍ未満では、仕上焼鈍における昇温速度上昇による磁気特性向上効果が認められないからである。一方、結晶粒径を｛１３５−（０．７×ρ）｝以下とする理由は、上記値を超えると冷間圧延性が低下し、破断や割れが発生するようになるからである。ここで、上記式中の固有抵抗ρは、前述した実験のように、熱延板を実測してもよいが、予め各成分の含有量と固有抵抗との関係式を求めておき、この式に出鋼成分を代入して求めてもよく、いずれの方法でも構わない。
また、上記範囲に結晶粒径を制御するための熱延板焼鈍温度は、従来よりも低い温度とすることが好ましく、例えば、連続焼鈍法で熱延板焼鈍する場合には、再結晶温度以上１０００℃以下、より好ましくは７５０℃以上９８０℃以下とするのが好ましい。

冷間圧延
上記熱延板焼鈍を施した熱延板は、その後、酸洗し、冷間圧延をして最終板厚とする。この冷間圧延は、１回でもよく、あるいは、中間焼鈍を挟む２回以上としてもよい。また、冷延圧下率についても、通常の無方向性電磁鋼板と同様の範囲であればよく、特に制限はない。

仕上焼鈍（再結晶焼鈍）
冷間圧延後の仕上焼鈍は、通常の無方向性電磁鋼板と同じ８００〜１１００℃の温度で行うのが好ましく、９００〜１０５０℃の温度で行うのがより好ましい。ただし、本発明においては、再結晶後の鋼板組織を改善し、磁気特性を向上するため、図４および図５に示したように、室温〜７４０℃までを１００℃／ｓｅｃ以上の平均昇温速度で加熱することが必要である。なお、急速加熱は、７４０℃を超える温度まで行ってもよいが、急速加熱する終点温度が高温になればなるほど設備コストやランニングコストが増加するため好ましくない。よって、本発明では急速加熱する終点温度を７４０℃とする。
なお、平均昇温速度：１００℃／ｓｅｃ以上となるよう急速加熱する方法については、特に制限はなく、例えば、直接通電加熱あるいは誘導加熱などを好適に用いることができる。
上記仕上焼鈍を施した鋼板は、その後、必要に応じて各種の絶縁被膜を被成して製品板とするのが好ましい。

表２−１および表２−２に示した成分組成の鋼を通常公知の精錬プロセスで溶製し、連続鋳造して鋼スラブとした後、その鋼スラブを１０８０℃×３０分加熱し、熱間圧延して板厚：１．８ｍｍの熱延板とした後、表３−１および表３−２に示した温度で３０秒間保持する熱延板焼鈍を施した。なお、表２−１、表２−２において、Ｐ：０．０１０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００１０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００１０ｍａｓｓ％は不可避的不純物のレベルである。
次いで、上記熱延焼鈍板からＬ：２８０ｍｍ×Ｃ：３０ｍｍの試験片を採取し、四端子法で、その鋼板が有する固有抵抗ρ（μΩ・ｃｍ）を測定すると同時に、Ｌ断面における平均結晶粒径を線分法で測定した。また、上記熱延焼鈍板からＬ：１２０ｍｍ×Ｃ：３０ｍｍの試験片を採取し、前述した実験に用いた方法で繰り返し曲げ試験を行い、破断までの曲げ回数を測定した。
次いで、上記熱延焼鈍板を酸洗した後、１回の冷間圧延で、表３−１および表３−２に示した最終板厚の冷延板とした後、直接通電加熱炉を用いて、同じく表３−１および表３−２に示した昇温速度で終点温度まで加熱した後、その終点温度から均熱温度までを３０℃／ｓｅｃで加熱し、１０秒間保持後、冷却する仕上焼鈍を施した。その際の室温〜７４０℃までの平均昇温速度を表３−１および表３−２に示す。なお、上記冷間圧延においては、鋼板の破断や耳割れの発生有無を確認し、圧延性を評価した。
斯くして得られた仕上焼鈍後の鋼板から、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てエプスタイン試験を行い、（磁束密度Ｂ_５０、鉄損Ｗ_{１５／５０}）を測定した。

上記繰り返し曲げ試験の結果、冷間圧延の結果、および、磁気特性の測定結果を表３−１および表３−２に併記した。これらの結果から、本発明の条件を満たす無方向性電磁鋼板は、いずれも破断までの繰り返し曲げ回数が５回以上で、冷間圧延性に優れ、しかも、高磁束密度、低鉄損であり、冷間圧延性と磁気特性が両立できていることがわかる。

Claims (3)

1. Ｃ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：７ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．０３〜３ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％を含有し、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、仕上焼鈍する一連の工程からなる無方向性電磁鋼板の製造方法において、上記熱延板焼鈍後の結晶粒径ｄが下記式を満たすよう制御し、冷間圧延後の再結晶焼鈍における７４０℃までの平均昇温速度を１００℃／ｓｅｃ以上とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
   ５０≦ｄ≦１３５−（０．７×ρ）
   ここで、ｄ：平均結晶粒径（μｍ）、ρ：鋼の固有抵抗ρ（μΩ・ｃｍ）
2. 上記成分組成に加えてさらに、Ｃｒ：５ｍａｓｓ％以下およびＰ：０．２ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種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. 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０．００５〜０．５ｍａｓｓ％含有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。

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