JPH09125145A

JPH09125145A - 磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH09125145A
Application number: JP28228995A
Authority: JP
Inventors: Ryutaro Kawamata; 竜太郎川又; Takeshi Kubota; 猛久保田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1995-10-30
Filing date: 1995-10-30
Publication date: 1997-05-13
Anticipated expiration: 2015-10-30
Also published as: JP3348811B2

Abstract

(57)【要約】【課題】本発明は磁束密度が高く、鉄損が低い無方向
性電磁鋼板の製造方法を提供することを目的とする。【解決手段】鋼中に重量％で、0.10％≦Si≦2.50％、
Mn，Alの少なくとも１種であって0.10％≦Al≦1.00％、
0.10％≦Mn≦2.00％とし、かつ、SiとAlの合計量がSi+2
Al≦2.50％であり、 C≦0.0025％、 N≦0.0020％、 S≦
0.0020％、Ti≦0.0030％、Nb≦0.0030％、 V≦0.0050
％、As≦0.0030％を満足し、残部がＦｅおよび不可避的
不純物からなるαγ変態を有する成分のスラブを用い、
熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍および１回の冷間
圧延工程を施し、次いで仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁
鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍をＡｃ₃点以上の
温度域で１０秒〜５分の間実施することを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、電気機器の鉄心材
料として用いられる、磁束密度が高く、鉄損が低い優れ
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。

【０００２】

【従来の技術】近年、電気機器、特に無方向性電磁鋼板
がその鉄心材料として使用される回転機および中、小型
変圧器等の分野においては、世界的な電力、エネルギー
節減、さらにはフロンガス規制等の地球環境保全の動き
の中で、高効率化の動きが急速に広まりつつある。この
ため、無方向性電磁鋼板に対しても、その特性向上、す
なわち、高磁束密度かつ低鉄損化への要請がますます強
まってきている。

【０００３】ところで、無方向性電磁鋼板においては、
従来、低鉄損化の手段として一般に、電気抵抗増大によ
る渦電流損低減の観点からＳｉあるいはＡｌ等の含有量
を高める方法がとられてきた。しかし、この方法では反
面、磁束密度の低下は避け得ないという問題点があっ
た。このような問題点の克服のために、熱延板結晶粒径
を粗大化することで磁束密度と鉄損の両方を改善させる
方法が行われてきた。

【０００４】従来、変態を有する無方向性電磁鋼板製造
においては、α域の上限付近において熱延を終了するこ
とにより冷延前結晶粒径を確保し、結果として成品の磁
束密度、鉄損を向上させることが行われてきた。このよ
うな観点から、特開昭５６−３８４２０号公報には熱延
終了温度をＡｒ₃点とＡｒ₁点の中間温度以下として６
８０℃以上の温度で巻き取ることにより熱延結晶組織の
粗大化を図る方法が開示されている。

【０００５】しかしながら実際の仕上熱延機においては
噛み込み時の圧延速度と定常圧延状態の圧延速度が必然
的に異なることから、コイル長手方向の温度分布を解消
することが困難であり、α域の上限にて熱延を実施する
ために、圧延設定温度を低くせざるを得ないという不利
益があった。

【０００６】また、一般的な無方向性電磁鋼板の低級品
ではそのＡ₁変態点が９００℃付近であることから、熱
延終了温度を上昇させて熱延結晶組織の成長を図ること
に限度があり、冷延前結晶組織の増大による磁気特性の
向上には限界があった。さらに熱延終了温度がγ域に上
昇することは、熱延終了後にα相への変態が進行するこ
とから熱延組織が細粒化し、結果として磁気特性が悪化
するため、避けるべき事とされてきた。

【０００７】このような制御熱延による冷延前結晶組織
粗大化の限界を打破する技術として、特開昭５７−３５
６２８号公報には熱延終了温度をＡｒ₃点以上として熱
延結晶組織の細粒化を図った上で、Ａｃ₃点以下の温度
で熱延板焼鈍を施し、冷延前結晶組織の粗大化を図る方
法が開示されている。しかしながらγ域で熱延板焼鈍を
行うことは、冷却時にγ相からα相への変態に伴い結晶
組織が細粒化するため、実施温度に上限があり、前述の
制御熱延の熱延終了温度制御と同様におのずから限界が
あった。

【０００８】同様に、熱延板焼鈍工程追加によるコスト
アップ上昇を抑え、冷延前結晶組織の粗大化を図る手法
として、高温で熱延板を巻取り、これをコイルの保有熱
で焼鈍する自己焼鈍法が特開昭５４−７６４２２号公
報、特開昭５８−１３６７１８号公報に開示されてい
る。しかしながらこれらの先行発明における実施例にお
いても同様の理由により自己焼鈍はすべてα相域で行っ
ており、冷延前結晶組織の粗大化には限度があった。

【０００９】このような従来の熱延板焼鈍、自己焼鈍に
よる無方向性電磁鋼板の磁気特性向上の限界を克服する
手法として、特開平３−２０４４２０号公報には、仕上
熱延の巻取温度をＡｒ₃点以上としてＡｒ₃点からＡｒ
₁点までの平均冷却速度を５０℃／秒以下に制御する技
術が開示されている。しかしながらＡｒ₃点以上の高温
での巻取りにより、コイル内温度分布不均一に起因する
コイル長手方向の磁性が不均一になるという問題があっ
た。

【００１０】また、特開平６−５７３３２号公報には、
熱延板焼鈍をγ域で実施し、その後Ａｒ₃点からＡｒ₁
点までの冷却速度を５℃／秒以下に制御する方法が、ま
た特開平６−２４０３６０号公報には、熱延板焼鈍をＡ
ｃ₁点以上の温度域で実施した後、Ａｒ₃点からＡｒ₁
点までの冷却速度を５０℃／秒以下に制御する技術が開
示されている。しかしながらこの技術においては冷却速
度を低くする必要があることから、その焼鈍時間が必然
的に長くなり、生産性の低下を招く問題点があった。ま
た、これら先行技術においてはＡｒ₃点からＡｒ₁点ま
での冷却速度の変化による磁気特性の変動が大きく、ス
トリップ長手方向の磁気特性が安定して優れた無方向性
電磁鋼板の製造は著しく困難であった。

【００１１】一方で、成分制御による磁気特性向上の観
点からは、鉄損低減の為に、単にＳｉあるいはＡｌ等の
含有量を高めるのみではなく、特公平６−８０１６９号
公報に記載されているように、ＭｎおよびＳの低減によ
る高純度鋼化により析出物の無害化を図る方法が開示さ
れている。しかしながら鋼の高純化のみでは磁束密度の
改善は不十分であり、鉄損と磁束密度の両者の優れた無
方向性電磁鋼板の開発には限界があった。

【００１２】またさらに、一次再結晶集合組織を改善す
ることで無方向性電磁鋼板の磁気特性を改善する方法と
して、特開昭５５−１５８２５２号公報のごとくＳｎ添
加、特開昭６２−１８００１４号公報のごときＳｎ，Ｃ
ｕ添加、もしくは特開昭５９−１００２１７号公報のご
ときＳｂ添加による集合組織の改善による磁気特性の優
れた無方向性電磁鋼板の製造方法が開示されている。し
かしながら、集合組織制御元素であるＳｎ，Ｃｕもしく
はＳｂ等の添加によりコストの上昇を招き、低コストな
無方向性電磁鋼板の製造法の提供には限界があった。

【００１３】他にも、特開昭５７−３５６２６号公報に
記載されているような仕上げ焼鈍サイクルの工夫等の製
造プロセス上の処置もなされてきたが、いずれも低鉄損
化は図られても、磁束密度についてはそれほどの効果は
なかった。このように、従来技術では、磁束密度が高く
かつ鉄損が低い無方向性電磁鋼板を製造できるには至ら
ず、無方向性電磁鋼板に対する前記の要請に応えること
は出来なかった。

【００１４】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来技術に
おけるこのような問題点を解決し、高磁束密度かつ低鉄
損の無方向性電磁鋼板を提供することを目的とするもの
である。

【００１５】

【問題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは、以下の通りである。すなわち、(1) 鋼中に重量％
で、０．１０％≦Ｓｉ≦２．５０％、Ｃ≦０．００２５％、Ｎ≦０．００２０％、Ｓ≦０．００２０％、Ｔｉ≦０．００３０％、Ｎｂ≦０．００３０％、Ｖ≦０．００５０％、Ａｓ≦０．００３０％を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるα
γ変態を有する成分のスラブを用い、熱間圧延して熱延
板とし、熱延板焼鈍および１回の冷間圧延工程を施し次
いで仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法にお
いて、熱延板焼鈍をＡｃ₃点以上の温度域で１０秒〜５
分の間実施することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製
造方法であり、また、(2) 鋼中に重量％で、０．１０％≦Ｓｉ≦２．５０％、Ｍｎ，Ａｌの少なくとも１種であって０．１０％≦Ａｌ
≦１．００％、０．１０％≦Ｍｎ≦２．００％とし、か
つ、ＳｉとＡｌの合計量がＳｉ＋２Ａｌ≦２．５０％で
あり、Ｃ≦０．００２５％、Ｎ≦０．００２０％、Ｓ≦０．００２０％、Ｔｉ≦０．００３０％、Ｎｂ≦０．００３０％、Ｖ≦０．００５０％、Ａｓ≦０．００３０％を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるα
γ変態を有する成分のスラブを用い、熱間圧延して熱延
板とし、熱延板焼鈍をおよび１回の冷間圧延工程を施し
次いで仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法に
おいて、熱延板焼鈍をＡｃ₃点以上の温度域で１０秒〜
５分の間実施することを特徴とする無方向性電磁鋼板の
製造方法。

【００１６】

【発明の実施の形態】以下に、本発明を詳細に説明す
る。発明者らは、低鉄損と高磁束密度を同時に達成すべ
く従来技術における問題点を鋭意検討を重ねた結果、変
態を有する無方向性電磁鋼板にあって、Ｓｉを０．１０
％〜２．５％、Ａｌを０．１０％〜１．０％、Ｍｎを
０．１０％〜２．０％含有しαγ変態を有する鋼にあっ
て、Ｃ，ＳおよびＮ含有量を低減し、さらに、Ｔｉ，
Ｖ，Ｎｂ，Ａｓ含有量をも同時に低減することにより高
純度鋼化し、熱延板焼鈍温度をＡｃ₃点以上の温度域と
することにより、短時間の熱延板焼鈍で従来以上に熱延
結晶組織を粗大化し、磁束密度が高く鉄損の低い無方向
性電磁鋼板を製造することが可能であることを見出し
た。

【００１７】無方向性電磁鋼板の磁気特性は冷延前結晶
組織を粗大化することで改善することが可能である。こ
のため従来、仕上熱延において熱延終了温度を上昇させ
るか、さらに効果的な方法として熱延板焼鈍で結晶組織
の粗大化を図り、製品の磁束密度を高め、鉄損を低減さ
せることが行われてきた。しかしながら熱延板焼鈍温度
を上昇させてα＋γ２相域もしくはγ域に達すると、焼
鈍終了後にγ相からα相への変態が進行することから熱
延組織が細粒化し、結果として磁気特性が悪化するた
め、避けるべきとされてきた。

【００１８】また、Ｓｉ含有量の少ない無方向性電磁鋼
板の低級品ではそのＡ₁変態点が９００℃付近あること
から、熱延板焼鈍温度の上昇には限度があり、冷延前結
晶組織の増大による磁気特性の向上には限界があった。

【００１９】このような従来の熱延板焼鈍における無方
向性電磁鋼板の磁気特性向上の限界を克服する手法とし
て、特開平６−５７３３２号公報および特開平６−２４
０３６０号公報には、熱延板焼鈍をＡｃ₁点以上の温度
域で実施した後、Ａｒ₃点からＡｒ₁点までの冷却速度
を一定以下に制御する方法が開示されている。しかしな
がらこの技術においては冷却速度を低下のために、生産
性の低下を招くのみならず、Ａｒ₃点からＡｒ₁点まで
の冷却速度が変化すると製品の磁気特性が大きく変動
し、ストリップ長手方向の磁気特性が安定した無方向性
電磁鋼板の製造が著しく困難であった。

【００２０】発明者等は従来のこのような変態を有する
無方向性電磁鋼板の磁気特性向上に対する従来技術の限
界を打破すべく鋭意検討を進めた結果、変態を有する無
方向性電磁鋼板にあって、Ｓｉを０．１０％〜２．５
％、Ａｌを０．１０％〜１．０％、Ｍｎを０．１０％〜
２．０％含有しαγ変態を有する鋼にあって、Ｃ，Ｓお
よびＮ含有量を低減し、さらに、Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ａｓ
含有量をも同時に低減することにより高純度鋼化すれ
ば、熱延板焼鈍温度をγ域まで高めても変態後のα相の
結晶組織が細粒化せず、仕上げ焼鈍後の製品における磁
束密度が極めて高く、鉄損が良好（鉄損値が低い）であ
るばかりでなく、さらに熱延板焼鈍後の冷却速度に対し
て磁気特性の依存性が小さく安定的に高磁束密度低鉄損
の無方向性電磁鋼板を製造しうることを知見した。

【００２１】まず、成分について説明する。Ｓｉは鋼板
の固有抵抗を増大させ渦流損を低減させ、鉄損値を改善
するために添加される。Ｓｉ含有量が０．１０％未満で
あると固有抵抗が十分に得られないので０．１０％以上
添加する必要がある。一方、Ｓｉ含有量が２．５０％を
超えるとαγ変態を生じなくなるので２．５０％以下と
する必要がある。

【００２２】Ａｌも、Ｓｉと同様に、鋼板の固有抵抗を
増大させ渦電流損を低減させる効果を有する。このため
には、０．１０％以上添加する必要がある。一方、Ａｌ
含有量が１．００％を超えると、磁束密度が低下し、コ
スト高ともなるので１．００％以下とする。さらに、
（Ｓｉ＋２Ａｌ）が２．５０％を超えると、αγ変態を
生じなくなるので、（Ｓｉ＋２Ａｌ）≦２．５０％でな
くてはならない。また、鋼中のＡｌ含有量が０．１０％
未満であっても本発明の効果はなんら損なわれるもので
はない。

【００２３】Ｍｎは、Ａｌ，Ｓｉと同様に鋼板の固有抵
抗を増大させ渦電流損を低減させる効果を有する。この
ため、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする必要がある。
一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると熱延時の変形抵
抗が増加し熱延が困難となるとともに、熱延後の結晶組
織が微細化しやすくなり、製品の磁気特性が悪化するの
で、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする必要がある。ま
た、Ｍｎ添加によりαγ変態点が低下するため、本発明
における熱延板焼鈍温度の下限であるＡｃ₃点を引き下
げることが可能となり、焼鈍時の加熱に要するエネルギ
ーを節約しコスト低減となるとともに、鋼板表面の酸化
物形成を抑制することが可能になり酸洗歩留りが向上す
るなどの点でＭｎ添加は有効である。このような変態点
制御の観点からはＭｎ含有量は０．３０％〜１．５０％
であることが好ましい。

【００２４】Ｃ含有量の制御は本発明の成分規定の肝要
な点であり、０．００２５％以下に制御することが必要
である。Ｃ含有量が０．００２５％を超えると、熱延板
焼鈍後のα＋γ域もしくはγ相からα相への変態により
結晶組織が細粒化するため、０．００２５％以下とする
必要がある。

【００２５】Ｓ，Ｎは熱間圧延工程におけるスラブ加熱
中に一部再固溶し、熱間圧延中にＭｎＳ等の硫化物、Ａ
ｌＮ等の窒化物を形成する。これらが存在することによ
り熱延板焼鈍後のγ相からα相への変態時にα相の核を
提供するとともに変態後のα相結晶組織の粒成長を妨げ
るためその含有量はともに０．００２０％以下とする必
要がある。

【００２６】また、Ｔｉ含有量、Ｖ含有量、Ｎｂ含有量
がそれぞれ０．００３０％、０．００３０％、０．００
５０％を超えるとＴｉＮ，ＶＮ，ＮｂＮ等の窒化物の析
出が顕著となり、熱延結晶組織の粗大化が阻害されると
ともに仕上焼鈍工程での結晶粒成長が阻害され磁気特性
が悪化する。

【００２７】さらに、結晶粒成長を阻害する析出物の形
成に影響を及ぼす要因として、Ａｓ含有量を抑制する必
要がある。Ａｓは、それ自体では、本発明の成分範囲内
の鋼では、上記の硫化物や窒化物等の析出物を形成する
ことは無い。しかし、鋼中に、一定量以上のＡｓが含有
されると、硫化物サイズが微細になるため、熱延結晶組
織の粗大化を著しく阻害する。このような観点から、Ａ
ｓ含有量は０．００３０％以下にする必要がある。

【００２８】また、製品の機械的特性の向上、磁気的特
性、耐錆性の向上あるいはその他の目的のために、Ｐ，
Ｂ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｕの１種または２種以
上を鋼中に含有させても本発明の効果は損なわれない。
例えばＰは、製品の打ち抜き性を良好ならしめるために
０．１％までの範囲内において添加される。Ｐ≦０．２
％であれば、製品の磁気特性の観点から問題がない。Ｂ
は熱間圧延時にＢＮを形成させてＡｌＮの微細析出を妨
げ、Ｎを無害化させるために添加される。Ｂ含有量はＮ
との量のバランスが必要であり、その含有量は両者の比
Ｂ％／Ｎ％が０．５から１．５の範囲を満たすことが好
ましい。

【００２９】次に本発明のプロセス条件について説明す
る。発明者らは鋭意検討を重ねた結果、Ｃ，Ｎ，Ｓをは
じめとしてＴｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ａｓ等の不純物含有量を制
御し、鋼の不純物成分を制御することにより熱延板焼鈍
をγ相において実施した場合に、熱延結晶組織が従来の
α相域での熱延板焼鈍以上に粗大化されるとともに、成
品磁気特性に対する焼鈍後の冷却速度の変化の影響が小
さく、安定して優れた磁気特性が達成され得ることを発
見し本発明の完成に至った。

【００３０】このような鋼の純度の熱延板焼鈍条件およ
び冷却速度に対する熱延結晶組織形成の相違を調べるた
め、以下のような実験を行った。表１に示す成分の鋼を
溶製し仕上げ熱延を実施し、２．５mm厚に仕上げた。熱
延板焼鈍温度は８００℃から１０５０℃の範囲とした。
これを酸洗、冷延して０．５mm厚とした。さらに脱脂
し、７２０℃×３０秒焼鈍し、エプスタイン試料を切り
出して磁気特性を測定した。熱延板焼鈍後の冷却方法は
７００℃までの平均冷却速度を気水冷却により６０℃／
秒とした。熱延板焼鈍温度に対する熱延板結晶粒径の変
化、製品鉄損、製品磁束密度をそれぞれ図１、図２、図
３に示した。成分１の高純度鋼では熱延板焼鈍温度がＡ
ｃ₃点以上になっても熱延結晶組織が粗大化するが、成
分２の比較材では熱延板焼鈍温度がαγ変態点以上にな
ると熱延結晶組織が細粒化する。

【００３１】

【表１】

【００３２】同時に、熱延板焼鈍温度１０００℃の場合
において焼鈍後の７００℃までの平均冷却速度を５℃秒
から気水冷却量を制御して１００℃/ 秒まで変化させ、
熱延板結晶粒径、成品鉄損、磁束密度に対する冷却速度
の影響を調べた。その結果を図４、図５、図６にそれぞ
れ示す。成分１の高純度鋼では熱延板焼鈍後の冷却速度
に対する熱延結晶組織、磁気特性の影響が小さいが、成
分２の比較材では熱延板焼鈍後の冷却速度を高めると熱
延結晶組織が細粒化し、磁気特性も悪化している。

【００３３】このようにＣ，Ｎ，ＳをはじめとしてＴ
ｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ａｓ等の不純物を低減した高純度鋼をＡ
ｃ₃点以上の熱延板焼鈍温度で仕上げることにより、製
品における鉄損を低減し、磁束密度の高め、優れた磁気
特性の無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。

【００３４】前記成分からなる鋼スラブは、転炉で溶製
され連続鋳造あるいは造塊−分塊圧延により製造され
る。鋼スラブは公知の方法にて加熱される。このスラブ
に熱間圧延を施し所定の厚みとする。

【００３５】熱延板焼鈍温度はＡｃ₃点以上とする。熱
延板焼鈍温度がＡｃ₃点を下まわると、熱延結晶組織の
成長が不十分となり、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ない。このため熱延板焼鈍温
度はＡｃ₃点以上であることが好ましい。熱延板焼鈍温
度には上限を設けないが、焼鈍炉の能力、また酸洗性か
らその上限が自ずから決まる。熱延板焼鈍時間は１０秒
以上５分以下であり、好ましくは３０秒以上３分以下で
ある。１０秒以下では焼鈍の効果は不十分であり、５分
以上ではその効果が飽和するとともに生産性の低下を招
いたり、酸洗不良の原因ともなるので、５分以下とす
る。

【００３６】熱延板焼鈍時間の製品磁気特性への影響を
調査するために、表１に示した成分および変態点を有す
る無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて加熱し、熱
延により２．５mmに仕上げた。この熱延板に連続焼鈍炉
を用いて１０００℃で均熱時間を変化させて熱延板焼鈍
を施し、７００℃までの平均冷却速度を６０℃／秒に制
御した。その後、酸洗を施し、冷間圧延により０．５０
mmに仕上げた。その後連続焼鈍炉にて７３０℃で３０秒
間焼鈍した。これらの試料からエプスタイン試験片を切
り出し、磁気特性を測定した。図７、図８にそれぞれ熱
延板焼鈍時間と鉄損、磁束密度の関係を示した。

【００３７】図７、図８より明らかなように、本発明の
熱延板焼鈍時間の範囲において優れた磁気特性が達成さ
れる。また、熱延板焼鈍時間が５分を超えるものでは、
酸洗不良が発生した。エプスタイン試験片の測定結果で
はさほどの磁気特性の劣化は見られないが、酸洗不良は
鋼板の肌荒れにつながり、無方向性電磁鋼板を回転機等
で実際に使用する際に積層した鉄心の占積率の低下を招
き、性能が悪化するので好ましくない。

【００３８】このようにして得られた熱延板は１回の冷
間圧延と連続焼鈍により製品とする。またさらにスキン
パス圧延工程を付加して製品としてもよい。スキンパス
圧延率は２％未満ではその効果が得られず、２０％以上
では磁気特性が悪化するため２％から２０％とする。

【００３９】

【実施例】次に、本発明の実施例について述べる。〔実施例１〕表２に示した成分および変態点を有する無
方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて加熱し、熱延に
より２．５mmに仕上げた。続いてこの熱延板焼鈍を連続
焼鈍炉にて施した。熱延板焼鈍温度は１０００℃とし、
いずれの成分系においてもＡｃ₃点以上とした。焼鈍
後、７００℃までの平均冷却速度は６０℃／秒とした。
その後、酸洗を施し、冷間圧延により０．５０mmに仕上
げた。これを連続焼鈍炉にて７３０℃で３０秒間焼鈍し
た。その後、エプスタイン試料に切断し、磁気特性を測
定した。表２に本発明と比較例の成分と磁気測定結果を
あわせて示す。このように鋼の純度を制御すれば、熱延
板焼鈍温度をＡｃ₃点以上にすることにより磁束密度の
値が高く、鉄損値の低い材料を得ることが可能である。

【００４０】

【表２】

【００４１】〔実施例２〕表３に示した成分および変態
点を有する無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて加
熱し、熱延により２．５mmに仕上げた。この熱延板に連
続焼鈍炉を用いて３０秒の熱延板焼鈍を施した。焼鈍温
度はＡｃ₁点以下の８５０℃とＡｃ₃点以上の１０００
℃とし、７００℃までの平均冷却速度を６０℃/ 秒に制
御した。その後、酸洗を施し、冷間圧延により０．５０
mmおよび０．５５mmに仕上げた。板厚０．５０mmのもの
は連続焼鈍炉にて７３０℃で３０秒間焼鈍した。さら
に、７５０℃で２時間の需要家相当の焼鈍を施した。ま
た、板厚０．５５mmのものは、連続焼鈍炉にて７００℃
で２０秒焼鈍を施し、圧下率９％のスキンパス圧延によ
り０．５０mm厚に仕上げ、７５０℃２時間の需要家相当
の焼鈍を施した。これらの試料からエプスタイン試験片
を切り出し、磁気特性を測定した。表４、表５に実施例
中で述べた本発明と比較例の熱延板焼鈍温度と磁気測定
結果をあわせて示す。

【００４２】

【表３】

【００４３】

【表４】

【００４４】

【表５】

【００４５】このように熱延板焼鈍温度をＡｃ₃点以上
にとることにより、１回法、スキンパス圧延法とも磁束
密度の値が高く、鉄損値の低い材料が得られることがわ
かる。

【００４６】〔実施例３〕表６に示した成分および変態
点を有する無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて加
熱し、熱延により２．５mmに仕上げた。この熱延板に連
続焼鈍炉を用いて１０００℃で均熱時間を変化させて熱
延板焼鈍を施し、７００℃までの平均冷却速度を６０℃
/ 秒に制御した。その後、酸洗を施し、冷間圧延により
０．５０mmに仕上げた。その後連続焼鈍炉にて７３０℃
で３０秒間焼鈍した。さらに、７５０℃で２時間の需要
家相当の焼鈍を施した。これらの試料からエプスタイン
試験片を切り出し、磁気特性を測定した。表７に実施例
中で述べた本発明と比較例の熱延板焼鈍温度と磁気測定
結果をあわせて示す。

【００４７】

【表６】

【００４８】

【表７】

【００４９】表７に示されたとおり、熱延板焼鈍時間が
１０秒以下では熱延板の結晶組織の成長が不十分であり
製品磁気特性の改善が不十分である。また、熱延板焼鈍
時間が５分を超えるものでは、酸洗不良が発生した。エ
プスタイン試験の結果ではさほどの磁気特性の劣化は見
られないが、酸洗不良は鋼板の肌荒れにつながり、無方
向性電磁鋼板を回転機等で実際に使用する際に積層した
鉄心の占積率の低下を招き、性能が悪化するので好まし
くない。以上のように熱延板焼鈍時間を１０秒以上５分
以下にとることにより、磁束密度の値が高く、鉄損値の
低い材料が得られることがわかる。

【００５０】

【発明の効果】以上のように本発明によれば、磁束密度
が高く鉄損の低い、磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板
を製造することが可能である。

【図面の簡単な説明】

【図１】熱延板焼鈍温度と熱延板結晶粒径との関係を示
す図。

【図２】熱延板焼鈍温度と製品鉄損との関係を示す図。

【図３】熱延板焼鈍温度と製品磁束密度との関係を示す
図。

【図４】熱延板焼鈍後の冷却速度と熱延板結晶粒径との
関係を示す図。

【図５】熱延板焼鈍後の冷却速度と製品鉄損との関係を
示す図。

【図６】熱延板焼鈍後の冷却速度と製品磁束密度との関
係を示す図。

【図７】熱延板焼鈍時間と製品鉄損との関係を示す図。

【図８】熱延板焼鈍時間と製品磁束密度との関係を示す
図。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】鋼中に重量％で、０．１０％≦Ｓｉ≦２．５０％、Ｃ≦０．００２５％、Ｎ≦０．００２０％、Ｓ≦０．００２０％、Ｔｉ≦０．００３０％、Ｎｂ≦０．００３０％、Ｖ≦０．００５０％、Ａｓ≦０．００３０％を満足し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなるαγ変態を有する成分のスラブを用
い、熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍および１回の
冷間圧延工程を施し、次いで仕上げ焼鈍を施す無方向性
電磁鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍をＡｃ₃点以
上の温度域で１０秒〜５分の間実施することを特徴とす
る無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】鋼中に重量％で、０．１０％≦Ｓｉ≦２．５０％、Ｍｎ，Ａｌの少なくとも１種であって０．１０％≦Ａｌ
≦１．００％、０．１０％≦Ｍｎ≦２．００％とし、かつ、ＳｉとＡｌの合計量がＳｉ＋２Ａｌ≦２．５０％
であり、Ｃ≦０．００２５％、Ｎ≦０．００２０％、Ｓ≦０．００２０％、Ｔｉ≦０．００３０％、Ｎｂ≦０．００３０％、Ｖ≦０．００５０％、Ａｓ≦０．００３０％を満足し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなるαγ変態を有する成分のスラブを用
い、熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍および１回の
冷間圧延工程を施し、次いで仕上げ焼鈍を施す無方向性
電磁鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍をＡｃ₃点以
上の温度域で１０秒〜５分の間実施することを特徴とす
る無方向性電磁鋼板の製造方法。