(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：0.0050％以下、Ｐ：0.2％以下、Si：4.0％以下、Mn：3.0％以下、Al：2.0％以下、Ｓ：0.0050％以下、Ｎ：0.0050％以下、Ｏ：0.010％以下、Ti：0.0030％以下およびNb：0.0010％以下を含有し、残部はFeおよび不可避不純物からなるスラブを、熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍を行いまたは行わず、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行ったのち、仕上焼鈍を行う無方向性電磁鋼板の製造方法において、
該スラブのスラブ加熱温度におけるγ相率を30％以上とし、最終冷間圧延前の材料の再結晶率を80％未満、該材料の1/4層における｛100｝<011>強度を８以下とし、かつ仕上焼鈍において誘導加熱で加熱した後、輻射加熱に移行して輻射加熱で加熱するものであって、仕上焼鈍において600〜720℃の平均加熱速度を50℃/s以上、720〜760℃の平均加熱速度を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】
前記熱間圧延における粗圧延で、少なくとも１回のリバース圧延を行う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】
前記熱間圧延の開始から終了までの間に材温を20℃以上昇温させる再加熱処理を行う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。
【請求項４】
前記スラブが、質量％で、さらに、Snおよび／またはSbをそれぞれ0.005％以上0.20％以下含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記スラブが、質量％で、さらに、Ca：0.0005％以上0.010％以下、Mg：0.0001％以上0.0050％以下およびREM：0.001％以上0.020％以下のうちからから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか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、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、地球環境の保護を考慮した省エネルギー化が推進されており、電気機器は高効率化や小型化が指向されている。そのため、電気機器の鉄心材料として広く使用されている無方向性電磁鋼板には、高磁束密度化や低鉄損化が強く望まれている。【０００３】
無方向性電磁鋼板の磁束密度向上のためには、製品板の集合組織を改善すること、すなわち｛111｝方位粒を低減すること、および｛110｝や｛100｝方位粒を増加させることが効果的である。このため、無方向性電磁鋼板の製造においては、冷間圧延前の結晶粒径を大きくしたり、冷延圧下率を最適化して、磁束密度を高めることが一般的に実施されている。【０００４】
集合組織を制御するその他の手法として、再結晶焼鈍の加熱速度を高めることが挙げられる。これは、特に方向性電磁鋼板の製造でよく用いられる手法であり、脱炭焼鈍（一次再結晶焼鈍）の加熱速度を高めると脱炭焼鈍板の｛110｝方位粒が増加し、２次再結晶組織が微細化して鉄損が改善することが知られている（例えば特許文献１）。
同様に、無方向性電磁鋼板でも、仕上焼鈍（一次再結晶焼鈍）の加熱速度を高めることで、集合組織を変化させ磁束密度を向上させる技術が提案されている（例えば特許文献２〜５）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平1-290716号公報
【特許文献２】特開平2-11728号公報
【特許文献３】特開2011-256437号公報
【特許文献４】特開2012-132070号公報
【特許文献５】特開2017-106073号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
上掲した特許文献１の技術は、方向性電磁鋼板に関する技術であり、この技術を無方向性電磁鋼板にそのまま適用することはできない。【０００７】
また、発明者らが誘導加熱方式を用いて特許文献２で提案された技術を検討したところ、安定した磁束密度向上効果が得られないことが明らかとなった。特許文献２の実施例では誘導加熱方式は使用されておらず、このような課題は認識されていなかったと考えられる。【０００８】
特許文献３は、誘導加熱方式を用いた技術であるが、発明者らが検討したところやはり安定した磁束密度向上効果が得られなかった。なお、この手法では、急速加熱を行った後に冷却・再加熱が必要になるため、設備コストが高くなるという課題もある。【０００９】
特許文献４の実施例では通電加熱による急速加熱が用いられているが、通電加熱方式はコンダクターロールと鋼板の間でスパークが発生し表面欠陥が発生しやすいなど、無方向性電磁鋼板の仕上焼鈍に用いることは困難という課題がある。【００１０】
特許文献５は、誘導加熱と輻射加熱の組み合わせで加熱を行う発明であるが、発明者らの検討の結果、最終冷間圧延前の再結晶率が低い場合には磁束密度効果が得られない場合があることが判明した。【００１１】
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、無方向性電磁鋼板の仕上焼鈍に際し、誘導加熱と輻射加熱を活用することによって、磁束密度の安定した向上を可能ならしめた無方向性電磁鋼板の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】
【００１２】
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、Ｐ：0.2％以下、Si：4.0％以下、Mn：3.0％以下、Al：2.0％以下、Ｓ：0.0050％以下、Ｎ：0.0050％以下、Ｏ：0.010％以下、Ti：0.0030％以下およびNb：0.0010％以下を含有し、残部はFeおよび不可避不純物からなるスラブを、熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍を行いまたは行わず、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行ったのち、仕上焼鈍を行う無方向性電磁鋼板の製造方法において、
最終冷間圧延前の材料の再結晶率を80％未満、該材料の1/4層における｛100｝<011>強度を８以下とし、かつ仕上焼鈍において600〜720℃の平均加熱速度を50℃/s以上、720〜760℃の平均加熱速度を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。【００１３】
２．前記スラブのスラブ加熱温度におけるγ相率を30％以上とし、かつ前記熱間圧延における粗圧延で、少なくとも１回のリバース圧延を行う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。【００１４】
３．前記スラブのスラブ加熱温度におけるγ相率を30％以上とし、かつ前記熱間圧延の開始から終了までの間に材温を20℃以上昇温させる再加熱処理を行う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。【００１５】
４．前記スラブとして、質量％で、さらに、Snおよび／またはSbをそれぞれ0.005％以上0.20％以下含有するスラブを用いることを特徴とする前記１〜３のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。【００１６】
５．前記スラブとして、質量％で、さらに、Ca：0.0005％以上0.010％以下、Mg：0.0001％以上0.0050％以下およびREM：0.001％以上0.020％以下のうちからから選んだ１種または２種以上を含有するスラブを用いることを特徴とする前記１〜４のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、無方向性電磁鋼板の仕上焼鈍に際し、誘導加熱と輻射加熱を活用して昇温過程において適正な平均加熱速度で材料板を加熱することによって、最終冷間圧延前の再結晶率が低い場合であっても、高い磁束密度を有する製品板を安定して得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】熱延板1/4層における｛100｝<011>強度と仕上焼鈍板の磁束密度との関係を示すグラフである。
【図２】仕上焼鈍の720〜760℃の温度域における昇温速度と仕上焼鈍板の磁束密度との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
以下、本発明を由来するに至った実験結果について説明する。
質量％で、Ｃ：0.0025％、Ｐ：0.01％、Si：1.34％、Mn：0.28％、Al：0.26％、Ｓ：0.0014％、Ｎ：0.0021％、Ｏ：0.0025％、Ti：0.0005％およびNb：0.0001％を含有し、残部は不可避的不純物からなる鋼を、真空炉で溶解し、得られた鋼塊を1100℃で再加熱したのち、種々の条件で熱間圧延を行い、仕上温度900℃で、仕上厚2.3mmの熱延板とした。得られた熱延板の再結晶率は約20％であり、板厚中心部には加工組織（未再結晶組織）が残留していた。Thermo-calcによる計算および熱延板の熱膨張測定いずれでも、1100℃におけるγ相率が100％であることが確認された。なお、α（フェライト）→γ（オーステナイト）変態開始温度は1014℃であった。ここで、α→γ変態開始温度とは、鋼を室温から加熱したときにγ相が発生する温度（平衡温度）を意味し、この温度よりも熱間圧延の仕上温度を低くすることで最終パスの加工はα単相域で行われることになる。
【００２０】
ついで、得られた熱延板を、酸洗し、冷間圧延で0.35mmとしたのち、均熱温度900℃、均熱時間10secの仕上焼鈍を行った。ここで、仕上焼鈍は、ソレノイド式誘導加熱炉と電気炉（輻射加熱炉）を組み合わせた実験炉で実施し、雰囲気はいずれも乾燥窒素雰囲気とした。
得られた仕上焼鈍板から圧延方向と幅方向に沿ってそれぞれ180mm×30mmの試験片を採取し、JIS C 2550-1(2011)に準拠したエプスタイン試験で磁気特性を評価した。
その結果、一部のサンプルでは仕上焼鈍の昇温速度を上げることで磁束密度Ｂ50の向上が認められたが、磁束密度の向上効果にばらつきが認められた。
【００２１】
そこで、次に、材料の集合組織との関係について調査した。
すなわち、図１に、熱延板1/4層における｛100｝<011>強度と、仕上焼鈍板の磁束密度の関係について調べた結果を示す。ここで、仕上焼鈍における720〜760℃の平均昇温速度は10℃/sで一定とし、600〜720℃の平均昇温速度は図示のように20℃/sと200℃/sの２条件に変化させた。
同図に示したとおり、熱延板の｛100｝<011>強度（ランダム強度比）を８以下とすることで、急速加熱による磁束密度向上効果が得られていることがわかる。
これに対し、ランダム強度比が８超の高い｛100｝<011>強度を有する熱延板を初期方位とする冷間圧延板は、再結晶しにくくなるため、誘導加熱方式では十分に材料を再結晶させることができず、急速加熱による磁束密度向上効果が得られないと考えられる。
【００２２】
熱延板の｛100｝<011>強度を低下させるためには、熱延板焼鈍を適用し、再結晶および粒成長を促進させることが有効である。しかし、高温・長時間の熱延板焼鈍の適用には専用の設備が必要となるため、コストが高くなってしまう。高コストのプロセスを用いずに熱延板の｛100｝<011>強度を低下させるためには、スラブ加熱時におけるγ相率を高めると共に、粗熱延でリバース圧延を行うことや、熱延の途中で再加熱処理を行うことなどにより、熱延途中での再結晶を促進することが有効である。
【００２３】
なお、誘導加熱装置のみを用いて鋼板を急速加熱するだけでは、磁束密度の向上効果は得られない。というのは、誘導加熱は、キュリー点付近で加熱効率が急激に低下するため、本発明の材料を再結晶させるには不十分な温度領域にしか到達できないからである。磁束密度向上効果を得るためには、引き続き輻射加熱で昇温速度を高める必要がある。
【００２４】
上記の実験において得られた｛100｝<011>強度＝6.2の熱延板サンプルを、0.35mmまで冷間圧延したのち、室温から720℃まで誘導加熱で150℃/sの速度で加熱し、引き続き720℃以上の温度域を輻射加熱で昇温させ、均熱温度950℃、均熱時間20secの仕上焼鈍を行った。ここで、720〜760℃の昇温速度を種々に変化させ、760℃以降の昇温速度は15℃/sで一定とした。
得られた仕上焼鈍板の磁束密度を図２に示す。
同図より、磁束密度の向上効果を得るためには、仕上焼鈍の昇温過程において720〜760℃の平均加熱速度を５℃/s以上とする必要があることが分かる。すなわち、720〜760℃の温度域は誘導加熱から輻射加熱に移行する温度域であり、平均加熱速度が低下しがちであるが、この温度域での平均加熱速度は磁気特性に大きな影響を与えることが分かる。したがって、誘導加熱装置と輻射加熱装置を近接させることや、鋼板の搬送速度を通常より高めることなど、720〜760℃の温度域の平均加熱速度５℃/s以上を達成するために操業条件を調整する必要がある。
【００２５】
次に、本発明において、スラブの成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する％表示は、特に断りがない限り質量％を表すものとする。
Ｃ：0.0050％以下
Ｃは、炭化物を形成して鉄損を劣化させる元素である。製品の磁気時効を抑制するため、Ｃの上限は0.0050％とする。下限は特に規定しないが、脱炭コスト抑制の観点から0.0001％とすることが好ましい。
【００２６】
Ｐ：0.2％以下
Ｐは、鋼の強度調整に用いられる元素である。添加は必須ではないが、本発明で所期する強度を得るには、0.03％以上とすることが好ましい。しかし、含有量が0.2％を超えると鋼が脆化して圧延が困難になるため、Ｐの上限は0.2％とする。
【００２７】
Si：4.0％以下
Siは、鋼の比抵抗を増加させ、鉄損を低減する効果がある。しかし、含有量が4.0％を超えると圧延が困難になるため、Siの範囲は4.0％以下とする。また、Si含有量が高いと磁束密度が低下するため、高磁束密度化の観点からより好ましい範囲は3.0％以下である。Siが2.5%を超えると変態点を適切な温度域に保つための合金コストが増加するため、より好ましい範囲は2.5％以下である。なお、下限については特に規定しないが1.0％が好適である。
【００２８】
Mn：3.0％以下
Mnは、鋼の比抵抗を増加させ鉄損を低減する効果がある。しかし、含有量が3.0％を超えると炭窒化物の析出によりかえって鉄損が悪くなるため、Mnの範囲は3.0％以下とする。一方、含有量が0.3％未満では鉄損低減効果が薄く、また2.0％以上では磁束密度の低下が顕著になり、また変態点を適切な温度域に保つための合金コストが増加するため、より好ましい範囲は0.3％以上2.0％未満、さらに好ましくは0.3%以上1.0%未満である。
【００２９】
Al：2.0％以下
Alは、鋼の比抵抗を増加させ、鉄損を低減する効果がある。そのためには、0.1％以上とすることが好ましい。しかし、含有量が2.0％を超えると圧延が困難になるため、Al量は2.0％以下とする。なお、Al含有量が0.01〜0.1％の場合、微細AlNが析出し鉄損が増加するため、より好ましい範囲は0.01％以下または0.1％以上2.0％以下である。またAlが0.5%を超えると変態点を適切な温度域に保つための合金コストが増加するため、より好ましい範囲は0.01％以下または0.1％以上0.5％以下である。
Alを低減すると集合組織が改善し磁束密度が向上するため、磁束密度を向上させたい場合はAlを0.01％以下とすることが好ましい。磁束密度向上の観点から、さらに好ましい範囲は0.003％以下である。
【００３０】
Ｓ，Ｎ：0.0050％以下
ＳおよびＮはそれぞれ、微細硫化物、窒化物を増加させ、鉄損を増加させる元素である。いずれも含有量が0.0050％を超えると悪影響が顕著になるため、上限を0.0050％とする。
【００３１】
Ｏ：0.010％以下
Ｏは、鋼中の介在物を増加させ、鉄損を増加させる元素である。特に含有量が0.010％を超えると悪影響が顕著になるため、上限を0.010％とする。
【００３２】
Ti：0.0030％以下、Nb：0.0010％以下
TiおよびNbはいずれも、炭窒化物を形成し、鉄損を増加させる元素である。それぞれ0.0030％、0.0010％を超えると悪影響が顕著になるため、それぞれ上限を0.0030％、0.0010％とする。
【００３３】
本発明ではさらに、以下の元素を適宜含有してもよい。
Sn，Sb：0.005％以上0.20％以下
SnおよびSbはそれぞれ、再結晶集合組織を改善し、磁束密度、鉄損を改善する効果がある。この効果を得るためにはそれぞれ0.005％以上の添加が必要であり、一方いずれも0.20％を超えて添加しても効果が飽和するため、SnおよびSbの含有量は単独添加または複合添加いずれの場合も0.005％以上0.20％以下とする。
【００３４】
Ca：0.0005％以上0.010％以下、Mg：0.0001％以上0.0050％以下、REM：0.001％以上0.020％以下
Ca，MgおよびREMは、安定な硫化物を形成し、粒成長性を改善する効果がある。この効果を得るためには、それぞれ0.0005％、0.0001％、0.001％以上の添加が必要である。一方、それぞれ0.010％、0.0050％、0.020％を超えて添加するとかえって鉄損が劣化する。したがって、Ca，MgおよびREMの含有量は、それぞれ0.0005％以上0.010％以下、0.0001％以上0.0050％以下、0.001％以上0.020％以下とする。
なお、スラブの成分組成において、上記説明した元素以外の残部はFeおよび不可避不純物とする。
【００３５】
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
まず、転炉等で成分調整した溶鋼を鋳造し、得られたスラブを、そのまま加熱して又は一旦冷却した後に再加熱して、熱間圧延を行う。前記熱間圧延に先立つスラブの加熱温度、熱間圧延の仕上温度、巻取り温度等については、特に限定しないが、磁気特性と生産性を確保する観点から、スラブ加熱温度は1000〜1200℃、熱間圧延の仕上温度は700〜900℃、巻取り温度は400〜700℃の範囲とすることが好ましい。
熱間圧延後に必要に応じて熱延板焼鈍を行ってもよいが、本発明の製造方法では、最終冷間圧延前の材料の再結晶率を80％未満、好ましくは50％未満と規定する。この理由は、再結晶が十分進行した材料では再結晶がランダム化し、本発明の製造方法によらなくとも｛100｝<011>強度が低下するからである。したがって、本発明は高温・長時間の熱延板焼鈍を適用できない場合など、設備能力が不十分な製造ラインを用いるときに有効である。
【００３６】
ここで、本発明における「最終冷間圧延前の材料」とは、最後１回の冷間圧延に供される直前段階の材料板を意味する。すなわち、本発明の製造方法が冷間圧延を１回のみ行う場合（冷延１回法）、熱延板焼鈍を行わない場合は熱延板を意味し、熱延板焼鈍を行う場合は熱延焼鈍板を意味する。また、本発明の製造方法が冷間圧延を２回以上行う場合は、最後１回の冷間圧延に供される直前段階の中間焼鈍板を意味する。
最終冷間圧延前の材料の再結晶率は、該材料の幅方向に垂直な断面（圧延方向に平行な断面、すなわち、圧延方向と板厚方向とで構成される面）で測定する。前記断面を含むサンプルを幅方向中央部より採取して埋め込み・研磨したのち、ナイタール等による腐食によりミクロ組織を現出させ、光学顕微鏡で観察を行う。再結晶粒と未再結晶粒は組織写真から容易に判別できる。本発明では、板厚方向全域を含む（すなわち、板厚方向の一辺の長さが板厚全長である）測定面積20mm2の断面組織における再結晶粒の面積率を再結晶率（％）と定義する。
【００３７】
また、本発明の製造方法では、最終冷間圧延前の材料の板厚1/4層における｛100｝<011>強度（ランダム強度比）を８以下とする。前記｛100｝<011>強度（ランダム強度比）は、Ｘ線回折法の測定データから計算される結晶方位分布関数（ＯＤＦ：Orientation Distribution Function）の強度比（材料サンプルの｛100｝<011>/ランダム試料の｛100｝<011>強度比）である。本発明では測定サンプル数Ｎ＝３の平均値とする。
Ｘ線回析に供するサンプルは、幅方向中央部から供試片を採取して、表層から板厚方向に1/4層までを研磨して減厚した後、10％硝酸で30秒間エッチングして作製する。作製したサンプルの該1/4層面を測定対象とし、Ｘ線シュルツ法で（１１０）、（２００）、（２１１）面を測定して、測定されたデータからＯＤＦ解析を行い｛100｝<011>方位の強度を求める。解析にはResMat社のソフトウェアTextoolsを用いて、ＡＤＣ（Arbitrarily Defind Cell）法で算出する。ランダム強度に対する｛100｝<011>方位の強度比については、Ｂｕｎｇｅのオイラー角表示で（φ1、Φ、φ2）＝（0、0、45）とする。
【００３８】
前記｛100｝<011>強度を低下させるためには、スラブのスラブ加熱温度におけるγ相率、すなわち加熱され熱間圧延に供されるスラブのγ相率を30％以上とした上で、粗圧延で１回以上のリバース圧延を行うことが有効である。
「スラブ加熱温度」は、熱間圧延の開始前にスラブを加熱する温度、具体的には、鋳造後のスラブをそのまま更に加熱する温度、又は、鋳造後に一旦冷却されたスラブを再加熱する温度を意味する。すなわち、スラブ加熱温度は、熱間圧延の粗圧延開始温度でもある。
【００３９】
スラブのスラブ加熱温度におけるγ相率の測定方法は次の通りである。供試材をスラブ加熱温度±5℃で30分間保持したのち、100℃/s以上の冷却速度で100℃以下まで冷却する。該供試材の幅方向に垂直な断面（圧延方向に平行な断面、すなわち、圧延方向と板厚方向とで構成される面）を含むサンプルを幅方向中央部より採取して埋め込み・研磨したのち、電子線マイクロアナライザー（EPMA）で元素マッピングを行う。スラブ加熱温度においてγ粒だった領域（旧γ粒領域）は、オーステナイト形成元素（Ｃ, Mn）が高く、フェライト形成元素（Si, Al, Ｐ）が低くなることから判別できる。本発明では、板厚方向全域を含む（すなわち、板厚方向の一辺の長さが板厚全長である）測定面積20mm2の断面組織における旧γ粒領域の面積率をγ相率（％）と定義する。
【００４０】
また、最終冷間圧延前の材料の1/4層における｛100｝<011>強度を低下させるためには、熱間圧延開始から熱間圧延終了までの間に20℃以上昇温させる再加熱処理も有効である。再加熱処理による温度上昇幅の上限値は、特に規定しないが、設備コストを抑制するため、100℃以下とすることが好ましい。
【００４１】
前記｛100｝<011>強度の低下に有効な上記処理は、一方を単独で行っても、両方を組み合わせて行ってもよい。
これらの処理はいずれも、熱間圧延途中の高温領域での再結晶を促進することで、結果的に得られた熱延板の再結晶率が低くても、｛100｝<011>強度は低減することが可能になるのである。これは、高温領域のみで再結晶が進行し、低温領域では再結晶が進行しにくいことに起因する。すなわち、高温領域で再結晶を促進し、｛100｝<011>強度を低減できれば、低温領域では必ずしも再結晶を促進する必要はない。
【００４２】
かくして、熱延板1/4層における｛100｝<011>強度（ランダム強度比）を８以下とすることで、仕上焼鈍における急速加熱による磁束密度向上効果が得られる。前記｛100｝<011>強度の好ましい範囲は６以下である。下限値は特に規定しないが、前記｛100｝<011>強度を１未満とするためには再結晶による組織のランダム化が繰り返し必要になるため、前記｛100｝<011>強度は１以上とすることが好ましい。
【００４３】
なお、スラブ加熱温度におけるスラブのγ相率を30％以上にする方法としては、Si量やAl量の増加、Mnの減量、スラブ加熱温度の適正化などが考えられる。また、熱間圧延の仕上温度（最終パスの出側温度）は、α単相域とすることが望ましい。前記仕上温度をα-γ２相域もしくはγ単相域とすると熱延板の組織が微細化し、製品板の磁束密度が低下する。
なお、スラブ加熱温度におけるγ相率は高いほうが好ましいが、α→γ変態開始温度が低温になりすぎると、仕上熱延や仕上焼鈍をα相域で行うことが難しくなる。このため、α→γ変態温度は900℃以上とすることが好ましい。
【００４４】
熱間圧延に次いで、任意により、熱延板焼鈍を行ってもよい。
熱延板焼鈍の均熱温度、均熱時間については、特に限定しないが、焼鈍コストを抑制するため、均熱温度700〜900℃、均熱時間1〜180secとすることが好ましい。
【００４５】
熱間圧延又は熱延板焼鈍に次いで、一回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により所定の板厚とした後に仕上焼鈍を行う。
なお、冷間圧延や中間焼鈍については、常法に従って行えば良い。
【００４６】
本発明では、仕上焼鈍での加熱を、誘導加熱と輻射加熱を組み合わせて２段階で実施することが好ましい。
誘導加熱は、ソレノイド方式、トランスバース方式のいずれかもしくは両者の組み合わせを用いることができる。ソレノイド方式は、加熱効率が高いことや温度の均一性に優れるというメリットがあり、他方トランスバース方式は、素材のキュリー点以上でも比較的高い加熱速度が得られるというメリットがある。設備コストの観点からは、ソレノイド方式を用いることが望ましい。
一方、本発明で「輻射加熱」とは、ラジアントチューブや電気ヒーターなどの鋼板よりも温度の高い発熱体からの輻射により鋼板を加熱する方式のことを指す。
【００４７】
仕上焼鈍の昇温過程での加熱について説明する。
誘導加熱は仕上焼鈍の昇温過程の前段で用いられる。本発明の所望の効果を得るためには600〜720℃の平均昇温速度を50℃/s以上とする必要がある。より好ましい平均昇温速度は100℃/s以上である。600〜720℃の平均昇温速度の上限は、特に限定されないが、300℃/s程度が好適である。
ただし、誘導加熱はキュリー点付近で加熱効率が低下するため、引き続いて昇温過程の後段の輻射加熱を速やかに開始して再結晶を促進しなければ磁束密度向上効果は得られない。すなわち、前述の600〜720℃における急速加熱に加えて、720〜760℃の平均昇温速度を５℃/s以上とすることで磁束密度向上効果を得ることができる。好ましくは10℃/s以上である。一方、720〜760℃の平均昇温速度の上限は30℃/s程度が好適である。
【００４８】
なお、再結晶を促進する観点から、誘導加熱終了から輻射加熱開始までの間は鋼板温度を700℃以下に低下させないことが好ましい。
600℃未満の温度域の平均昇温速度は、特に規定されないが、生産性の観点から１℃/s以上とすることが好ましい。誘導加熱炉を複数に分割して設置してもよく、また誘導加熱の設備コストを削減するため、誘導加熱を行う前に輻射炉で鋼板を予熱しておいてもよい。
仕上焼鈍の均熱温度は800〜1100℃、均熱時間は1〜180secとすることが好ましい。仕上焼鈍の均熱温度が800℃未満の場合、結晶粒成長が十分ではなく、また1100℃を超えると粒径が大きくなりすぎ、かえって鉄損が増加する。均熱時間が1sec未満の場合特性が安定せず、180secを超えると焼鈍ラインが長くなりすぎて経済的に不利となる。
【００４９】
また、仕上焼鈍の焼鈍雰囲気は、非酸化性雰囲気もしくは還元性雰囲気とすることが好ましく、例えば、乾燥窒素雰囲気または雰囲気酸化性（PH2O/PH2）が0.1以下の水素窒素混合雰囲気が好適である。
さらに、仕上焼鈍の後、必要に応じて絶縁コーティングを施して、製品板とする。前記絶縁コーティングは、目的に応じて公知の有機、無機、有機・無機混合コーティングのいずれかを用いることができる。
【実施例】
【００５０】
表１に示す成分組成およびα→γ変態点からなる鋼スラブを、1100℃で30分間加熱したのち、板厚2.2mmまで熱間圧延を行った。ここで、熱間圧延の仕上温度は800℃、巻取温度は550℃とした。また、一部の材料では、粗圧延の２パス目でリバース圧延を実施したり、仕上圧延前の誘導加熱装置（バーヒーター）による再加熱処理を実施した。
ついで、均熱時間30sの熱延板焼鈍を行い、または行わずに、酸洗でスケールを除去してから、冷延１回法で板厚0.35mmまで冷間圧延を行った。熱延板（熱延板焼鈍を行った場合は熱延焼鈍板）の再結晶率および1/4層における｛100｝<011>強度をあわせて表２に示す。【００５１】
その後、ソレノイド式の誘導加熱炉と電気ヒーターによる輻射加熱炉を組み合わせた連続焼鈍設備で仕上焼鈍を実施した。誘導加熱装置の出力、ライン速度、輻射加熱炉各ゾーンの炉温を調節し、ヒートパターンを調整した。各温度域における平均昇温速度を表２に示す。ここで、760℃以上の温度域は20℃/sで一定とした。
なお、誘導加熱炉の雰囲気は乾燥窒素とし、引き続く輻射加熱炉ではH2：N2＝20：80、露点：−40℃（PH2O/PH2＝0.001）の雰囲気とし、均熱時間15sの焼鈍を行った。その後、絶縁コーティングを施して製品板とした。【００５２】
かくして得られた製品板から圧延方向と幅方向に沿ってそれぞれ280mm×30mmの試験片を採取し、JIS C 2550-1(2011)に準拠したエプスタイン試験で磁気測定を行った。
得られた結果を表２に併せて示す。
なお、表中の下線は本発明の範囲外であることを示す。【００５３】
【表１】
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【００５４】
【表２】
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【００５５】
製品板の磁気特性は、例えば、Si含有量が相対的に低いと磁束密度の値が相対的に高くなるといったように、Si含有量の影響を受け得る。そのため、磁気測定の結果は、同一成分組成を有するスラブやSi含有量が近いスラブを出発材料とする製造例の間で相対的に評価する。具体的には、スラブＡを出発材料とする製造例１〜３；スラブＢを出発材料とする製造例４〜５およびSi含有量がＢと近いスラブＧを出発材料とする製造例２５；スラブＣを出発材料とする製造例７〜１８並びにSi含有量がＣと近いスラブＦ又はＨを出発材料とする製造例２１〜２２および２６；スラブＤを出発材料とする製造例１９〜２０並びにSi含有量がＤと近いスラブＩ、Ｊ又はＫを出発材料とする製造例２７〜２９；スラブＥを出発材料とする製造例２１〜２２；に各々グループ分けをし、各グループ内で磁気測定の結果を相対的に評価する。
表２に示したとおり、全てのグループにおいて、本発明の要件を満足する発明例ではいずれも、１以上の要件を満足していない比較例と比べ優れた（高い）磁束密度Ｂ50および低い鉄損Ｗ15/50を有する製品板が得られている。
【要約】
無方向性電磁鋼板の仕上焼鈍に際し、誘導加熱と輻射加熱を活用することによって、磁束密度の安定した向上を可能ならしめる。
所定の成分組成に調整したスラブを、熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍を行いまたは行わず、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行ったのち、仕上焼鈍を行う無方向性電磁鋼板の製造方法において、
最終冷間圧延前の材料の再結晶率を80％未満、該材料の1/4層における｛100｝<011>強度を８以下とし、かつ仕上焼鈍において600〜720℃の平均加熱速度を50℃/s以上、720〜760℃の平均加熱速度を５℃/s以上とする。【図１】
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【図２】
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