(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：４．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．０３〜３．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｅ：０．００１０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：５．０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３ｍａｓｓ％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、
上記誘導加熱で、６００〜７４０℃間を平均昇温速度５０℃／ｓｅｃ以上で加熱し、
上記冷間圧延における最終冷間圧延を、圧延機出側の鋼板温度を１８０℃以下として行う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】
上記輻射加熱後の均熱温度を９００〜１１００℃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】
上記冷間圧延における最終冷間圧延前の鋼板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１〜３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
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１〜４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、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、上記誘導加熱で、６００〜７４０℃間を平均昇温速度５０℃／ｓｅｃ以上で加熱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：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：４．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．０３〜３．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｅ：０．００１０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：５．０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３ｍａｓｓ％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、上記誘導加熱で、６００〜７４０℃間を平均昇温速度５０℃／ｓｅｃ以上で加熱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は、上記輻射加熱後の均熱温度を９００〜１１００℃と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は、上記冷間圧延における最終冷間圧延を鋼板温度を１８０℃以下として行うことを特徴とする。
【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のフェライト粒径を７０μｍ以下とすることを特徴とする。
【００１４】
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、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。
【００１５】
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。
【発明の効果】
【００１６】
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】
【００１７】
【図１】６００〜７４０℃間の昇温速度が磁束密度Ｂ５０に及ぼす影響を示したグラフである。
【図２】６００〜７４０℃間の昇温速度とＳｅ含有量が磁束密度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】
【００１８】
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：０．００２３ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．３０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１５ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．０００１ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０００５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１８ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１２ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０００４ｍａｓｓ％およびＯ：０．００１９ｍａｓｓ％を含有する鋼を実験室で溶解し、鋼塊とした後、熱間圧延して板厚２．２ｍｍの熱延板とした。この熱延板は、完全に再結晶しており、フェライト粒径は４０μｍであった。
【００１９】
次いで、上記熱延板を酸洗した後、冷間圧延時の鋼板温度（圧延機の出側温度）を１６０℃以下に制御して冷間圧延し、最終板厚０．３５ｍｍの冷延板とし、その後、９００℃×１０ｓｅｃの仕上焼鈍（再結晶焼鈍）を施した。上記仕上焼鈍では、室温から７４０℃までの加熱を誘導加熱で行い、室温〜６００℃間の平均昇温速度は２０℃／ｓｅｃ、６００〜７４０℃間の平均昇温速度は、出力を調整して２０〜４００℃／ｓｅｃの範囲で変化させた。また、上記誘導加熱終了後、引き続いて電気炉で輻射加熱を行い、輻射加熱開始温度から９００℃までは平均昇温速度１０℃／ｓｅｃで加熱した。なお、上記仕上焼鈍の雰囲気は、ｖｏｌ％比でＨ２：Ｎ２＝２０：８０、露点−２０℃（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２＝０．００６）とした。
【００２０】
斯くして得た仕上焼鈍板から、１８０ｍｍ×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。
【００２１】
図１は、６００〜７４０℃間の平均昇温速度が磁束密度Ｂ５０に及ぼす影響を示したものである。この図から、昇温速度を５０℃／ｓｅｃ以上にすることで磁束密度が向上することがわかる。また、上記測定後の試験片の集合組織を調べたところ、磁束密度が高いものは、｛１１１｝強度が低くなっていることがわかった。この結果から、磁気特性が向上した理由は、昇温速度を高めたことで｛１１１｝粒の再結晶が抑制されて、｛１１０｝粒、｛１００｝粒の再結晶が促進されたためであると考えられる。以上のことから、６００〜７４０℃間の平均昇温速度は５０℃／ｓｅｃ以上とすることとした。
【００２２】
しかしながら、上記の結果に基づいて、さらに続けて実験を行ったところ、磁気特性にバラツキがあることが判明した。その原因を調査するため、磁気特性の劣っていたサンプルの組織、析出物を調査したところ、粒界にＭｎＳｅが析出しており、粒成長性を阻害していることが推測された。
【００２３】
そこで、磁気特性に及ぼすＳｅ含有量の影響について調査するため、Ｃ：０．００２２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０６ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０００８ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１７ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１７ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０００６ｍａｓｓ％およびＯ：０．００２１ｍａｓｓ％を含有し、Ｓｅの添加量を０．０００１〜０．００２ｍａｓｓ％の範囲で変化させた鋼を実験室で溶解し、鋼塊とした後、熱間圧延して板厚２．３ｍｍの熱延板とした。この熱延板は完全に再結晶しており、フェライト粒径は３０μｍであった。
【００２４】
次いで、上記熱延板を酸洗した後、冷間圧延機出側の板温を１６０℃以下として０．３５ｍｍ厚まで圧延し、９２０℃×１０ｓｅｃの仕上焼鈍を施した。上記仕上焼鈍の７４０℃までの加熱は誘導加熱装置で行い、室温〜６００℃までの平均昇温速度は２０℃／ｓｅｃとし、６００〜７４０℃間の平均昇温速度は、出力を調整して２０℃／ｓｅｃと２００℃／ｓｅｃの２水準に変化させた。続く７４０℃以上の加熱は電気炉で行い、７４０℃から９２０℃間の平均昇温速度は１０℃／ｓｅｃとした。なお、上記仕上焼鈍時の雰囲気は、ｖｏｌ％比でＨ２：Ｎ２＝２０：８０、露点−２０℃（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２＝０．００６）とした。
【００２５】
斯くして得た仕上焼鈍板から、１８０ｍｍ×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。
【００２６】
図２に、磁束密度Ｂ５０に及ぼす昇温速度とＳｅ含有量の影響を示した。この図から、６００〜７４０℃間の平均昇温速度が２００℃／ｓｅｃで、かつ、Ｓｅ含有量が０．００１０ｍａｓｓ％以下の領域で磁束密度が向上している、すなわち、急速加熱の磁束密度向上効果はＳｅが０．００１０ｍａｓｓ％以下で得られることがわかる。
この理由については、十分に明らかとなっていないが、以下のように考えている。
誘導加熱では、７００℃以上における加熱効率が低下することから、この温度域での昇温速度は、直接通電加熱と比較して小さくなる。そのため、７００℃以上の温度域で、Ｓｅ系析出物が粒界に析出し易くなり、この析出物がその後の輻射加熱時の粒成長性を阻害したため、磁気特性に好ましい方位の｛１００｝、｛１１０｝粒の粒成長が抑制され、磁束密度向上効果が得られなかったものと考えられる。
以上のことから、誘導加熱で急速加熱を行う場合は、Ｓｅを極力低減することが重要であることが判明した。
本発明は、上記の知見に基き、開発したものである。
【００２７】
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、０．０００１〜０．００４０ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２８】
Ｓｉ：４．０ｍａｓｓ％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ため、１．０ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、４．０ｍａｓｓ％を超える添加は、圧延を困難とするため、上限は４．０ｍａｓｓ％とする。なお、製造性を重視する観点からは、３．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。また、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％以下が好ましく、さらに好ましくは２．０ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
【００２９】
Ｍｎ：０．０３〜３．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、Ｓを固定して熱間脆性を防止する効果のほか、鋼の比抵抗を高めて鉄損を低減する効果がある。上記効果を得るためには０．０３ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、３．０ｍａｓｓ％を超えると、磁束密度の低下が顕著になる。よって、Ｍｎは０．０３〜３．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０５〜１．０ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３０】
Ｐ：０．１ｍａｓｓ％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、０．１ｍａｓｓ％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０．１ｍａｓｓ％とする。好ましくは、０．０８ｍａｓｓ％以下である。
【００３１】
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。上記効果は、０．０１ｍａｓｓ％以上の添加で顕著となるので、０．０１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、３．０ｍａｓｓ％を超えると、鋼が硬質化し、圧延が困難となるため、上限は３．０ｍａｓｓ％に制限する。好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以下である。
【００３２】
Ｎｉ：３．０ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、鋼の強度調整や磁束密度の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。
【００３３】
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。
【００３４】
Ｔｉ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３ｍａｓｓ％以下
ＴｉおよびＮｂは、炭窒化物の微細析出物となって析出し、鉄損を増加させる有害元素であり、いずれの元素も０．００３ｍａｓｓ％を超えると、この悪影響が顕著になる。そこで、これらの元素は、それぞれ上限を０．００３ｍａｓｓ％に制限する。なお、ＴｉおよびＮｂ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。
【００３５】
Ｓｅ：０．００１０ｍａｓｓ％以下
Ｓｅは、前述したように、ＭｎＳｅを形成して粒界に析出し、急速加熱する仕上焼鈍時の粒成長性を阻害する有害元素であることから、上限を０．００１０ｍａｓｓ％に制限する。好ましくは、０．０００５ｍａｓｓ％以下である。
【００３６】
Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下およびＯ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｓ，ＮおよびＯは、硫化物や窒化物、酸化物等の微細析出物を形成して、鉄損を悪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、悪影響が顕著になるため、それぞれ、上限を０．００５ｍａｓｓ％とする。好ましくはそれぞれ０．００３ｍａｓｓ％以下である。
【００３７】
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。
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
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０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３８】
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
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０．００１〜０．００５ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３９】
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、連続鋳造法等の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。
【００４０】
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。
【００４１】
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、仕上焼鈍での粒成長時に、｛１００｝粒が｛１１１｝粒を蚕食しやすくなり、結果的に急速加熱による｛１１１｝低減効果が顕著になるからであると考えられる。
【００４２】
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を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や省略は、製造コストの低減が図れるというメリットもある。
【００４３】
また、上記１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おける最終冷間圧延は、冷間圧延機出側の鋼板温度を１８０℃以下として行うことが好ましい。より好ましくは１６０℃以下である。この理由は、以下のとおりである。
冷間圧延時の温度を高めた温間圧延を行うことで、再結晶焼鈍において、｛１００｝粒が発達することが一般に知られているが、冷間圧延時の温度が低い場合は、再結晶焼鈍において、相対的に｛１１１｝粒が発達するため、通常の仕上焼鈍で行われているような昇温速度が遅い場合には、再結晶後に｛１１１｝粒が優先的に発達する。しかし、再結晶完了までの昇温速度を高めることで、｛１１１｝粒の再結晶が抑制され、再結晶粒の中の｛１１０｝粒や｛１００｝粒の比率が増加する。この｛１１０｝粒や｛１００｝粒が、その後の均熱時に｛１１１｝粒を蚕食し、優先的に粒成長することで、磁束密度が向上する。
【００４４】
一方、冷間圧延時の温度を高めた場合においても、昇温速度を高めることで、｛１１０｝粒や｛１００｝粒が再結晶し易くなる。しかし、冷間圧延時の温度が高いため、圧延温度が低い場合と比較すると、再結晶後に発生する｛１１１｝粒の比率が少なくなるため、その後の均熱過程において、｛１１０｝粒や｛１００｝粒が蚕食する｛１１１｝粒の割合が少なくなり、磁束密度の向上が認められなくなる。
以上のことより、冷間圧延時の温度（冷間圧延機出側の鋼板温度）を１８０℃以下にした場合に、仕上焼鈍時に急速加熱を適用することの効果が享受できる。
【００４５】
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。
【００４６】
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６００〜７４０℃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１０℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。また、誘導加熱による加熱の到達温度（終了温度）の上限は、設備コストを抑制する観点から、７８０℃以下とするのが望ましい。
【００４７】
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。
【００４８】
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。誘導加熱終了から輻射加熱開始までの時間は特に制限されないが、生産性の観点から１０ｓｅｃ以下とするのが好ましい。より好ましくは５ｓｅｃ以下、さらに好ましい範囲は３ｓｅｃ以下である。
【００４９】
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。
【００５０】
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。
【００５１】
また、輻射加熱で加熱した後の均熱温度は、９００〜１１００℃の範囲とするのが好ましい。均熱温度が９００℃未満では、粒成長が難しく、一方、均熱温度が１１００℃を超えると、磁気特性に有害な方位粒が発生するおそれがあるからである。なお、均熱時間については、均熱温度と同様の観点から、１〜６０ｓｅｃの範囲とするのが好ましい。
【００５２】
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。
【００５３】
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】
【００５４】
表１に示す各種成分組成を有する鋼スラブを１１００℃で２０分間再加熱した後、仕上圧延終了温度を７５０℃とする熱間圧延して板厚２．５ｍｍの熱延板とし、６３０℃の温度で巻き取った。次いで、種々の温度で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、冷間圧延して表２に示す最終板厚の冷延板とした。この際、最終冷間圧延の出側温度を８０〜２４０℃の範囲で種々に変化させた。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て加熱する連続焼鈍設備で、表２に示す均熱温度の仕上焼鈍を施した。この際、上記仕上焼鈍の加熱は、６００〜７４０℃間を誘導加熱で平均昇温速度を種々に変化させて加熱し、それ以外の領域は、ラジアントチューブによる輻射加熱で行った。
なお、輻射加熱炉による均熱温度までの平均昇温速度は１８℃／ｓｅｃとした。また、誘導加熱終了から輻射加熱開始までの時間はすべて３ｓｅｃ以内、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℃以内とした。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）とした。その後、絶縁被膜を塗布して製品板とした。
【００５５】
【表１】
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【００５６】
斯くして得た製品板から１８０ｍｍ×３０ｍｍのエプスタイン試験片をＬ，Ｃ方向から採取し、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。
表２から、本発明に適合する条件で製造した鋼板は、いずれも優れた磁気特性を有していることがわかる。特に、冷延前組織のフェライト粒径を７０μｍ以下とし、冷間圧延時の鋼板温度を１８０℃以下とした場合には、磁束密度Ｂ５０が大きく向上していることがわかる。
【００５７】
【表２−１】
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【００５８】
【表２−２】
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【図１】
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【図２】
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