(57)【要約】【課題】打抜き加工性並びに磁気特性、特に圧延直角方向の磁気特性に優れた、全く新しい方向性電磁鋼板を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％〜４．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．００５〜３．０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０３０ｍａｓｓ％およびＮ：３０〜１００ｍａｓｓｐｐｍを含有し、ＳおよびＳｅをそれぞれ５０ｍａｓｓｐｐｍ以下に低減した成分組成を有する鋼スラブを１２００℃以上の温度に加熱してから熱間圧延して得られた熱延板に、１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、次いで脱炭を兼ねる再結晶焼鈍を行い、その後ＭｇＯ主体の焼鈍分離剤を適用することなく最終仕上焼鈍を行う。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％〜４．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．００５〜３．０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０３０ｍａｓｓ％およびＮ：３０〜１００ｍａｓｓｐｐｍを含有し、ＳおよびＳｅをそれぞれ５０ｍａｓｓｐｐｍ以下に低減した成分組成を有する鋼スラブを、１２００℃以上の温度に加熱してから熱間圧延して得られた熱延板に、１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、次いで脱炭を兼ねる再結晶焼鈍を行い、その後ＭｇＯ主体の焼鈍分離剤を適用することなく最終仕上焼鈍を行うことを特徴とする、圧延直角方向の磁束密度Ｂ１が０．７Ｔ以上かつフォルステライトを主体とする下地被膜のない方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
最終仕上焼鈍において、８５０℃以上の温度域では窒素含有量が５０ｖｏｌ％未満の雰囲気とすることを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
最終仕上焼鈍を１０００℃以下の温度域にて行うことを特徴とする請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
最終仕上焼鈍開始前のＣ量を０．０１０〜０．０２５ｍａｓｓ％の範囲に制御することを特徴とする請求項１、２または３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
鋼スラブが、さらにＳｂ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％，Ｓｎ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％，Ｎｉ：０．０１〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％，Ｐ：０．０００５〜０．５０ｍａｓｓ％およびＣｒ：Ｏ．０１〜１．５０ｍａｓｓ％のうちから選んだ少なくとも１種を含む成分組成を有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として大型のモーターや発電機の鉄心材料に用いられる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】
大型の発電機やトランスの鉄心材料には、鉄損によるエネルギー損失を重視して方向性電磁鋼板が用いられている。この方向性電磁鋼板を積層して使用する大型発電機の鉄心（固定子）では、方向性電磁鋼板を扇型形状に打抜いたセグメントを積層して組み立てる方法が用いられている。このような積層方式を用いる場合、ティース部を中心として複雑な形状に打抜く必要がある他、数トン以上もの鉄心材料を使用するため打抜き回数も膨大な数となることから、打ち抜き金型の磨耗の少ない打抜き加工性の良好な方向性電磁鋼板が求められている。
【０００３】
方向性電磁鋼板の表面には、通常フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）を主体とした下地被膜（グラス被膜）が施されているが、無方向性電磁鋼板に施されている有機樹脂系の被膜に比べて、フォルステライト被膜は著しく硬質で、打抜金型の磨耗が大きい。そのため金型の再研磨または交換が頻繁に必要となり、需要家における鉄心加工時の作業効率の低下とコストアップをもたらすことになる。同様に、スリット性や切断性もフォルステライト被膜の存在により劣化する。
【０００４】
ここで、方向性電磁鋼板の打抜加工性を改善するには、フォルステライト被膜を酸洗や研削などの方法で除去することが一般的であるが、コスト高になるのみならず、表面性状が悪化し磁気特性も劣化するという、大きな問題がある。
【０００５】
一方、特許文献１および特許文献２には、仕上焼鈍時に適用するＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤中に薬剤を配合し、フォルステライト披膜の形成を抑制する技術が、また特許文献３には、Ｍｎを含有する素材にシリカ、アルミナを主体とする焼鈍分離剤を適用する技術が、それぞれ提案されている。
【０００６】
【特許文献１】
特公平６−４９９４８号公報
【特許文献２】
特公平６−４９９４９号公報
【特許文献３】
特開平８−１３４５４２号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
これらの方法では、コイルの層間における仕上焼鈍雰囲気の変動によりフォルステライトが部分的に形成されることが多く、フォルステライトの形成を完全に抑制した製品板を得ることは、極めて困難であった。
【０００８】
さらに、大型のモーターや発電機の鉄心材料として方向性電磁鋼板を適用する場合には、圧延方向は勿論、圧延方向と直角の圧延直角方向への磁化も必要になる。この圧延直角方向の磁化に関しては、圧延方向に比べて、比較的低磁化力下での磁束密度、例えば磁化力１００Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ１を改善することにより、鉄心での交流磁化が円滑に行われるのである。
【０００９】
しかしながら、現行の方向性電磁鋼板の圧延直角方向のＢ１値は、０．５Ｔ以下であり、同圧延方向のＢ１値が１．８Ｔ程度であるのに比べて著しく低いため、交流磁化の回転に伴い鉄損が増大する結果、方向性電磁鋼板が有する良好な鉄損を、モータコアやＥＩコアにおいて有効に発揮できていない。
【００１０】
かように、従来の技術によって、大型のモーターや発電機の鉄心材料として理想的な、磁気特性と打抜き加工性とを共に満足する材料は未だ提供されていない。
そこで、本発明は、打抜き加工性並びに磁気特性、特に圧延直角方向の磁気特性に優れた、全く新しい方向性電磁鋼板を提供しようとするものである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記の課題を解決する手段について鋭意究明したところ、まず、フォルステライト被膜の形成を抑制するために、焼鈍分離剤として通常使用されているＭｇＯを使用しないこと、一方、このＭｇＯの不使用によって純化が難しくなる、ＳおよびＳｅを素材の段階で低減し、さらにインヒビタとしてＡｌＮを単独で使用すれば、圧延方向そして圧延直角方向の磁束密度をも向上させ得ることを、新たに見出した。
【００１２】
以下、本発明を成功に至らしめた実験について説明する。
発明者らは、Ｃ：０．０４ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：３．４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１５ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．０４ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１５ｍａｓｓ％およびＮ：６０ｍａｓｓｐｐｍ（以下、単にｐｐｍと示す）を含み、Ｓ量を種々に変化させ、その他の成分を各々３０ｐｐｍ以下に低減した、鋼スラブを連続鋳造にて製造した。ついで、１２２０℃に加熱した後熱間圧延により２．４ｍｍの板厚に仕上げた。熱延板を１０００℃で窒素雰囲気中で１分間均熱した後急冷した。引き続き、冷間圧延を行って０．３５ｍｍの最終板厚とした。その後、水素２０ｖｏｌ％、窒素８０ｖｏｌ％および露点３０℃の雰囲気で８５０℃で均熱６０秒の脱炭を兼ねる再結晶焼鈍を行った。そして、再結晶焼鈍後のコイルより試験片を切りだし、最終仕上焼鈍条件を種々変更する実験を行った。さらに、焼鈍分離剤としてＭｇＯを使用する条件としない条件とに分けて焼鈍実験を行った。なお、最終仕上焼鈍は、零点−２０℃の窒素雰囲気にて、常温から８５０℃の保定温度までを５０℃／ｈで昇温し５０時間保定し、保定後Ａｒ雰囲気または窒素雰囲気にて２０℃／ｈで１０００℃まで昇温する方式で行った。
【００１３】
最終仕上焼鈍後、圧延方向および圧延直角方向の磁気特性を測定した。その結果を、Ｓ量と圧延方向の磁束密度との関係として、図１に示す。圧延方向の磁束密度に関しては、Ｓ量が５０ｐｐｍまではほぼ一定であるが、５０ｐｐｍを超えると大きく劣化した。ここで、仕上焼鈍後の試料を調査したところ、Ｓ量が５０ｐｐｍを超えると二次再結晶粒の発達が不十分であることがわかった。
【００１４】
また、Ｓ量と圧延直角方向の磁束密度との関係を、図２に示す。圧延直角方向の磁束密度に関しては、高磁化力での磁束密度Ｂ８の値については、焼鈍分離剤としてＭｇＯを使用した条件とＭｇＯを使用しない場合とで差異はほとんど認められないが、低磁化力下での磁束密度、すなわちＢ１の値は、特にＳ量が少ない場合に、ＭｇＯを使用しない場合が格段に良好となった。なお、焼鈍分離剤としてＭｇＯを使用した場合には表面にフォルステライト被膜が形成され、ＭｇＯを使用しない場合にはシリカ（ＳｉＯ２）が形成されていた。
【００１５】
上記の実験から、Ｓ量を５０ｐｐｍ以下に低減することで圧延方向の磁束密度が向上すること、さらに焼鈍分離剤としてＭｇＯを適用せず、フォルステライト被膜の形成を抑制することにより、圧延直角方向の低磁化力での磁束密度の値が向上することが新たに知見された。
【００１６】
さらに、図３に、圧延方向の鉄損値に及ぼす、Ｓ量および焼鈍雰囲気、そしてＭｇＯ適用の有無の影響を示す。
ＭｇＯを適用しない場合、保定後Ａｒ雰囲気に切り替えた場合には、Ｓ量が５０ｐｐｍ以下の範囲で良好な鉄損を示すのに対して、切り替えない場合には鉄損値が劣化した。最終仕上焼鈍後の地鉄中窒素量を調べたところＡｒ雰囲気に切り替えた場合１０ｐｐｍ以下まで低減していたが、窒素雰囲気の場合８０ｐｐｍであり、素材での６０ｐｐｍから増加していた。また、最終仕上焼鈍後の地鉄中Ｓ量に関しては、どの雰囲気の場合とも、ほぼ素材中と同等量残留していた。
【００１７】
一方、ＭｇＯを適用した場合、仕上焼鈍後の地鉄中Ｎは、Ａｒ雰囲気で３０〜５０ｐｐｍ残存し、窒素雰囲気で８０〜１００ｐｐｍ残存し、ＭｇＯを適用しない場合に比べて脱窒が阻害されていた。最終仕上焼鈍後のＳ量に関しては、どの雰囲気の場合とも、半減以下となっていた。
【００１８】
以上の実験および調査から、Ｎに関しては、ＭｇＯを適用しない場合８５０℃以上での焼鈍雰囲気をＡｒへと切り替えることにより減少することが可能であるが、Ｓについては焼鈍中に低減することが出来ないことが明らかとなった。一方、ＭｇＯを適用した場合は、脱窒がむしろ阻害されて不利になるのに対して、地鉄中のＳ量は有利に低減されることが明らかとなった。
【００１９】
以上の実験を基に、インヒビターとしてＡｌＮを単独で含有するものを使用する一方、ＳおよびＳｅを含有するインヒビターを極力低減する成分系を用いたならば、焼鈍分離剤にＭｇＯを適用せずとも、最終焼鈍雰囲気をＡｒなどの非窒化雰囲気へと切り替えることにより窒素の低減が可能で、良好な鉄損が得られることを新規に知見し、本発明を完成させたものである。
【００２０】
すなわち、本発明の要旨構成は次の通りである。
（１）Ｃ：０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％〜４．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．００５〜３．０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０３０ｍａｓｓ％およびＮ：３０〜１００ｍａｓｓｐｐｍを含有し、ＳおよびＳｅをそれぞれ５０ｍａｓｓｐｐｍ以下に低減した成分組成を有する鋼スラブを１２００℃以上の温度に加熱してから熱間圧延して得られた熱延板に、１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、次いで脱炭を兼ねる再結晶焼鈍を行い、その後ＭｇＯ主体の焼鈍分離剤を適用することなく最終仕上焼鈍を行うことを特徴とする、圧延直角方向の磁束密度Ｂ１が０．７Ｔ以上かつフォルステライトを主体とする下地被膜のない方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２１】
（２）最終仕上焼鈍において、８５０℃以上の温度域では窒素含有量が５０ｖｏｌ％未満の雰囲気とすることを特徴とする上記（１）に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２２】
（３）最終仕上焼鈍を１０００℃以下の温度域にて行うことを特徴とする上記（１）または（２）に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２３】
（４）最終仕上焼鈍開始前のＣ量を０．０１０〜０．０２５ｍａｓｓ％の範囲に制御することを特徴とする上記（１）、（２）または（３）に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２４】
（５）鋼スラブが、さらにＳｂ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％，Ｓｎ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％，Ｎｉ：０．０１〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％，Ｐ：０．０００５〜０．５０ｍａｓｓ％およびＣｒ：Ｏ．０１〜１．５０ｍａｓｓ％のうちから選んだ少なくとも１種を含む成分組成を有することを特徴とする上記（１）ないし（４）のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２５】
【発明の実施の形態】
本発明により、焼鈍分離剤としてＭｇＯを適用せずにフォルステライト被膜の形成を抑制することにより、圧延直角方向の低磁化力での磁束密度Ｂ１が０．７Ｔ以上の高い値が得られることについては、必ずしも明らかでないが、発明者らは以下のように考えている。
【００２６】
さて、フォルステライト被膜は、鋼板表面に圧延方向に張力を付与することにより、圧延方向の鉄損の低減に寄与することがよく知られており、さらに張力付与のために、高温でガラス化する燐酸塩等を主体とした張力コーティングを上部に施すことが、方向性電磁鋼板の製造法において極めて一般的である。このフォルステライトの及ぼす張力は、鋼板の反り量を測定して評価すると、ほぼ３〜５ＭＰａ程度と見積られている。ところで、１８０°磁区は、圧延方向の磁化成分しか持っておらす、１８０°磁区の磁壁移動によっては圧延直角方向の磁化を行うことができない。フォルステライト被膜により鋼板表面に張力が付加されている場合、１８０°磁区構造が磁気弾性効果により安定しており、圧延直角方向への磁化が妨げられる結果、圧延直角方向の低磁化力での磁束密度が低下するものと推定される。
【００２７】
通常のインヒビターを用いて、フォルステライト被膜を形成する技術では、１１００℃を超える高温焼鈍でインヒビター形成成分（Ｓ、Ｓｅ、Ｎ等）を純化しなければ低鉄損が得られないが、ＡｌＮ単独でインヒビターとして使用し、かつＭｇＯを適用せずにフォルステライト被膜を形成させない方法では、１０００℃以下の低温で窒素の純化が可能である。すなわち、Ｎの純化に関しては、焼鈍雰囲気へと分解放出することにより進行するため、フォルステライト被膜を形成させない方が有利であると考えられる。また、ＳおよびＳｅの低減はフォルステライト被膜中に濃縮することにより地鉄中より吸い寄せられる機構で低減するため、フォルステライト被膜を形成させない場合には純化が進行しないものと考えられる。
【００２８】
本発明による方向性電磁鋼板は、ＥＩコア、発電機用コアまたは分割型モータ用コアのように、圧延方向および圧延直角方向の磁化特性を重視し、かつ打抜加工で作製される鉄心の大量生産に好適である。
【００２９】
次に、本発明の電磁鋼板を製造する際の溶鋼成分の限定理由を以下説明する。Ｃは０．０８ｍａｓｓ％を超えると、最終的に磁気時効の起こらない５０ｐｐｍ以下に低減することが困難になるため、０．０８ｍａｓｓ％以下に限定する。さらには、素材段階で５０ｐｐｍ以下に低減しておくことが、再結晶焼鈍を乾燥雰囲気で行い脱炭を省略する上で特に望ましい。
【００３０】
ここで、Ｃ量が高い素材の場合、再結晶焼鈍時、最終仕上焼鈍後の平坦化焼鈍時に酸化性雰囲気で脱炭することも可能である。特に、磁束密度を向上させるために、最終仕上焼鈍前の段階でＣ量を０．０１〜０．０２５ｍａｓｓ％とすると、二次再結晶方位の選択性を向上させることができる。なお、この場合には、最終仕上焼鈍前でのＣ量が０．０１ｍａｓｓ％未満であると磁束密度向上効果がなく、０．０２５ｍａｓｓ％を超えるとγ変態により二次再結晶粒の発達が阻害される。
【００３１】
Ｍｎは、熱間加工性を良好にするために必要な元素であるが、０．００５ｍａｓｓ％未満であると効果がなく、一方３．０ｍａｓｓ％を超えると磁束密度が低下するため、０．００５〜３．０ｍａｓｓ％とする。
【００３２】
ｓｏ１．ＡｌはインヒビタとしてＡｌＮを形成させるために必要であるが、含有量は０．０１ｍａｓｓ％未満であると、二次再結晶方位の先鋭度が低下して磁束密度が低下し、０．０３ｍａｓｓ％を超えると二次再結晶が不完全となり磁束密度が低下するため、０．０１〜０．０３ｍａｓｓ％に制限される。
【００３３】
ＮもインヒビタとしてＡｌＮを形成させるために必要であるが、含有量が３０ｐｐｍ未満であると二次再結晶方位の先鋭度が低下し磁束密度が低下し、一方１００ｐｐｍを超えると二次再結晶が不完全となり磁束密度が低下するので３０〜１００ｐｐｍに制限される。
【００３４】
また、インヒビター形成元素であるＳおよびＳｅについては、最終仕上焼鈍で除去が困難であり残留して鉄損を劣化させるため、それぞれ５０ｐｐｍ以下、好ましくは２０ｐｐｍ以下に低減することが有利である。
【００３５】
その他の純化が困難な炭化物を形成する、Ｔｉ，ＶおよびＮｂ等の不純物元素も、それぞれ５０ｐｐｍ以下に低減することが望ましい。
すなわち、熱延板組織を改善して磁気特性を向上させるためにＮｉを添加することができる。Ｎｉの添加量が０．０１ｍａｓｓ％未満であると磁気特性の向上量が小さく、一方１．５０ｍａｓｓ％を超えると二次再結晶が不安定になり磁気特性が劣化するため、添加量は０．０１〜１．５０ｍａｓｓ％とする。
【００３６】
また、鉄損を向上させることを目的として、Ｓｎ：０．０１〜１．５０ｍａｓｓ％，Ｓｂ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％，Ｃｕ：０．０１〜１．５０ｍａｓｓ％およびＰ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種を単独または複合して添加できる。それぞれ添加量が下限量より少ない場合には鉄損向上効果がなく、上限量を超えると二次再結晶粒の発達が抑制される。
【００３７】
上記成分を有する溶鋼は、通常の通常造塊法または連続鋳造法にてスラブとしてもよいし、１００ｍｍ以下の厚さの薄鋳片を直接鋳造法で製造してもよい。その後の熱間圧延は、スラブにおいてインヒビター成分であるＡｌおよびＮを完全固溶させ、二次再結晶を良好に発現させるような均一微細分散状態を得る必要から、１２００℃以上とすることが必須である。
【００３８】
次いで、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。ゴス組織を製品板において高度に発達させるためには、熱延板焼鈍温度は８５０℃以上１１５０℃以下が好適である。熱延板焼鈍温度が８５０℃未満であると熱延でのバンド組織が残留し、１１５０℃を超えると熱延板焼鈍後の粒径が粗大化しすぎて、それぞれ製品板のゴス組織の発達が低下し磁束密度が低下するので、熱延板焼鈍温度は８５０〜１１５０℃の範囲が好適である。
【００３９】
熱延板焼鈍後、必要に応じて中間焼鈍を挟む１回以上の冷延を施した後再結晶焼鈍を行う。冷間圧延の温度を１００℃〜２５０℃に上昇させて行うこと、および冷間圧延途中で１００〜２５０℃の範囲での時効処理を１回または複数回行うことが、ゴス組織を発達させる点で有効である。
最終冷延後の再結晶焼鈍は８００〜１０００℃の範囲で行うことが好適である。
【００４０】
ここで、Ｃの含有量が多い素材を用いる場合には、湿潤水素雰囲気で脱炭を同時に行ってもよい。さらに、脱炭焼鈍後Ｃ量を０．０１〜０．０２５ｍａｓｓ％として磁束密度を向上させることもできる。
【００４１】
最終冷間圧延後、あるいは再結晶焼鈍後に浸珪法よってＳｉ量を増加させる技術を併用してもよい。また、再結晶焼鈍時あるいは再結晶焼鈍時にアンモニア等の窒化雰囲気を用いて、窒素を増加させインヒビターを増加させて磁束密度向上を狙うこともできる。
【００４２】
その後、ＭｇＯ主体の焼純分離剤を適用せずに仕上焼鈍を施すことが、フォルステライトの形成を完全に排除し、良好な打抜き性及び低磁化力での圧延直角方向の良好な磁化特性、すなわちＢ１≧０．７Ｔを得る上で必須である。
【００４３】
最終仕上焼鈍を施すことにより、二次再結晶組織を発達させる。最終仕上焼鈍は二次再結晶発現のために８００℃以上で行う必要があるが、８００℃までの加熱速度は、磁気特性に大きな影響を与えないので任意の条件でよい。仕上焼鈍雰囲気は８５０℃以上の高温域で非室化雰囲気として鋼板地鉄中の窒素含有量を５０ｐｐｍ以下に低減することが特に有利である。
【００４４】
仕上焼鈍後には、平坦化焼鈍を行い張力を付加して形状を矯正する。鋼板を積層して使用する場合には、鉄損を改善するために、平坦化焼鈍後、鋼板表面に絶縁コーティングを施すことが有効である。良好な打抜き性を確保するために樹脂を含有する有機系あるいは半有機系コーティングが望ましいが、溶接性を重視する場合には無機系コーティングを適用する。
【００４５】
【実施例】
実施例１
Ｃ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：３．４ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．０３ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１９ｍａｓｓ％およびＮを７０ｐｐｍ含有し、Ｓを５ｐｐｍ、Ｓｅを２ｐｐｍ未満、そしてその他の成分を各々３０ｐｐｍ未満に低減した、成分組成の鋼スラブを、連続鋳造にて製造した。このスラブを、表１に示す温度で６０分加熱し熱間圧延にて２．２ｍｍ厚に仕上げた。熱延板焼鈍を１０５０℃で６０秒均熱する条件で行った。その後、１３０℃の温度の冷間圧延にて０．３０ｍｍの最終板厚に仕上げた。
【００４６】
ついで、水素２５ｖｏｌ％、窒素７５ｖｏｌ％、８５０℃で均熱６０秒の脱炭を兼ねる再結晶焼鈍を行った。その後、焼純分離剤を適用することなく露点−２０℃の窒素雰囲気中で８５０℃までを５０℃／ｈで加熱し、８５０℃以上を１０℃／ｈでＡｒ雰囲気で１０００℃まで加熱する方法にて最終仕上焼鈍を行った。焼鈍後９００℃で２０秒間の平坦化焼鈍を行った後重クロム酸アルミニウム、エマルジョン樹脂、エチレングリコールを混合したコーティング液を塗布して３００℃で焼き付けて製品とした。
【００４７】
かくして得られた製品板の圧延方向、および圧延直角方向の磁気特性を表１に併記する。表１から、ＡｌＮを含有しＳ、Ｓｅ量を低減した素材を用い、スラブ加熱温度を１２００℃以上として、さらに最終仕上焼鈍で焼鈍分離剤を適用しないことで、圧延方向の磁束密度が高く、圧延直角方向の低磁化での磁束密度Ｂ１が０．７Ｔ以上の製品が得られていることがわかる。
【００４８】
【表１】
2004225153.tif 000002
【００４９】
実施例２
Ｃ：０．０４ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：３．４ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．０５ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌを０．０１４ｍａｓｓ％およびＮを５５ｐｐｍ含有し、Ｓを８ｐｐｍ，Ｓｅを３ｐｐｍ，その他の成分を各々３０ｐｐｍ未満に低減した成分の鋼スラブを連続鋳造にて製造した。このスラブを１２３０℃で６０分加熱し、熱間圧延にて２．２ｍｍ厚に仕上げた。熱延板焼鈍を１０５０℃で６０秒均熱する条件で行った。その後、１３０℃の温度の冷間圧延にて０．３０ｍｍの最終板厚に仕上げた。ついで水素２５ｖｏｌ％、窒素７６ｖｏｌ％、８５０℃で露点を変更して、均熱６０秒の脱炭量を変える再結晶焼鈍を行った。その後、焼鈍分離剤を適用することなく露点−２０℃の窒素雰囲気中で８５０℃までを５０℃／ｈで加熱し、８５０℃以上をＡｒ雰囲気として１０℃／ｈで１０００℃まで加熱する方法にて最終仕上焼鈍を行った。焼鈍後９００℃で２０秒間、湿水素雰囲気により脱炭を兼ねる平坦化焼鈍を行った後、重クロム酸アルミニウム、エマルジョン樹脂、エチレングリコールを混合したコーティング液を塗布して３００℃で焼き付けて製品とした。
【００５０】
かくして得られた製品板の圧延方向および圧延直角方向の磁気特性を表２に示す。この表２によれば、ＡｌＮを含有しＳ、Ｓｅ量を低減した素材を用い、スラブ加熱温度を１２００℃以上とすること、最終仕上焼鈍で焼鈍分離剤を適用しないこと、さらに最終仕上焼鈍前にＣ量を０．０１〜０．０２５ｍａｓｓ％確保することで、圧延方向の磁束密度が極めて高く、圧延直角方向の低磁化力での磁束密度Ｂ１が０．７Ｔ以上の製品が得られていることがわかる。
【００５１】
【表２】
2004225153.tif 000003
【００５２】
実施例３
表３の成分からなる鋼スラブを、１２５０℃に加熱し熱間圧延にて３．２ｍｍ厚に仕上げた。なお、表３に示されない成分に関しては、すべて各々５０ｐｐｍ以下に低減した。熱延板焼鈍を１０００℃で均熱６０秒の条件で行った。その後、冷間圧延で０．５０ｍｍの最終枚厚に仕上げた。ついで、水素７５ｖｏｌ％、窒素２５ｖｏｌ％、露点−２５℃の雰囲気で９４０℃で均熱２０秒の再結晶焼鈍を行った。そして、焼鈍分離剤としてコロイダルシリカを適用し、窒素雰囲気中で８５０℃まで１０℃／ｈで昇温し５０時間保持した後、水素雰囲気に切り替え、１０５０℃まで２０℃／ｈの速度で昇温する最終仕上焼鈍を行った。ついで、８７５℃での平坦化焼鈍を施した後、重クロム酸アルミニウムを主体とした無機コーティング液を塗布して２５０℃で焼き付けて製品とした。
【００５３】
かくして得られた製品板の圧延方向、および圧延直角方向の磁気特性を表３に示す。表３によれば、ＡｌＮを含有しＳ，Ｓｅ量を低減した素材を用い、スラブ加熱温度を１２００℃以上とし、さらに最終仕上焼鈍で焼鈍分離剤を適用しないことで、圧延方向の磁束密度が極めて高く、圧延直角方向の低磁化力での磁束密度Ｂ１が０．７Ｔ以上の製品が得られていることがわかる。
【００５４】
【表３】
2004225153.tif 000004
【００５５】
【発明の効果】
本発明によれば、ＥＩコア、発電機用コアまたは分割型モータ用コアのように、圧延方向および圧延直角方向の磁化特性を重視し、かつ打抜加工で作製される鉄心の大量生産に好適である、フォルステライト被膜を有しない高磁束密度の方向性電磁鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】素材Ｓ量と圧延方向の磁束密度との関係を示す図である。
【図２】素材Ｓ量と圧延直角方向の磁束密度（ＢｌおよびＢ８）との関係を示す図である。
【図３】素材Ｓ量と圧延方向の鉄損の関係を示す図である。
【図１】
2004225153.tif 000005
【図２】
2004225153.tif 000006
【図３】
2004225153.tif 000007