(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ａｌ：０．９〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｐ：０．０１〜０．０５、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、前記Ｓｉおよび前記Ａｌは１．４≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．４および１≦Ａｌ／Ｓｉ≦５の式を満足する鋼スラブを再加熱し、熱間圧延して熱延板を作り、前記熱延板を熱延板焼鈍および冷間圧延して製造された冷延板を８５０〜９５０℃まで加熱した後、前記冷延板を７７０〜８３０℃で３０秒〜４分間均熱処理して焼鈍する、ＳＲＡ実施後の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
前記無方向性電磁鋼板は、
ＳＲＡ実施後の板面全体における断面のキューブ集合組織の分率がＳＲＡ実施前より増加し、
ＳＲＡ実施後の断面のキューブ集合組織の分率が５％以上であり、
比抵抗が３０〜４２μΩ・ｃｍであり、
ＳＲＡ実施前にビッカース硬度が１３０Ｈｖ以下であり、
ＳＲＡ実施後の磁束密度（Ｂ５０）が１．７４Ｔ以上、鉄損（Ｗ１５／５０）が２．６ｗ／ｋｇ以下である、
ＳＲＡ実施後の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記熱延板焼鈍は、８００〜１１００℃の温度範囲で２分〜４分間の在炉時間焼鈍することにより行われる、請求項１に記載のＳＲＡ実施後の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記不可避的不純物には、重量％で、Ｃ：０．００３％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎ：０．００２％以下、およびＴｉ：０．００２％以下が含まれる、請求項１または２に記載のＳＲＡ実施後の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
重量％で、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ａｌ：０．９〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｐ：０．０１〜０．０５、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、前記Ｓｉおよび前記Ａｌは１．４≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．４および１≦Ａｌ／Ｓｉ≦５の式を満足し、
ＳＲＡ実施後の板面全体における断面のキューブ集合組織の分率がＳＲＡ実施前より増加し、
ＳＲＡ実施後の断面のキューブ集合組織の分率が５％以上であり、
比抵抗が３０〜４２μΩ・ｃｍであり、
ＳＲＡ実施前にビッカース硬度が１３０Ｈｖ以下であり、
ＳＲＡ実施後の磁束密度（Ｂ５０）が１．７４Ｔ以上であり、鉄損（Ｗ１５／５０）が２．６ｗ／ｋｇ以下である、
ＳＲＡ実施後の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ＳＲＡ実施後の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関し、より詳しくは、鋼成分および工程条件を適切に調整することにより、加工性および磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
無方向性電磁鋼板は、回転機器における電気エネルギーから機械的エネルギーへの変換に必要な重要部分であって、最近、省エネルギーのためにその磁気特性、すなわち低鉄損と高磁束密度が要求されている。鉄損は、エネルギー変換過程で熱として消えてしまうエネルギーなので、低ければ低いほど回転機器の効率を高めることができ、磁束密度は、動力を発生させる力なので、高ければ高いほど回転機器の効率を高めることができる。このような無方向性電磁鋼板は、鉄心の形状に切断されて打抜、積層連結された後、銅線が巻かれて電力機器に用いられる。
【０００３】
無方向性電磁鋼板における低鉄損を実現するためには、ヒステリシス損と渦流損を減らさなければならない。渦流損は、鋼板の内部にＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ元素を添加して比抵抗を高め或いは鋼板の厚さを薄くすることにより改善される。ヒステリシス損は、集合組織の改善、不純物の制御、結晶粒サイズの増加などによって改善される。
【０００４】
一方、無方向性電磁鋼板では、鉄損中のヒステリシス損の占有比率が６０〜８０％であり、不純物は素材製作の際に既に成分内に含有されているためその制御が困難であるうえ、不純物の制御にかかる費用が増加するので、結晶粒サイズを増加させるか或いは磁化が容易な集合組織を多く生成させることにより、鉄損と磁束密度を改善することが好ましい。
【０００５】
集合組織の側面からみて、鋼板の表面に垂直方向（ＮＤ）に磁化の容易な方向＜１００＞が位置するならば最も理想的であり、特に図２（ａ）に示すように、キューブ集合組織（｛００１｝〈１００〉）の集積度が高いほど磁気特性が優秀になる。これに対し、図２（ｂ）に示すように、〈１００〉に比べて磁化が容易でない方位〈１１０〉または〈１１１〉が鋼板の表面に多いα−ｆｉｂｅｒ（〈１１０〉／／ＲＤ）とγ−ｆｉｂｅｒ（〈１１１〉／／ＮＤ）の集積度は低いことが好ましい。このような集合組織の形成は、合金成分系によっても決定されるが、結晶粒サイズの成長と密接な関係がある。一般に、無方向性電磁鋼板では、冷間圧延および結晶粒成長の際にキューブ集合組織（｛００１｝〈１００〉）と同じ磁性に有利な方位の分率が減少し、その値は３％以下に減少する。よって、磁性に有利なキューブ集合組織の集積度が高い成分系の開発、および結晶粒サイズが成長する間に磁気特性に有利な集合組織の集積度を向上させる工程条件の設定が重要な課題である。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明者は、かかる問題点を解決するために研究と実験を重ね、その結果に基づいて本発明を提案するに至った。本発明の目的は、顧客加工性に優れた低鉄損、高磁束密度の無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明の一側面によれば、重量％で、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ａｌ：０．９〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｐ：０．０１〜０．０５、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、前記Ｓｉおよび前記Ａｌは１．４≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．４および１≦Ａｌ／Ｓｉ≦５の式を満足する、ＳＲＡ（Ｓｔｒｅｓｓ  Ｒｅｌｉｅｆ  Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）実施後の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を提供する。
【０００８】
ここで、前記無方向性電磁鋼板は、ＳＲＡ実施後の板面全体における断面のキューブ集合組織（ｃｕｂｅ  ｔｅｘｔｕｒｅ）の分率がＳＲＡ実施前より増加したものであってもよい。
【０００９】
また、前記無方向性電磁鋼板は、ＳＲＡ実施後の断面のキューブ集合組織の分率が５％以上であってもよい。
【００１０】
また、前記無方向性電磁鋼板は、比抵抗が３０〜４２μΩ・ｃｍであってもよい。
【００１１】
また、前記不可避的不純物には、重量％で、Ｃ：０．００３％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎ：０．００２％以下、およびＴｉ：０．００２％以下が含まれてもよい。
【００１２】
また、前記無方向性電磁鋼板は、ＳＲＡ実施前にビッカース硬度が１３０Ｈｖ以下であってもよい。
【００１３】
また、前記無方向性電磁鋼板は、磁束密度（Ｂ５０）が１．７４Ｔ以上であり、鉄損（Ｗ１５／５０）が２．６ｗ／ｋｇ以下であってもよい。
【００１４】
本発明の他の側面によれば、重量％で、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ａｌ：０．９〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｐ：０．０１〜０．０５、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、前記Ｓｉおよび前記Ａｌは１．４≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．４および１≦Ａｌ／Ｓｉ≦５の式を満足する鋼スラブを再加熱し、熱間圧延して熱延板を作り、熱延板焼鈍および冷間圧延して製造された冷延板を７７０〜８３０℃で焼鈍する、ＳＲＡ実施後の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
【００１５】
ここで、前記冷延板焼鈍は、８５０〜９５０℃まで加熱した後、７７０〜８３０℃の温度で３０秒〜４分間均熱処理して焼鈍することにより行われてもよい。
【００１６】
また、前記熱延板焼鈍は、８００〜１１００℃の温度範囲で２分〜４分間の在炉時間焼鈍することにより行われてもよい。
【００１７】
また、前記不可避的不純物には、重量％で、Ｃ：０．００３％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎ：０．００２％以下、およびＴｉ：０．００２％以下が含まれてもよい。
【発明の効果】
【００１８】
上述したように、本発明は、ＡｌおよびＳｉ成分と冷間圧延前後の焼鈍条件を最適化して磁化に有利な集合組織を多く形成させ、結晶粒サイズも成長させることにより、顧客加工性に優れるうえ、低鉄損や高磁束密度の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供するという効果がある。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】図１はＡｌとＳｉの関係式に対するグラフである。
【図２】図２は集合組織を図示的に示す構成図である。
【図３】図３は発明材と比較材とのＳＲＡ実施前後の方位分布関数（ＯＤＦ）を示す図である。
【図４】図４は方位分布関数（ＯＤＦ）の理解のためにΦ２＝４５°ｓｅｃｔｉｏｎを示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下に添付図面を参照しながら、本発明について詳細に説明する。
【００２１】
本発明では、上述した技術的課題を解決するために、鋼に添加する元素としてＡｌ、Ｓｉの比率を異にして各組成成分系による鉄損や磁束密度などの磁気特性、集合組織およびビッカース硬度を確認し、優れた磁気特性が発揮される範囲を見出した。
【００２２】
まず、本発明の成分限定理由について詳細に説明する。
【００２３】
炭素（Ｃ）は、鉄損を高めるので低い方が良い。Ｃ含量が０．００３％超過であれば、鋼中の固溶炭素が炭化物として析出されるため、鉄心への使用の際に鉄損の劣化が発生する。よって、Ｃの含量は０．００３％以下に制限することが好ましい。
【００２４】
シリコン（Ｓｉ）は、電気抵抗を増加させるために有用な元素である。材料の硬度確保と比抵抗増加のために０．２％以上添加することが好ましいが、１．０％を超過して添加すると、鋼板の硬度が上昇して打抜性が低下する。よって、Ｓｉの含量は０．２〜１．０％に制限する。
【００２５】
アルミニウム（Ａｌ）は、Ｓｉのように電気抵抗を増加させる効果があるので、渦流損を低めて鉄損を低める作用をし、Ｓｉに比べて同含有量では鋼板の硬度上昇効果が小さいため、加工性と磁気特性を両立して上昇させるので、重要な元素である。加工性と磁気特性を両立させるために、Ａｌの含量は０．９％以上であることが好ましいが、Ａｌの含量が２．０％超過であれば、成形性の劣化と共に製鋼時の酸化介在物の増加により表面品質が低下し、製造コストが上昇するので、Ａｌの添加量を０．９〜２．０％に制限する。
【００２６】
マンガン（Ｍｎ）は、電気抵抗を増加させ且つ硫化物を生成させるため、０．１％以上の添加が好ましい。但し、Ｍｎの含量が０．５％超過であれば、成形性が劣化し費用が増加するので、０．１〜０．５％に制限する。
【００２７】
リン（Ｐ）は、固溶強化効果が大きい置換型合金元素であって、面内異方性を改善し且つ強度を向上させる役目をする。Ｐは、集合組織の発達助長のために０．０１％以上の添加が好ましいが、その含量が０．０５％超過であれば、成形性の向上に比べて急激な強度上昇が発生し、Ｐが粒界に偏析して材料を脆化させるなど軟性の顕著な低下が発生するので、０．０１〜０．０５％に制限する必要がある。
【００２８】
硫黄（Ｓ）は、微細な析出物ＭｎＳを形成して磁気特性を劣化させるので、出来る限り低く管理することが有利である。また、Ｓの含量が過多であれば、ＭｎＳとして析出し、残ったＳが粒界を脆化させて熱間脆性を引き起こす可能性がある。よって、その添加量を０．００２％以下に制限する。
【００２９】
窒素（Ｎ）は、含量が多い場合にはＡｌＮの析出量が多くなり、ＡｌＮが粗大化する場合にも粒子成長性が低下し、鉄損を増大させるので、０．００２％以下に制限することが好ましい。
【００３０】
チタニウム（Ｔｉ）は、微細なＴｉＮ、ＴｉＣの析出物を作って結晶粒の成長を抑制するうえ、磁気特性に不利な集合組織γ−ｆｉｂｅｒ（〈１１１〉／／ＮＤ）の発達を助長するので少なく含有させ、本発明では０．００２％以下に制限することが好ましい。
【００３１】
Ｓｉ＋Ａｌの値は１．４〜２．４であることが好ましいが、これは、Ｓｉ、Ａｌ元素ともに電気抵抗を増加させて鉄損を減少させるから、Ｓｉ＋Ａｌの値が１．４以上となるようにし、但しＳｉ＋Ａｌの値が２．４を超過する場合には冷間圧延が困難になるためである。
【００３２】
また、磁気特性をさらに向上させるためには、Ａｌ／Ｓｉの値が１≦Ａｌ／Ｓｉ≦５を満足することが好ましい。Ａｌ／Ｓｉの値が１未満であれば、ＳＲＡ実施後のキューブ集合組織の分率が減少し、Ａｌ／Ｓｉの値が５超過であれば、過度なＡｌの量により製鋼の際に酸化介在物が増加して表面品質の劣化が発生するおそれがある。いずれか一つの元素の含量があまり多い場合には、鋼板の飽和磁束密度が低下するため、２元素を総合的に考慮して適正の含有量を選択する必要がある。
【００３３】
本発明は、ＳＲＡ実施後の板面全体における断面のキューブ集合組織の分率がＳＲＡ実施前より増加した無方向性電磁鋼板も含み、ＳＲＡ実施後の断面のキューブ集合組織の分率が５％以上である無方向性電磁鋼板も含む。また、本発明は、比抵抗３０〜４２μΩ・ｃｍの無方向性電磁鋼板も含む。また、本発明は、ＳＲＡ実施前にビッカース硬度が１３０Ｈｖ以下であることが好ましく、磁束密度（Ｂ５０）が１．７４Ｔ（テスラ）以上であり、鉄損（Ｗ１５／５０）が２．６ｗ／ｋｇ以下であることが好ましい。
【００３４】
本発明は、重量％で、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ａｌ：０．９〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｐ：０．０１〜０．０５、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、前記Ｓｉおよび前記Ａｌは１．４≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．４および１≦Ａｌ／Ｓｉ≦５の式を満足する鋼スラブを再加熱し、熱間圧延して熱延板を作り、熱延板焼鈍および冷間圧延して製造された冷延板を７７０〜８３０℃で焼鈍する製造方法を提供する。また、前記不可避的不純物には、重量％で、Ｃ：０．００３％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎ：０．００２％以下、およびＴｉ：０．００２％以下が含まれてもよい。
【００３５】
前記熱延板焼鈍は、８００〜１１００℃の温度範囲で２分〜４分間の在炉時間焼鈍することにより行われることが好ましいが、これは、焼鈍温度が８００℃未満で在炉時間が２分未満であれば、組織が成長しないか或いは微細に成長して磁束密度の上昇効果が少なく、焼鈍温度が１１００℃超過で在炉時間が４分超過であれば、組織は十分に成長するが、磁束密度の改善効果に比べてエネルギー損失が過多であるためである。
【００３６】
また、前記冷延板焼鈍温度は７７０〜８３０℃の範囲であることが好ましいが、これは、焼鈍温度が７７０℃未満であれば、再結晶が十分に発生しないため、ＳＲＡ実施の際に磁気特性に不利な集合組織が優先的に生成され、焼鈍温度が８３０℃超過であれば、ＳＲＡ実施前に結晶粒が大きく成長しながら磁気特性に不利なγ−ｆｉｂｅｒ（〈１１１〉／／ＮＤ）に変化するためである。
【００３７】
また、前記冷延板焼鈍は、８５０〜９５０℃まで加熱した後、７７０〜８３０℃の温度で３０秒〜４分間均熱処理して焼鈍することにより行われることが好ましいが、これは、８５０〜９５０℃の温度まで加熱して十分なキューブ集合組織を確保しても、前記区間の温度範囲で均熱させるとキューブ集合組織の分率に悪影響を及ぼすので、冷延板を前記区間の温度範囲まで加熱した後、温度を低めて均熱焼鈍を行うことにより、高いキューブ集合組織の分率を維持することができるためである。
【００３８】
また、８５０℃未満であれば、再結晶粒の成長が十分でないため、磁気特性に不利な〈１１１〉方位を有する集合組織が多くなってキューブ集合組織の分率が低くなり、９５０℃超過であれば、結晶粒の成長が粗大になることにより磁気特性が悪くなるため、加熱温度は８５０〜９５０℃までに限定する。また、焼鈍時間が３０秒未満であれば、冷延板の結晶粒が再結晶されず、キューブ集合組織の分率に悪影響を及ぼし、焼鈍時間が４分超過であれば、生産性が低くなる。よって、焼鈍時間を３０秒〜４分に限定する。
【実施例】
【００３９】
以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明する。
【００４０】
［実施例１］
Ｆｅ−Ｓｉ系無方向性電磁鋼板５０Ａ７００〜５０Ａ４７０（ＪＩＳ規格基準）と同等の飽和磁束密度（Ｂｓ）を維持するために、固有抵抗（ρ）の範囲を３０〜４２μΩ・ｃｍとし、成分系（％）と固有抵抗（ρ）との関係は下記の実験式を用いた。
【００４１】
【数１】
0005707333.tif 000002
【００４２】
表１はＡｌ／Ｓｉの値が１未満のＦｅ−Ｓｉ系に該当するＦ１２、およびＡｌ／Ｓｉのの値が１超過のＦｅ−Ａｌ系に該当するＦ１の成分を示す。
【００４３】
【表１】
0005707333.tif 000003
【００４４】
製造工程では、真空溶解して鋼塊を製造し、製造された鋼塊を１１５０℃で加熱して８７０℃で熱間圧延して２．０ｍｍの厚さにした。前記熱延板を１０００℃で４分間焼鈍した後、冷延して０．５ｍｍまで圧延し、前記冷延板を９００℃まで加熱した後、７７０℃で３０秒間焼鈍した。その後、７５０℃で２時間窒素雰囲気の下でＳＲＡを実施した。こうして得られた２つのサンプルの集合組織を調べるために、ＳＲＡ前後の断面（ＴＤ方向）をＥＢＳＤ（電子後方散乱回折）で観察し、その結果として得られた方位分布関数（ＯＤＦ）を図３に示した。このように集合組織データからＯＤＦを求める理由は、観察された集合組織を定量的に解釈するためである。ＯＤＦ中のΦ２＝４５°ｓｅｃｔｉｏｎのみを示すのは、体心立方構造を有する金属の代表的な集合組織であるＣｕｂｅ（｛００１｝〈１００〉）、Ｒｏｔａｔｅｄ  Ｃｕｂｅ（｛００１｝〈１１０〉）、α−ｆｉｂｅｒ（〈１１０〉／／ＲＤ）、γ−ｆｉｂｅｒ（〈１１１〉／／ＮＤ）を全て示すことができるためである。
【００４５】
図４は体心立方構造を有する金属の代表的な集合組織の位置をＯＤＦ中の  Φ２＝４５°ｓｅｃｔｉｏｎに図式的に示した。図４に示した集合組織の位置は理想的な位置であり、一般に等高線を用いて集合組織の強度を表現する。
【００４６】
無方向性電磁鋼板では、Ｃｕｂｅ（｛００１｝〈１００〉）とＲｏｔａｔｅｄ  Ｃｕｂｅ（｛００１｝〈１１０〉）集合組織を含んでいる〈１００〉／／ＮＤの分率が多いほど磁気特性に有利であり、特にＣｕｂｅ（｛００１｝〈１００〉）集合組織の分率が磁気特性において重要である。これに対し、α−ｆｉｂｅｒ（〈１１０〉／／ＲＤ）、γ−ｆｉｂｅｒ（〈１１１〉／／ＮＤ）は磁化が容易でない磁化困難軸を含んでいるので、その分率が低いほど磁気特性に有利である。
【００４７】
図３に示すように、ＳＲＡの実施有無を問わず、Ｆｅ−Ａｌ系に該当するＦ１の集合組織の最大強度（ｆ（ｇ）ｍａｘ）が、Ｆｅ−Ｓｉ系に該当するＦ１２の集合組織の最大強度より高い。これはＦｅ−Ａｌ系のＦ１の集合組織がさらに強く発達していることを意味する。また、Ｆｅ−Ａｌ系のＦ１の場合にはＳＲＡ実施前（Ｆ（ｇ）ｍａｘ＝５．３）よりＳＲＡ実施後（Ｆ（ｇ）ｍａｘ＝６．４）キューブ集合組織の強度がさらに強くなったことが分かる。
【００４８】
集合組織の分率は、１５°以内の小傾角粒界に該当する結晶粒を含む値から求めたが、実際ＳＲＡ実施前後のキューブ集合組織の分率を比較してみると、Ｆｅ−Ａｌ系はＳＲＡ実施前５％からＳＲＡ実施後６％に増加したが、これに対し、Ｆｅ−Ｓｉ系はＳＲＡ実施前３％からＳＲＡ実施後２％に減少した。
【００４９】
前記結果より、結晶粒成長の際にＦｅ−Ａｌ系がＦｅ−Ｓｉ系より磁気特性に有利な集合組織、特にキューブ集合組織を多く有することが分かる。よって、集合組織の観察結果より、発明材の場合は板面全体においてＳＲＡ実施後にキューブ集合組織の強度および分率が増加して磁気特性に優れることが分かる。
【００５０】
［実施例２］
【００５１】
【表２】
0005707333.tif 000004
【００５２】
前記表２に示した成分系を真空溶解して鋼塊を製造した後、鋼塊を１１５０℃で加熱して８７０℃で熱間圧延して２．０ｍｍの熱延板を製作した後、前記熱延板を１０００℃で４分間熱延板焼鈍し、酸洗した後、冷間圧延して０．５ｍｍの鋼板厚さに圧延した後、それぞれの条件で冷延板焼鈍を実施した。その後、ＳＲＡは７５０℃で２時間窒素雰囲気の下で実施した。こうして得られたサンプルを用いて冷延板焼鈍温度とキューブ集合組織の分率との関係をＥＢＳＤによって調査した。
【００５３】
前記表２に示すように、Ｆｅ−Ａｌ系の場合には７７０〜８３０℃の領域で冷延板焼鈍を行うと、ＳＲＡ実施後に磁気特性に有利な集合組織のキューブ分率が増加することを確認することができた。通常、Ｆｅ−Ｓｉ系ではキューブ分率がＳＲＡ実施後に３％以下であるが、本発明材では６％以上とキューブ集合組織の分率が２倍以上もさらに大きい。したがって、本発明の成分系はＡｌ／Ｓｉの値が１より大きく、工程条件は冷延板焼鈍温度が７７０〜８３０℃の場合にＳＲＡ実施後に磁気特性に有利な集合組織が多く発達することが分かった。
【００５４】
［実施例３］
【００５５】
【表３】
0005707333.tif 000005
【００５６】
前記表３に示した成分系を真空溶解して鋼塊を製造した後、鋼塊を１１５０℃で加熱して８７０℃で熱間圧延して２．０ｍｍの熱延板を製作した後、前記熱延板を１０００℃で４分間熱延板焼鈍し、酸洗した後、冷間圧延して０．５ｍｍの  鋼板厚さに圧延した後、９００℃まで加熱し、しかる後に、８００℃で３０秒間均熱処理して焼鈍を行った。こうして得られた結果を表３に「ＳＲＡ前」で表わし、その後７５０℃で２時間窒素雰囲気の下で実施して得られた結果を表３に「ＳＲＡ後」で表わした。また、本実施例に使用された成分を図１にＡｌとＳｉの関数で表わした。
【００５７】
ビッカース硬度がＡｌの含量と密接な関係を示すため、本発明例ではＡｌ／Ｓｉの値が１より大きい場合、ＳＲＡ実施前にビッカース硬度が１３０Ｈｖ以下と非常に低く、ＳＲＡ実施後にはさらに減少したことを確認することができた。また、本発明例の磁束密度はＳＲＡ実施後がＳＲＡ実施前より増加して１．７４Ｔ以上であったが、比較例の磁束密度はＳＲＡ実施後がＳＲＡ実施前より減少した。また、発明材の場合は鉄損が２．６Ｗ／ｋｇ以下と大きく減少したが、比較材の場合は鉄損が２．６Ｗ／ｋｇを超過して高い数値を示した。また、発明例のキューブ集合組織の分率はＳＲＡ実施後がＳＲＡ実施前より６％以上に増加したが、比較例の場合には減少した。
【００５８】
よって、ＳＲＡ実施後に低鉄損と高磁束密度により磁気特性が優秀になる最適の成分比は１．４≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．４と１≦Ａｌ／Ｓｉ≦５であることを確認することができる。このような最適の範囲は図１の太い線の内部となる。
【図１】
0005707333.tif 000006
【図２】
0005707333.tif 000007
【図３】
0005707333.tif 000008
【図４】
0005707333.tif 000009