(57)【要約】【課題】高磁束密度で、生産性に優れた無方向性電磁鋼板を、安価に安定して提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：0.0050％以下、Si：3.0％超5.0％以下、Mn：0.10％以下、Al：0.0010％以下、Ｐ：0.040％超0.2％以下、Ｎ：0.0040％以下、Ｓ：0.0003％以上0.0050％以下、Ca：0.0015％以上およびSnおよびSbのうちから選んだ１種または２種合計：0.01％以上 0.1％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成からなるスラブを、連続鋳造機で鋳造し、スラブ加熱後、熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍を施し、酸洗後、１回の冷間圧延によって最終板厚としたのち、仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、  上記熱延板焼鈍工程において、均熱温度を900℃以上1050℃以下とし、均熱後の冷却速度を５℃/ｓ以上とする。【選択図】図２
2014037581.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.0050％以下、
Si：3.0％超 5.0％以下、
Mn：0.10％以下、
Al：0.0010％以下、
Ｐ：0.040％超 0.2％以下、
Ｎ：0.0040％以下、
Ｓ：0.0003％以上 0.0050％以下、
Ca：0.0015％以上および
SnおよびSbのうちから選んだ１種または２種合計：0.01％以上 0.1％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成からなるスラブを、連続鋳造機で鋳造し、スラブ加熱後、熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍を施し、酸洗後、１回の冷間圧延によって最終板厚としたのち、仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、
上記熱延板焼鈍工程において、均熱温度を900℃以上1050℃以下とし、均熱後の冷却速度を５℃/ｓ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。
【請求項２】
前記連続鋳造機が湾曲型連続鋳造機である場合に、前記スラブが湾曲帯を通過した直後の矯正帯におけるスラブ幅中央部での表面温度を700℃以上と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。
【請求項３】
前記熱延板焼鈍を連続焼鈍で行うに際し、同一の熱延板コイル内における均熱温度の最高温度と最低温度との差が10℃以上であ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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電気自動車やハイブリッド自動車の駆動用モータや発電機用モータを典型例とするモータ鉄心の素材として好適な高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、ハイブリッド自動車や電気自動車の実用化が進み、これらに使用される駆動用モータや発電機用モータでは高効率化および高出力化が強く要求されている。
近年、モータの駆動システムの発達により、駆動電源の周波数制御が可能となったことから、可変速運転や商用周波数以上での高速回転を行うモータが増加している。
【０００３】
このため、上記したようなモータに適用される鉄心用の無方向性電磁鋼板についても、高効率化および高出力化、すなわち低鉄損化および高磁束密度化が強く要求されている。
無方向性電磁鋼板の鉄損を低減する手段としては、従来、Si，AlおよびMn等の含有量を高め、電気抵抗を増加することにより渦電流損を低減する手法が一般に用いられてきた。しかしながら、この手法では、磁束密度の低下が免れないという問題があった。
【０００４】
このような状況下にあって、無方向性電磁鋼板の磁束密度を向上する方法について幾つかの提案がなされている。
例えば、特許文献１には、Ｐ含有量を0.05〜0.20％、Mn含有量を0.20％以下として、高磁束密度化を図る方法が提案されている。しかしながら、この方法を工場生産に適用した場合、圧延工程などで板破断などのトラブルが生じやすく、歩留り低下やライン停止が余儀なくされるなどの問題があった。また、Si含有量が0.1〜1.0％と低いため、鉄損が高く、特に高周波数での鉄損に劣っていた。
【０００５】
また、特許文献２には、Al含有量を0.017％以下として、高磁束密度化を図る方法が提案されている。しかしながら、この手法では、室温における１回の冷間圧延では、十分な磁束密度の向上効果が得られなかった。この点、冷間圧延を、板温が200℃の程度の温間圧延とすれば磁束密度は向上するものの、温間圧延のための設備対応や、生産上の制約による工程管理が必要となるなどの問題があった。また、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延では、製造コストが増加するという問題があった。
【０００６】
さらに、上述した元素以外の元素として、SbやSn添加が高磁束密度化に効果があることが知られており、例えば特許文献３にその旨が記載されている。
一方、製造方法として、特許文献４には、Ｐ含有量を0.07％超え0.20％以下とした素材について、熱延板焼鈍を箱焼鈍として、冷延前粒径を特定の範囲とする技術が開示されている。しかしながら、この手法では、冷延前粒径を特定の範囲とするために熱延板焼鈍の均熱温度を一定の範囲とする必要があることから、生産性に優れた連続焼鈍を適用した場合、特に前後に他鋼種を通板させたときには、特性のばらつきが大きくなるという問題があった。なお、特許文献４では、熱延板焼鈍は低温で長時間とし冷却速度は緩やかにするほうが優れた磁気特性が得られると記載されている。
【０００７】
上述したとおり、これまでの技術では、渦電流損が十分に低いSi含有量が3.0％超の素材に対し、高磁束密度で、生産性（製造性）にも優れた無方向性電磁鋼板を、安価に安定して提供するのは困難なのが実情である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特公平６−８０１６９号公報
【特許文献２】特許４１２６４７９号公報
【特許文献３】特許２５０００３３号公報
【特許文献４】特許３８７０８９３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、上記の実情に鑑み開発されたもので、磁束密度および鉄損に優れた無方向性電磁鋼板を、安価に安定して得ることができる製造方法を提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
さて、発明者らは、上記の課題を解決するために、渦電流損が十分に低減できるSi量が3.0超えの鋼板を素材として、磁束密度を向上するために、Mn量を低減すると共に、Al量を激減し、SnやSbさらにはＰを添加し、また生産性の向上および製造コストの削減を図るべく、連続焼鈍炉による熱延板焼鈍および１回の冷間圧延の工程からなる無方向性電磁鋼板の製造方法について、研究を重ねた。
その結果、生産性を向上させるためには、適量のCaを添加すると共に、熱延板焼鈍における冷却速度を速くすることが有利であること、また特に連続焼鈍に湾曲型連続鋳造機を用いた場合には、スラブが湾曲帯を通過した直後の矯正帯におけるスラブ幅中央部での表面温度を制御することが有効であること、を見出した。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１１】
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：0.0050％以下、
Si：3.0％超 5.0％以下、
Mn：0.10％以下、
Al：0.0010％以下、
Ｐ：0.040％超 0.2％以下、
Ｎ：0.0040％以下、
Ｓ：0.0003％以上 0.0050％以下、
Ca：0.0015％以上および
SnおよびSbのうちから選んだ１種または２種合計：0.01％以上 0.1％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成からなるスラブを、連続鋳造機で鋳造し、スラブ加熱後、熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍を施し、酸洗後、１回の冷間圧延によって最終板厚としたのち、仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、
上記熱延板焼鈍工程において、均熱温度を900℃以上1050℃以下とし、均熱後の冷却速度を５℃/ｓ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。
【００１２】
２．前記連続鋳造機が湾曲型連続鋳造機である場合に、前記スラブが湾曲帯を通過した直後の矯正帯におけるスラブ幅中央部での表面温度を700℃以上と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。
【００１３】
３．前記熱延板焼鈍を連続焼鈍で行うに際し、同一の熱延板コイル内における均熱温度の最高温度と最低温度との差が10℃以上であ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。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、磁束密度および鉄損に優れた無方向性電磁鋼板を、安価に安定して得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】熱延板焼鈍の均熱温度が結晶粒径に及ぼす影響を示すグラフである。
【図２】熱延板焼鈍の冷却速度が磁束密度Ｂ50に及ぼす影響を示すグラフである。
【図３】熱延板焼鈍の冷却速度が鉄損Ｗ10/400に及ぼす影響を示すグラフである。
【図４】熱延板焼鈍の均熱温度が磁束密度Ｂ50に及ぼす影響を示すグラフである。
【図５】熱延板焼鈍の均熱温度が鉄損Ｗ10/400に及ぼす影響を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明の解明経緯について説明する。
さて、本発明者らは、鉄損を十分に低くするために、Si量を3.0％超とした素材ついて検討することにした。Si量を3.0％超にすると磁束密度が低下するため、集合組織の改善による磁束密度向上策として、従来技術を参考に、Al量を極低化し、Snおよび／またはSbを添加し、Ｐを添加し、Mn量を低減することにした。
以上のことから、発明者らは、3.3％Si−0.03％Mn−0.0005％Al−0.09％Ｐ−0.0018％Ｓ−0.0015％Ｃ−0.0017％Ｎ−0.03％Snの組成になる鋼スラブ（鋼Ａ）による実験を行った。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
【００１７】
しかしながら、上記の鋼スラブを、1100℃で加熱した後、2.0mm厚まで熱延する際に、一部の材料が破断するという問題が生じた。破断の原因を解明するため、破断した熱延途中材を調査した結果、割れ部にＳが濃化していることが判明した。また、Ｓの濃化部にはMnの濃化は認められなかったことから、濃化したＳは熱延時に液相のFeＳとなって、破断の原因になったものと推定した。
従って、破断を防止するためには、Ｓを低減すればよいと考えられるが、製造上、Ｓを下げるには限界があり、脱硫によるコスト増も問題となる。別法としては、Mnを増加させることが考えられるが、Mnは磁束密度の向上のためには低減する必要がある。
【００１８】
そこで、発明者らは、Caを添加することにより、ＳをCaＳとして析出させれば、液相のFeＳを低減して、熱延での破断が防止できるのではないかと考え、次の実験を行った。
すなわち、3.3％Si−0.03％Mn−0.0005％Al−0.09％Ｐ−0.0018％Ｓ−0.0017％Ｃ−0.0016％Ｎ−0.03％Sn−0.0030％Caの組成になる鋼スラブ（鋼Ｂ）を、1100℃に加熱したのち、2.0mm厚まで熱延した。その結果、熱延での破断は生じなかった。
【００１９】
次に、前述したCa無添加の熱延板と上述したCa添加の熱延板に対し、900℃、950℃、1000℃、1050℃で熱延板焼鈍を施した。なお、熱延板焼鈍後の冷却速度は４℃/ｓとした。ついで、酸洗後、板厚：0.25mmに冷間圧延したが、一部の材料が破断するという問題が生じた。Ca添加材では熱延板焼鈍の均熱温度に関係なく一部の材料で破断が生じたが、Ca無添加材では熱延板焼鈍の均熱温度が1050℃の場合に材料の一部で破断が生じた。
【００２０】
破断の原因解明のため、冷延前の組織について調査した結果を図１に示す。図１は、熱延板焼鈍における均熱温度と焼鈍後の熱延板の結晶粒径との関係を示したものであり、破断が生じた場合を破線で囲んで示している。
図１から、破断が生じたのは冷延前粒径が粗大な素材であることが分かった。Ca添加材では、MnＳの微細析出物がないため、全体的に冷延前粒径が粗大となり、冷間圧延で破断が生じたものと考えられる。
【００２１】
以上のことから、熱延での破断防止にはCa添加が有効であるものの、冷延での破断防止にはCa添加はむしろ有害であることが判明した。このため、Ca添加により、熱延と冷延での破断を同時に防止するのは困難に思えた。
しかしながら、発明者らは、冷間圧延での破断にはＰの粒界偏析が閑係していると考え、熱延板焼鈍の冷却速度を速くして、Ｐの粒界偏析量を低減してやれば、冷延での破断を防止できるのではないかと考えた。
【００２２】
熱延板焼鈍の冷却速度を速くすることは、特許文献４に記載のとおり、磁気特性が劣化するおそれが考えられたが、特許文献４には実際に冷却速度を変更した例がなかったので、発明者らは実際に実験することにした。
表１に示す組成からなる鋼スラブＣ（Ca無添加材）および鋼スラブＤ（Ca添加材）を、1100℃で加熱したのち、2.0mm厚まで熱延し、ついでこれらの熱延板を、均熱温度：900℃、950℃、1000℃、1050℃で処理したのち、冷却速度：32℃/ｓで冷却した。さらに、鋼スラブＢの熱延板には、均熱温度を1000とし、冷却速度を４，８，16，32℃/ｓと種々変化させる熱延板焼鈍を実施した。ついで、これらの熱延板を、酸洗後、板厚：0.25mmに冷間圧延したのち、1000℃で仕上焼鈍を実施した。
【００２３】
【表１】
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【００２４】
その結果、熱延工程において、Ca無添加材の一部の材料で破断が生じた。また、冷間圧延工程では、熱延板焼鈍の冷却速度が４℃/ｓであったCa添加材の一部の材料で破断が生じたが、８℃/ｓ以上の冷却速度では破断は生じなかった。
すなわち、前述の狙いどおりに、Ca添加材でも、熱延板焼鈍時の冷却速度を速くすることによって、冷延での破断を防止できることが突き止められた。
【００２５】
さらに、得られた製品板の磁気特性を調査した。磁気特性は、圧延方向（Ｌ）および圧延直角方向（Ｃ）にエプスタイン試験片を切り出して測定し、（Ｌ＋Ｃ）特性のＢ50（磁化力：5000A/mにおける磁束密度）およびＷ10/400（磁束密度：1.0Ｔ、周波数：400Hzで励磁したときの鉄損）で評価した。
図２，３にそれぞれ、熱延板焼鈍の冷却速度が磁束密度Ｂ50および鉄損Ｗ10/400に及ぼす影響について調べた結果を示す。
図２，３に示したとおり、Ca無添加材では、冷却速度の増加に伴い磁気特性は若干劣化する傾向にあったが、Ca添加材では、冷却速度が増加しても磁気特性の劣化は認められなかった。
【００２６】
この原因は、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。
特許文献４によれば、冷却速度の減少により微細な析出物が減少し、磁気特性が改善されると考えられていた。
一般的に、Al含有量が極めて低い場合、微細な析出物はMnＳであると考えられるが、本発明のようなCa添加材ではＳはCaＳとして粗大に析出しているので、微細なMnＳは存在しないと考えられる。従って、Ca無添加材でのみ冷却速度の増加に伴い磁気特性が劣化すると考えられる。すなわち、本発明のCa添加材では、熱延板焼鈍の冷却速度を増加しても磁気特性の劣化は生じず、一方、冷延での破断も防止できると考えられる。
【００２７】
次に、熱延板焼鈍の均熱温度が磁束密度Ｂ50および鉄損Ｗ10/400に及ぼす影響について調べた結果を、図４，５に示す。
図４，５に示したとおり、Ca無添加材では、磁気特性の均熱温度依存性が極めて強かったのに対し、Ca添加材では均熱温度依存性はほとんど認められなかった。
【００２８】
この理由は、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。
前述したように、Ca添加材では、MnＳ等の微細な析出物が存在しないため、均熱温度によって析出物の析出形態はほとんど変化しないと考えられ、図１に示したように、冷延前の粒径変化は小さい。一方、Ca無添加材では、MnＳ等の微細な析出物が均熱温度により固溶するなどして析出形態に変化が生じると考えられ、図１に示したように、均熱温度が変化すると冷延前粒径も大きく変化する。冷延前粒径は磁気特性に影響を及ぼすため、Ca無添加材では均熱温度依存性が強いと考えられる。
すなわち、本発明のCa添加材では、熱延板焼鈍の均熱温度の変動による磁気特性の変化はほとんどないため、連続焼鈍で前後に他鋼種を通板して均熱温度が変動した場合のように1つのコイルで均熱温度の変化が10℃以上生じる場合（最高温度と最低温度の差が10℃以上となる場合）でも、特性のばらつきは小さく、安定した磁気特性が得られることになる。
【００２９】
上述の知見に基づき、Ca添加材での実験を複数回行った。その結果、スラブの鋳造を湾曲型連続鋳造機で行った場合には、熱延工程で破断には至らないものの、一部熱延板には割れが発生した。
そこで、発明者らは、熱延板で割れが発生した材料の製造条件について、さらに綿密な検討を行った。その結果、表２に示すように、湾曲型連続鋳造機でのスラブが湾曲帯を通過した直後の矯正帯におけるスラブ幅中央部での表面温度が700℃未満であった熱延板で割れの発生率が高いことが判明した。
【００３０】
【表２】
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【００３１】
以上の知見に基づいて、磁束密度および鉄損に優れた高磁束密度電磁鋼板を、安価に安定して製造する方法の開発に成功し、本発明を完成させるに至ったのである。
【００３２】
次に、本発明において、鋼成分を前記の組成範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.0050％以下
Ｃは、鉄損を劣化させるので少なければ少ないほど良い。Ｃが0.0050％を超えると鉄損増加がとくに顕著になることから、Ｃは0.0050％以下に限定する。下限については、Ｃは少なければ少ないほど好ましいので、とくに限定はしない。
【００３３】
Si：3.0％超 5.0％以下
Siは、鋼の脱酸剤として一般的に用いられる他、電気抵抗を高めて鉄損を低減する効果を有するため、電磁鋼板を構成する主要元素である。本発明では、Al，Mnなど他の電気抵抗を高める元素を用いないため、Siは電気抵抗を高める主体となる元素として、3.0％を超えて積極的に添加する。しかしながら、Si量が5.0％を超えると冷間圧延中に亀裂を生じるなど製造性が低下するため、その上限を5.0％とした。望ましくは4.5％以下である。
【００３４】
Mn：0.10％以下
Mnは、磁束密度を向上させるためには少なければ少ないほど良い。また、MnＳとして析出すると磁壁移動の妨げになるだけでなく、結晶粒成長を阻害することで磁気特性を劣化させる有害元素である。従って、Mnは磁気特性の観点から0.10％以下に制限する。なお、下限については、Mnは少なければ少ないほど好ましいので、特に限定はしない。
【００３５】
Al：0.0010％以下
Alは、Siと同様、鋼の脱酸剤として一般的に用いられており、電気抵抗を増加して鉄損を低減する効果が大きいため、無方向性電磁鋼板の主要構成元素の一つである。しかしながら、本発明では、製品の磁束密度を向上させるために、Al量は0.0010％以下に制限する。下限については、Alは少なければ少ないほど好ましいので、とくに限定はしない。
【００３６】
Ｐ：0.040％超 0.2％以下
Ｐは、磁束密度を向上させる効果があり、この効果を得るためには0.040％超の添加を必要とするが、一方で過剰なＰ添加は圧延性の低下をもたらすので、Ｐ量は0.2％以下に制限する。
【００３７】
Ｎ：0.0040％以下
Ｎは、前述したＣと同様、磁気特性を劣化させるので0.0040％以下に制限する。下限については、Ｎは少なければ少ないほど好ましいので、とくに限定はしない。
【００３８】
Ｓ：0.0003％以上 0.0050％以下
Ｓは、析出物や介在物を形成して製品の磁気特性を劣化させるので、少なければ少ないほど良い。本発明では、Caを添加するので、Ｓの悪影響は比較的小さいが、磁気特性を劣化させないために0.0050％以下に制限する。また、脱硫によるコスト増を抑えるため、下限は0.0003％とした。
【００３９】
Ca：0.0015％以上
本発明では、Mnが通常の無方向性電磁鋼板に比較して低いため、Caは鋼中でＳを固定することで液相のFeＳの生成を防止し、熱延時の製造性を良好にする。また、Mn量が低い本発明では、Caは磁束密度を向上させる効果がある。さらに、熱延板焼鈍の均熱温度の変動による磁気特性の変動を小さくする効果もある。これら効果を得るには、0.0015％以上添加する必要がある。しかしながら、あまりに多量の添加はＣａ酸化物等のＣａ系介在物が増えることにより、鉄損が劣化するおそれがあるため、上限は0.005％程度とすることが好ましい。
【００４０】
SnおよびSbのうちから選んだ１種または２種合計：0.01％以上 0.1％以下
SnおよびSbはいずれも、集合組織を改善して磁気特性を高める効果を有するが、その効果を得るには、Sn，Sbの単独添加または複合添加いずれの場合も0.01％以上添加する必要がある。一方、過剰に添加すると鋼が脆化し、鋼板製造中の板破断やヘゲが増加するため、Sn，Sbは単独添加または複合添加いずれの場合も0.1％以下とする。
【００４１】
上記したような、必須成分および抑制成分にすることで、磁束密度および鉄損に優れた無方向性電磁鋼板を、安価に安定して製造することができる。
なお、本発明では、その他の元素は製品の磁気特性を劣化させるため、製造上問題ないレベルまで低減することが望ましい。
【００４２】
次に、本発明に従う製造方法の限定理由について述べる。
本発明の高磁束密度電磁鋼板の製造工程は、一般の無方向性電磁鋼板に適用されている工程および設備を用いて実施することができる。
例えば、転炉あるいは電気炉などで所定の成分組成に溶製された鋼を、脱ガス設備で二次精錬し、連続鋳造により鋼スラブとしたのち、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍および絶縁被膜塗布焼き付けといった工程である。
【００４３】
但し、連続鋳造を湾曲型連続鋳造機で行う場合は、湾曲帯を通過した直後の矯正帯におけるスラブ表面温度を、スラブ幅中央部での温度で700℃以上とすることが好ましい。というのは、湾曲帯を通過した直後の矯正帯におけるスラブ幅中央部での表面温度が700℃未満であると、熱延板に割れが生じ易くなるからである。ここに、矯正帯におけるスラブ幅中央部での表面温度は、例えば湾曲帯での冷却水による冷却条件等を変更することにより制御することができる。
【００４４】
次に、熱間圧延に際して、スラブ加熱温度は1000℃以上1200℃以下とすることが好ましい。スラブ加熱温度が高温になると、エネルギーロスが大きくなって不経済なだけでなく、スラブの高温強度が低下してスラブ垂れなど製造上のトラブルが発生しやすくなるため、1200℃以下とすることが好ましい。
熱延板の厚さは特に問わないが、1.5〜2.8mmが好ましく、より好ましくは1.7〜2.3mmである。
【００４５】
本発明において、熱延板焼鈍の均熱温度は900℃以上、1050℃以下とする必要がある。というのは、熱延板焼鈍の均熱温度が900℃未満では磁気特性の劣化を招き、一方1050℃を超えると経済的に不利だからである。好ましくは950℃以上 1050℃以下の範囲である。
【００４６】
本発明では、上記した熱延板焼鈍における均熱処理後の冷却速度が特に重要である。すなわち、熱延板焼鈍における冷却速度を５℃/ｓ以上に制御する必要がある。というのは、熱延板焼鈍の冷却速度が５℃/ｓ℃に満たないと、その後の冷延で破断が発生し易くなるからである。
なお、この制御冷却処理は、少なくとも650℃まで行えば良い。というのは、Ｐの粒界偏析は700〜800℃で顕著となるため、冷延での破断防止のためには、少なくとも650℃まで上記の条件で制御冷却を行えば、上記の問題は解消するからである。
【００４７】
このように、本発明では、熱延板焼鈍の冷却速度を５℃/ｓ以上にするので、熱延板焼鈍は連続焼鈍が適している。また、生産性、製造コストの点からも、箱焼鈍よりも連続焼鈍の方が好ましい。
ここで、冷却速度は、例えば850℃から650℃まで冷却した時間をｔ（ｓ）とした場合、
200（℃）÷ｔ（ｓ）
により算出する。
【００４８】
次に、上記の熱延板焼鈍後、１回の冷間圧延で最終板厚とする、いわゆる１回冷延法を適用して冷間圧延を施す。１回冷延法としたのは、生産性、製造性を高めるためである。すなわち、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延では、製造コストが増加し、生産性が低下する。なお、冷間圧延を、板温が200℃の程度の温間圧延とすれば磁束密度は向上する。従って、温間圧延のための設備対応や生産性上の制約、経済性に問題がければ、本発明において温間圧延を実施してもよい。
冷延板の厚さは特に問わないが、0.20〜0.50mm程度とするのが好ましい。
【００４９】
ついで、仕上焼鈍を施すが、この際の均熱温度は700℃以上1150℃以下とするのが好ましい。というのは、均熱温度が700℃未満では再結晶が十分に進行せず磁気特性が大幅に劣化する場合があることに加え、連続焼鈍における板形状の矯正効果が十分に発揮されず、一方1150℃を超えると結晶粒が極めて粗大化してしまい、特に高周波数域での鉄損が増加するからである。
【００５０】
上記した仕上焼鈍後、鉄損を低減するために鋼板の表面に絶縁コーティングを施すことが有利である。この際、良好な打抜き性を確保するためには、樹脂を含有する有機コーティングが望ましく、一方溶接性を重視する場合には、半有機や無機コーティングを適用することが望ましい。
【００５１】
なお、本発明では、鉄損を低減するためSi含有量を3.0％超えとした上で、磁束密度を向上するため、Al含有量の極低化、Mn含有量の低化、Snおよび／またはSbの添加、かつＰの添加を行っているが、これらの複合効果については必ずしも明らかではない。
【実施例】
【００５２】
実施例１
表３に示す成分組成になる鋼スラブを、表４に示す条件で、湾曲型連続鋳造機を用いてスラブを鋳造し、スラブ加熱後、熱間圧延、熱延板焼鈍を施し、酸洗後、板厚：0.25mmまで冷間圧延を施したのち、仕上焼鈍を行った。
ただし、鋼種Ｅは熱延時に破断が発生したため、熱延板焼鈍以降の工程は施さなかった。また、鋼種ＦのNo.３の条件でも、熱延板に割れが発生したため、熱延板焼鈍以降の工程は施さなかった。一方、鋼種ＦのNo.４〜７の条件および鋼種ＧのNo.８〜11の条件では、熱延板に割れは発生しなかった。
また、その後の冷間圧延では、鋼種ＦのNo.４の条件および鋼種ＧのNo.８の条件で、破断が発生した。一方、鋼種ＦのNo.５〜７の条件および鋼種ＧのNo.９〜11の条件では、冷延板に割れは発生しなかった。
【００５３】
さらに、得られた製品板の磁気特性を調査した。磁気特性は圧延方向（Ｌ）および圧延直角方向（Ｃ）にエプスタイン試験片を切り出し測定し、（Ｌ＋Ｃ）特性のＢ50（磁化力：5000A/mにおける磁束密度）およびＷ10/400（磁束密度：1.0Ｔ、周波数：400Hzで励磁したときの鉄損）で評価した。
得られた結果を表４に併記する。
【００５４】
【表３】
2014037581.tif 000005
【００５５】
【表４】
2014037581.tif 000006
【００５６】
表４に示したとおり、本発明に従い製造した場合には、熱延および冷延での破断はなく、また良好な磁気特性を得ることができた。
【００５７】
実施例２
表５に示す成分組成になる鋼スラブを、湾曲型連続鋳造機で矯正帯入り側でのスラブ幅中央部での表面温度：750〜850℃で鋳造し、ＳＲＴ（スラブ再加熱温度）：1050〜1110℃で厚さ：2.0mmに熱延後、熱延板焼鈍の均熱温度：990℃、熱延板焼鈍の冷却速度：30〜50℃/ｓで熱延板焼鈍を連続焼鈍で施し、厚さ：0.25mmに冷延した後、均熱温度：1000℃で仕上焼鈍を施し、電磁鋼板を製造した。この際、鋼種ＪおよびＵは冷間圧延中に割れが発生したため、以降の処理を中止した。
得られた電磁鋼板について、磁気特性（Ｌ＋Ｃ特性）について調査した結果を表５に併記する。なお、磁気特性の評価は実施例１と同様の方法で行った。
【００５８】
【表５】
2014037581.tif 000007
【００５９】
表５から明らかなように、本発明の成分組成を満足する発明例はいずれも、Ｗ10/400が12.3W/kg以下でかつＢ50が1.737Ｔ以上となっており、良好な磁気特性を示している。
【００６０】
実施例３
表６に示す成分組成になる鋼スラブを、湾曲型連続鋳造機で矯正帯入り側でのスラブ幅中央部での表面温度：770℃で鋳造し、ＳＲＴ（スラブ再加熱温度）：1090℃で厚さ：2.0mmに熱延後、熱延板焼鈍の均熱温度：950〜990℃、熱延板焼鈍の冷却速度：47℃/ｓで熱延板焼鈍を連続焼鈍で施し、厚さ：0.25mmに冷延したのち、均熱温度：1000℃で仕上焼鈍を施し、電磁鋼板を製造した。ここで、熱延板焼鈍の均熱温度は熱延板コイル先端部では950℃とし、その後温度を上げて、熱延板コイル尾端部では990℃とした。
得られた電磁鋼板について、磁気特性（Ｌ＋Ｃ特性）を調査した結果を表７に示す。なお、評価は実施例１と同様の方法で行った。
【００６１】
【表６】
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【００６２】
【表７】
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【００６３】
表７から明らかなように、本発明の成分組成を満足する発明例は、熱延板焼鈍温度の変動にも係わらず、磁気特性の変動がほとんどなく、製造安定性に優れていることが確認された。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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