(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：５．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：５．０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．００５ｍａｓｓ％以下およびＯ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍を施すことなく、冷間圧延し、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
上記仕上焼鈍における加熱を、誘導加熱炉で誘導加熱した後、輻射加熱炉で輻射加熱する２段加熱で行い、かつ、
上記誘導加熱を、６００〜７００℃間の平均昇温速度５０℃／ｓｅｃ以上として７２０℃以上まで行い、
上記誘導加熱終了から輻射加熱開始までを３ｓｅｃ以下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】
上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有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】
上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｃａ：０．０００１〜０．０１０ｍａｓｓ％，Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．０００１〜０．０１０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる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】
上記冷間圧延における最終冷間圧延前の鋼板組織のフェライト粒径を７０μｍ以下とすることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項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し、特に、高い磁束密度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。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境を保護する観点から、省エネルギー化が推進されており、電気機器の分野においては、高効率化や小型化が指向されている。それに伴い、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るようになってきている。
【０００３】
無方向性電磁鋼板の磁束密度を高めるためには、製品板の集合組織を改善する、すなわち、｛１１１｝方位粒を低減したり、｛１１０｝方位粒や｛１００｝方位粒を増加させたりすることが有効であることが知られている。そこで、従来、無方向性電磁鋼板の製造工程においては、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たりして集合組織を改善し、磁束密度を高めることが行われている。
【０００４】
製品板の集合組織を制御する他の方法としては、再結晶焼鈍の加熱速度を高めることが挙げられる。この方法は、方向性電磁鋼板の製造でよく用いられる技術であり、脱炭焼鈍（一次再結晶焼鈍）の加熱速度を高めると、脱炭焼鈍後の鋼板の｛１１０｝方位粒が増加し、仕上焼鈍後の鋼板の２次再結晶粒が微細化して鉄損が改善されることに基くものである（例えば、特許文献１参照）。
【０００５】
また、無方向性電磁鋼板においても、再結晶焼鈍（仕上焼鈍）の加熱速度を高めることで、集合組織を改善し、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２〜５参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平０１−２９０７１６号公報
【特許文献２】特開平０２−０１１７２８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２０１３−０１０９８２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、上記特許文献１は、方向性電磁鋼板に関する技術であるため、無方向性電磁鋼板にそのまま適用することはできない。
また、上記特許文献２に提案された技術は、急速加熱を実施しているものの、発明者らの検証によれば、特許文献２で採用していない誘導加熱を適用した場合には、磁束密度向上効果が安定して得られないことが明らかとなった。
また、特許文献３に提案された技術は、誘導加熱を用いる技術であるが、発明者らが検証したところ、やはり、安定した磁束密度向上効果が得られなかった。また、この技術では、急速加熱後、冷却と再加熱が必要になるため、製造コストや設備コストが高くなるという問題がある。
また、特許文献４および５に提案された技術は、通電加熱で急速加熱を行っている。しかし、通電加熱は、コンダクターロールと鋼板との間でスパークが発生して表面欠陥が発生し易いため、無方向性電磁鋼板の仕上焼鈍に適用するには問題がある。
【０００８】
本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、仕上焼鈍における加熱を、誘導加熱で急速加熱しても、安定して高い磁束密度を得ることができる無方向性電磁鋼板の製造方法を提案することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
発明者らは、上記課題の解決に向け、仕上焼鈍における加熱条件、特に、誘導加熱と輻射加熱の条件に着目して鋭意検討を重ねた。その結果、上記仕上焼鈍における加熱を、誘導加熱で加熱した後、輻射加熱で加熱する２段加熱で行い、かつ、上記誘導加熱を、６００〜７００℃間の平均昇温速度５０℃／ｓｅｃ以上として７２０℃以上まで行い、上記誘導加熱終了から輻射加熱開始までを８ｓｅｃ以下とすることが磁束密度の向上に有効であることを見出し、本発明を開発した。
【００１０】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：５．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：５．０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．００５ｍａｓｓ％以下およびＯ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍しあるいは熱延板焼鈍を施すことなく、冷間圧延し、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、上記仕上焼鈍における加熱を、誘導加熱で加熱した後、輻射加熱で加熱する２段加熱で行い、かつ、上記誘導加熱を、６００〜７００℃間の平均昇温速度５０℃／ｓｅｃ以上として７２０℃以上まで行い、上記誘導加熱終了から輻射加熱開始までを８ｓｅｃ以下とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。
【００１１】
本発明の上記無方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする。
【００１２】
また、本発明の上記無方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｃａ：０．０００１〜０．０１０ｍａｓｓ％，Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．０００１〜０．０１０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【００１３】
また、本発明の上記無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記冷間圧延における最終冷間圧延前の鋼板組織のフェライト粒径を７０μｍ以下とすることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれは、高い磁束密度を有する無方向性電磁鋼板を安定して提供することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】２００℃／ｓｅｃの加熱パターンの一例を示す図である。
【図２】誘導加熱終了から輻射加熱開始までの時間を２ｓｅｃとしたときの、誘導加熱の到達温度（終了温度）が磁束密度Ｂ５０に及ぼす影響を示したグラフである
【図３】誘導加熱の到達温度を７４０℃としたときの、誘導加熱終了から輻射加熱開始までの時間が、磁束密度Ｂ５０に及ぼす影響を示したグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
まず、本発明を開発する契機となった実験について説明する。
Ｃ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．４２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．４２ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０７ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１６ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０００２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１８ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０２ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１８ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０００６ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００１ｍａｓｓ％およびＯ：０．００２３ｍａｓｓ％を含有する鋼を真空炉で溶解し、鋼塊とした後、熱間圧延して板厚２．３ｍｍの熱延板とした。なお、この熱延板は、完全に再結晶しており、フェライト粒径は２０〜３０μｍの範囲内であることを確認した。
【００１７】
次いで、上記熱延板を酸洗し、冷間圧延して板厚０．５ｍｍの冷延板とした後、種々の加熱条件で仕上焼鈍（再結晶焼鈍）を施した。ここで、上記仕上焼鈍は、ソレノイド式誘導加熱炉で加熱した後、電気炉（輻射加熱炉）で加熱する２段加熱で行い、６００〜７００℃間の平均昇温速度は、２０℃／ｓｅｃと２００℃／ｓｅｃの２水準とした。その際の雰囲気は乾燥窒素雰囲気とした。なお、図１に、２００℃／ｓｅｃの加熱パターンの一例を示した。
【００１８】
次いで、上記仕上焼鈍後の鋼板から、圧延方向と幅方向を長手方向とする２８０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｃ２５５０−１（２０１１）に準拠したエプスタイン試験で磁束密度Ｂ５０を測定し、磁気特性を評価した。
【００１９】
図２は、誘導加熱終了から輻射加熱開始までの時間（遷移時間）を２ｓｅｃとしたときの、誘導加熱の到達温度（終了温度）が磁束密度Ｂ５０に及ぼす影響を示したものである。この図から、到達温度を７２０℃以上とすることで、磁束密度が大きく向上することがわかる。
【００２０】
また、図３は、誘導加熱の到達温度を７４０℃としたときの、誘導加熱終了から輻射加熱開始までの時間（遷移時間）が、磁束密度Ｂ５０に及ぼす影響を示したものである。この図から、遷移時間を８ｓｅｃ以下とすることで、磁束密度が向上することがわかる。
【００２１】
上記の実験結果から、誘導加熱した後、輻射加熱する加熱方式で安定した磁束密度向上効果を得るためには、誘導加熱の到達温度を７００℃以上に高めること、および、誘導加熱終了から輻射加熱開始までの遷移時間を８ｓｅｃ以下に短くする必要があることが判明した。
【００２２】
従来から、仕上焼鈍で急速加熱を行うことで、方向性電磁鋼板の磁束密度を向上させる技術は数多く提案されているが、上記のような知見は今まで報告されていない。この無方向性電磁鋼板と方向性電磁鋼板の違いについて、発明者らは以下のように考えている。
【００２３】
方向性電磁鋼板では、２次再結晶を安定して発現させるため、フェライト組織中にカーバイドやインヒビターなどの硬質な第２相が多く存在した素材（スラブ）を用いて製造される。このような第２相を含む素材から得られた鋼板を冷間圧延すると、第２相の周りのフェライトに局所的な結晶回転が生じて、そこが再結晶の核形成サイトとなりやすい。
これに対して、無方向性電磁鋼板では、上記のような第２相をほとんど含まないため、冷間圧延後、仕上焼鈍で再結晶させるためには、より高温まで加熱する必要がある。しかし、一般的なソレノイド式の誘導加熱は、素材のキュリー点付近で加熱効率が急激に低下するため、誘導加熱のみでは無方向性電磁鋼板を再結晶させるのに十分な温度領域まで急速加熱することができない。そのため、急速加熱による集合組織改善効果が十分に得られなかったものと考えられる。
【００２４】
したがって、誘導加熱で急速加熱を行う場合には、誘導加熱の到達温度をできるだけ高めて加熱した後、続く輻射加熱を速やかに開始し、急速加熱を高温域まで継続させることによって、再結晶を促進することが無方向性電磁鋼板における集合組織制御のポイントであると考えられる。
【００２５】
次に、本発明の無方向性電磁鋼板（製品板）の成分組成について説明する。
Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ｃは、製品板において、磁気時効を起こして炭化物を形成し、鉄損を劣化させる有害元素である。そこで、上記磁気時効を抑制するため、Ｃは０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００３０ｍａｓｓ％以下の範囲である。
【００２６】
Ｓｉ：５．０ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、鋼の比抵抗を高めて、鉄損を低減する効果があるため、０．１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、５．０ｍａｓｓ％を超える添加は、鋼を硬質化し、圧延することを困難とするため、Ｓｉの上限は５．０ｍａｓｓ％とする。なお、Ｓｉは鉄損を低減するが、磁束密度も低下するため、磁束密度を重視する場合には、３．０ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
【００２７】
Ｍｎ：３．０ｍａｓｓ％以下
Ｍｎは、鋼の比抵抗を高めて鉄損を低減する効果があり、また、熱間脆性を防止する効果があるため、０．０５ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、３．０ｍａｓｓ％を超える添加は、炭窒化物が析出し、却って鉄損を悪化するため、Ｍｎの上限は３．０ｍａｓｓ％とする。なお、Ｓｉと同様、２．０ｍａｓｓ％を超える添加は、磁束密度の低下が大きくなるので、磁束密度を重視する場合は、２．０ｍａｓｓ％以下にするのが好ましい。
【００２８】
Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下
Ｐは、鋼の硬さ（打抜性）の調整に用いられる元素である。しかし、０．２ｍａｓｓ％を超えて添加すると、鋼が脆化し、圧延することが難しくなるため、Ｐの上限は０．２ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．１ｍａｓｓ％以下である。
【００２９】
Ａｌ：３．０ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様、鋼の比抵抗を高めて、鉄損を低減する効果がある。しかし、３．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、鋼が硬質化し、圧延が困難になるため、上限を３．０ｍａｓｓ％に制限する。
なお、Ａｌの含有量が０．０１〜０．１ｍａｓｓ％の範囲では、微細なＡｌＮが析出し、鉄損が悪化する。また、Ａｌを０．０１ｍａｓｓ％以下に低減すると、集合組織が改善され、磁束密度が向上する。したがって、鉄損より磁束密度を重視する場合には、Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。一方、磁束密度より鉄損を重視する場合には、Ａｌ：０．１〜３．０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは０．１〜２．０ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３０】
Ｎｉ：３．０ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、鋼の強度調整や磁束密度向上に有効な元素である。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、３．０ｍａｓｓ％を超える添加は原料コストの上昇を招くため、上限は３．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは１．０ｍａｓｓ％以下である。
【００３１】
Ｃｒ：５．０ｍａｓｓ％以下
Ｃｒは、鋼の比抵抗を高めて、鉄損を低減する効果がある。しかし、５．０ｍａｓｓ％を超える添加は、炭窒化物の析出を招き、却って鉄損を悪化させるため、Ｃｒの上限は５．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは２．０ｍａｓｓ％以下である。
【００３２】
Ｓ，Ｎ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＢおよびＯ：それぞれ０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｓ，Ｎ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＢおよびＯは、炭化物や窒化物、硫化物、硼化物、酸化物等の微細析出物を形成して、鉄損特性を劣化させる有害元素である。特に、上記元素の含有量が０．００５ｍａｓｓ％を超えると、上記の悪影響が顕著になる。よって、上記元素の上限は、それぞれ０．００５ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。なお、Ｔｉ，ＮｂおよびＢについては、窒素を固定のために意図的に添加してもよいが、その場合でも上記範囲内に収める必要がある。
【００３３】
本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分に加えてさらに、以下の成分を含有することができる。
Ｓｎ０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
ＳｎおよびＳｂは、再結晶集合組織を改善し、磁束密度と鉄損を改善する効果がある。上記効果を得るためには、それぞれ０．００５ｍａｓｓ％以上の添加が好ましい。しかし、０．２０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果が飽和する。よって、Ｓｎ，Ｓｂは、それぞれ０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。より好ましくは、それぞれ０．０１〜０．１ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３４】
Ｃａ：０．０００１〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．０００１〜０．０１０ｍａｓｓ％それぞれのうちから選ばれる１種または２種以上
Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭは、ＳやＳｅと安定な硫化物やセレン化物を形成して固定し、粒成長性を改善する効果がある。上記効果を得るためには、それぞれ０．０００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．０１０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、却って鉄損が劣化するため、上限は０．０１０ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくは、それぞれ０．００１０〜０．００５０ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３５】
次に、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
転炉−真空脱ガス処理等、通常公知の精錬プロセスで上記に説明した成分組成に調整した鋼を溶製した後、連続鋳造法等、通常公知の方法で鋼素材（スラブ）とする。
次いで、熱間圧延を行う。上記熱間圧延に先立つスラブの再加熱温度や、熱間圧延における仕上圧延終了温度、巻取温度等については特に制限しないが、磁気特性と生産性を確保する観点から、再加熱温度は１０００〜１２００℃、仕上圧延終了温度は７００〜９００℃、巻取温度は６００〜８００℃の範囲とするのが好ましい。
【００３６】
次いで、上記熱間圧延後の鋼板（熱延板）は、必要に応じて熱延板焼鈍を施した後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行い、最終板厚の冷延板とする。
ここで、本発明において重要なことは、本発明の効果を高めるためには、最終冷間圧延前の鋼板組織（最終冷延前組織）におけるフェライト粒径を７０μｍ以下とするのが好ましく、５０μｍ以下とするのがより好ましい、ということである。ここで、上記フェライト粒径は、鋼板の断面組織における板厚方向の粒径を切断法で求めた平均粒径である。
【００３７】
上記のように、最終冷延前の鋼板組織のフェライト粒径が７０μｍ以下の場合に、本発明の適用が好ましい理由について、発明者らは以下のように考えている。
仕上焼鈍において、｛１１１｝方位を有する再結晶粒は、最終冷延前の鋼板組織の粒界近傍から生成するため、最終冷延前組織のフェライト粒径が小さいと、冷延・再結晶後の組織中の｛１１１｝再結晶粒が多くなる。このため、急速加熱による｛１１１｝低減効果が顕著になるからであると考えられる。
【００３８】
ここで、最終冷延前のフェライト粒径を７０μｍ以下とするためには、熱延板焼鈍や中間焼鈍は省略することが好ましく、また、行う場合には、焼鈍温度をできるだけ低温化するのが好ましい。ただし、リジングを防止する観点から、最終冷延前鋼板の再結晶率は８０％以上とするのが好ましい。なお、熱延板焼鈍や中間焼鈍の低温度化もしくは省略は、製造コストの低減が図れるというメリットがある。
【００３９】
次いで、所定の最終板厚とした冷延板は、その後、仕上焼鈍を施すが、本発明では、上記仕上焼鈍の加熱を、誘導加熱で加熱した後、輻射加熱で加熱する２段加熱で行うことを必須の条件としている。
上記誘導加熱は、ソレノイド式とすることが好ましい。ソレノイド式は、加熱効率が高く、板幅方向の温度の均一性に優れるというメリットがあるからである。
【００４０】
次に、上記仕上焼鈍における誘導加熱条件について説明する。
上記の誘導加熱は、仕上焼鈍の加熱過程の前段で用いるが、本発明の効果を得るためには６００〜７００℃の平均昇温速度を５０℃／ｓｅｃ以上とする必要がある。より好ましい昇温速度は１００℃／ｓｅｃ以上である。昇温速度の上限は特に規定しないが、設備コストを抑える観点から１０００℃／ｓｅｃ以下とすることが好ましい。なお、６００℃未満の温度領域の平均昇温速度は特に規定しないが、生産性の観点から１℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。
【００４１】
なお、上記誘導加熱は、複数に分割して行ってもよい。また、誘導加熱の設備コストを削減するため、誘導加熱の前に輻射加熱で鋼板を予熱し、急速加熱温度範囲のみに適用してもよいが、この場合には、回復を防ぐ観点から、予熱温度の上限は５００℃以下とするのが好ましい。
【００４２】
ここで、本発明の効果を得るためには、誘導加熱の到達温度（終了温度）を７２０℃以上とする必要がある。好ましくは７３５℃以上である。なお、ソレノイド式の誘導加熱は、材料のキュリー点付近で加熱効率が急激に低下するため、キュリー温度付近では大出力で加熱できるように誘導加熱炉を設計しておくのが望ましい。誘導加熱の到達温度の上限は、特に制限しないが、設備コストを抑制する観点から、７８０℃程度とすることが望ましい。
【００４３】
次に、上記誘導加熱に続く輻射加熱条件について説明する。
上記の誘導加熱終了後は、輻射加熱で所定の均熱温度まで加熱を行うが、本発明の効果を得るためには、誘導加熱終了から輻射加熱開始までの時間を８ｓｅｃ以下とする必要がある。好ましくは５ｓｅｃ以下、さらに好ましくは３ｓｅｃ以下である。なお、誘導加熱設備を保護する観点から、高温の輻射加熱炉は、誘導加熱装置から離れて設置することが望ましく、そのためには、意図的に設備を設計しなければ、上記の条件を満たすことは難しい。
【００４４】
また、急速加熱による｛１１０｝方位粒や｛１００｝方位粒の再結晶を促進する観点からは、誘導加熱終了から輻射加熱開始までの間で鋼板温度を７００℃以下に低下させないことが好ましい。この条件は、本発明を適用する前に、焼鈍炉にダミーコイル等を通板して、誘導加熱炉と輻射加熱炉の間の炉壁温度を高めておくことで容易に満たすことができる。なお、輻射加熱による加熱速度は、再結晶を促進する観点から、５℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。この条件は、一般的な輻射加熱炉であれば容易に満たすことができる。
【００４５】
なお、本発明における「輻射加熱」とは、ラジアントチューブや電気ヒータなどの発熱体からの輻射で鋼板を加熱する方式のことを意味し、炉壁からの輻射のみで加熱するような加熱方式は除外する。ラジアントチューブや電気ヒータ等の発熱体を用いない加熱法を用いてもよいが、工業的な生産性を考えれば非現実的であるからである。
【００４６】
また、輻射加熱で加熱する均熱温度は、７４０〜１１００℃の範囲、均熱時間は１〜６００ｓｅｃの範囲とするのが好ましい。均熱温度が７４０℃未満では、良好な鉄損特性が得られず、また、均熱時間が１ｓｅｃ未満では、操業における均熱温度の管理が困難となる。一方、均熱温度が１１００℃を超えると、ピックアップが多発するようになり、また、均熱時間が６００ｓｅｃを超えると、生産性の低下を招くからである。
【００４７】
また、上記仕上焼鈍における雰囲気は、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、乾燥窒素雰囲気もしくはＰＨ２Ｏ／ＰＨ２が０．１以下の水素窒素混合雰囲気とするのが好適である。
【００４８】
上記仕上焼鈍後の鋼板は、その後、必要に応じて絶縁被膜をコーティングした後、製品板とする。上記絶縁被膜としては、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】
【００４９】
表１に示す各種成分組成を有する鋼スラブを、１１００℃で３０分間再加熱した後、仕上圧延終了温度を７６０℃とする熱間圧延して板厚２．２ｍｍの熱延板とし、６５０℃の温度で巻き取った。次いで、種々の均熱温度で３０ｓｅｃ間保持する熱延板焼鈍を施した後あるいは施さずに、酸洗し、冷間圧延して最終板厚０．５ｍｍの冷延板とした。なお、最終冷延前の鋼板の再結晶率は、全て１００％であった。
その後、ソレノイド式の誘導加熱炉とラジアントチューブ式の輻射加熱炉を組み合わせた連続焼鈍設備で９５０℃×１０ｓｅｃの仕上焼鈍を施した。上記の誘導加熱炉では、出力とライン速度を調整し、誘導加熱炉での到達温度と輻射加熱開始までの時間を調整した。なお、誘導加熱終了から輻射加熱開始までの温度低下は全て１０℃以内であった。また、誘導加熱炉の雰囲気は、乾燥窒素とし、続く輻射加熱炉の雰囲気は、ｖｏｌ％比でＨ２：Ｎ２＝２０：８０、露点：−４０℃（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２＝０．００１）とし、輻射加熱炉での均熱温度までの平均昇温速度は１８℃／ｓｅｃとした。その後、絶縁被膜を塗布して製品板とした。
【００５０】
斯くして得た製品板から２８０ｍｍ×３０ｍｍのエプスタイン試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｃ２５５０−１（２０１１）に準拠したエプスタイン試験で磁気特性（鉄損Ｗ１５／５０、磁束密度Ｂ５０）を測定し、その結果を表２に示した。
この結果から、同じ熱延板焼鈍条件で比較すると、本発明の製造方法で製造された鋼板は、いずれも優れた磁束密度と鉄損特性を有していることがわかる。特に、最終冷延前組織のフェライト粒径を７０μｍ以下とした場合には、磁束密度Ｂ５０の向上代が特に大きいことがわかる。
【００５１】
【表１】
0006406522.tif 000002
【００５２】
【表２】
0006406522.tif 000003
【図１】
0006406522.tif 000004
【図２】
0006406522.tif 000005
【図３】
0006406522.tif 000006