(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．３〜１．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｏ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．００２ｍａｓｓ％以下、Ｃａ：０．００２〜０．０１ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる無方向性電磁鋼板。
【請求項２】
上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％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。
【請求項３】
Ｃ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．３〜１．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｏ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．００２ｍａｓｓ％以下、Ｃａ：０．００２〜０．０１ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるとともに、α−γ変態を有する鋼スラブを１１８０〜１３００℃に加熱後、仕上圧延終了温度を（Ａｒ１変態点−５０℃）〜Ａｒ１変態点とする熱間圧延し、冷間圧延し、７００〜８５０℃の温度で仕上焼鈍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４】
上記鋼スラブの加熱温度は、Ａｌ含有量との間で下記式；
ＳＴ≦（Ａｌ＋３．２５）／０．００３
ここで、ＳＴ：スラブ加熱温度（℃）、Ａｌ：Ａｌ含有量（ｍａｓｓ％）
を満たすことを特徴とする請求項３に記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関し、特に、磁束密度が高く、歪取焼鈍における粒成長性に優れる無方向性電磁鋼板とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
無方向性電磁鋼板は、電気機器のモーターやトランス等の鉄心材料として幅広く用いられている。しかし、この無方向性電磁鋼板には、近年における世界的な省エネルギー指向を背景にして、さらなる高磁束密度化、低鉄損化、低コスト化が求められている。
【０００３】
無方向性電磁鋼板を高磁束密度化する方法としては、熱間圧延後の鋼板に熱延板焼鈍を施して集合組織を改善する方法が挙げられる。熱延板焼鈍を施して、冷延前の粒径を粗大化させておくことにより、冷延後の再結晶焼鈍において、磁気特性に有利な｛１１０｝再結晶粒の形成を促進し、磁気特性に不利な｛１１１｝再結晶粒の形成を抑制することができるからである。
【０００４】
しかし、熱延板焼鈍を行うことは、製造コストの上昇を招くため、低合金系の無方向性電磁鋼板（以下、「低級鋼」とも称する）では、生産コストを削減するため、熱延板焼鈍が省略されるのが普通である。
【０００５】
そこで、熱延板焼鈍を施すことなく集合組織を改善する方法が提案されている。例えば、特許文献１には、熱間圧延の仕上圧延終了温度を９５０℃以上とすると共に、圧延後１〜７秒間無注水とし、その後、注水冷却して７００℃以下の温度で巻き取る無方向性電磁鋼板の製造方法が提案されている。
【特許文献１】特開２００４−１６９１４１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献１に開示されている方法は、高合金系の無方向性電磁鋼板（以下、「高級鋼」とも称する）を対象とした技術であり、これを低級鋼にそのまま適用した場合には、次のような問題が発生する。
【０００７】
低合金系の低級鋼は、α−γ変態を有するのが一般的であり、斯かる低級鋼では、熱延圧延におけるパススケジュールの変動により形状が悪化しやすいため、仕上圧延終了温度の高温化と形状制御とを両立させた最適パススケジュールを見出すのは容易ではない。そのため、熱延を開始する温度、すなわちスラブ加熱温度を高温化し、熱延の仕上圧延終了温度を上昇させざるを得ないのが現状である。しかしながら、スラブ加熱温度を高温化した場合には、ＭｎＳやＡｌＮ等の析出物が固溶し、その後の熱間圧延中に微細な析出物として析出し、結晶粒の成長を阻害する原因となる。
【０００８】
この点、高級鋼においては、約９００℃以上の高温で再結晶焼鈍（冷延後の仕上焼鈍）を行い、結晶粒を粗大化するため、これらの微細析出物の悪影響は比較的小さくすることができる。しかし、低級鋼では、８００℃前後の低温で再結晶焼鈍を行うため、結晶粒成長は、微細析出物の影響を受け易い。特に、歪取焼鈍を行う場合には、粒成長は著しく阻害される。
【０００９】
従って、熱延板焼鈍を行わない低級鋼の製造方法では、スラブ加熱温度の高温化によって熱延の仕上圧延終了温度を高温化することは、粒成長性を著しく損なうことになる。その結果、高磁束密度を得る手段にはなり得ても、鉄損の劣化、特に歪取焼鈍後の鉄損の劣化を招くという問題があった。ここで、上記歪取焼鈍とは、電磁鋼板を打抜加工し、コアやトランス等に組み立てた後に行われる焼鈍のことを指し、一般に、７５０℃×２時間程度の条件で行うのが普通である。この焼鈍の目的は、加工歪を除去することにあるが、粒径の小さい低級鋼では、歪取焼鈍によって粒成長させ、鉄損低減を図る目的もある。鉄損が最小となる粒径は１００〜１５０μｍとされているが、通常、歪取焼鈍後の低級鋼の粒径は１００μｍを超えることはない。したがって、本発明において、歪取焼鈍における粒成長に優れることは、歪取焼鈍後の鉄損特性に優れる（同一成分組成で比較したときに、鉄損が低くなる）ことを意味する。
【００１０】
そこで、本発明の目的は、熱延板焼鈍を行うことのない低級鋼においても、磁束密度が高く、かつ、歪取焼鈍における粒成長性に優れる無方向性電磁鋼板とそ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】
【００１１】
発明者らは、熱延板焼鈍を行うことなく、粒成長性、特に歪取焼鈍における粒成長性を改善する方法について検討を重ねた。その結果、素材の鋼スラブの成分組成を適正化すると共に、熱間圧延および仕上焼鈍における温度条件を適正化することが重要であることを見出し、本発明を完成させた。
【００１２】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．３〜１．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｏ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．００２ｍａｓｓ％以下、Ｃａ：０．００２〜０．０１ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる無方向性電磁鋼板である。
【００１３】
本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％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。
【００１４】
また、本発明は、Ｃ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．３〜１．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｏ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．００２ｍａｓｓ％以下、Ｃａ：０．００２〜０．０１ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるとともに、α−γ変態を有する鋼スラブを１１８０〜１３００℃に加熱後、仕上圧延終了温度を（Ａｒ１変態点−５０℃〜Ａｒ１変態点とする熱間圧延し、冷間圧延し、７００〜８５０℃の温度で仕上焼鈍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。
【００１５】
本発明の製造方法における上記鋼スラブの加熱温度は、Ａｌ含有量との間で下記式；
ＳＴ≦Ａｌ／０．００３＋３．２５
ここで、ＳＴ：スラブ加熱温度（℃）、Ａｌ：Ａｌ含有量（ｍａｓｓ％）
を満たすことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、低合金系の無方向性電磁鋼板においても、熱延板焼鈍を行うことなく、磁束密度が高く、かつ、歪取焼鈍における粒成長性に優れる（歪取焼鈍後の鉄損が低い）無方向性電磁鋼板を提供することが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
本発明を開発する契機となった実験について説明する。
＜実験１＞
Ｃ：０．００２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．６ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．３ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０８ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２ｍａｓｓ％、Ｏ：０．００３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．００１ｍａｓｓ％以下を含有し、残部が実質的にＦｅからなる鋼を実験室的に溶解し、鋳造して鋳塊とし、次いで、この鋳塊を１１００〜１３００℃の種々の温度に１時間加熱してから、仕上圧延終了温度を８５０℃とする熱間圧延し、板厚が２．４ｍｍの熱延板とした。この熱延板を冷間圧延して板厚０．５ｍｍの冷延板とし、１０ｖｏｌ％Ｈ２−９０ｖｏｌ％Ｎ２雰囲気中で７５０℃×３０秒の仕上焼鈍を行った。次いで、得られた冷延焼鈍板をエプスタイン試験片に加工し、Ａｒガス雰囲気中で７５０℃×２時間の歪取焼鈍を施した。この歪取焼鈍の前後において、試験片の圧延方向断面の円相当粒径を、光学顕微鏡を用いて測定した。
【００１８】
図１は、上記粒径の測定結果を、鋳塊加熱温度（「スラブ加熱温度」に相当）との関係において示したものである。ここで、歪取焼鈍前の粒径は、全て、１８〜２０μｍの範囲であった。図１から、スラブ加熱温度を１１８０℃以上にした場合には、歪取焼鈍中の粒成長が阻害され、粒径が粗大化しないことがわかった。
【００１９】
＜実験２＞
Ｃ：０．００２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．６ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．３５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０８ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２ｍａｓｓ％、Ｏ：０．００３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．００１ｍａｓｓ％以下を含有し、ＭｎおよびＣａの含有量を、表１に示したように調整した鋼Ａ〜Ｄを実験室的に溶解して得た鋳塊を、同じく表１に示した温度に１時間加熱保持してから、同表に示した仕上圧延終了温度の熱間圧延し、板厚２．４ｍｍの熱延板とした。この際、熱間圧延における仕上圧延終了温度が（Ａｒ１変態点−１０℃）程度となるよう、加熱温度を設定した。その後、上記熱延板を冷間圧延して板厚０．５ｍｍの冷延板とし、１０ｖｏｌ％Ｈ２−９０ｖｏｌ％Ｎ２雰囲気中で７５０℃×３０秒の仕上焼鈍を行い、冷延焼鈍板とした。この冷延焼鈍板をエプスタイン試験片に加工し、磁束密度Ｂ５０の測定を行った。その後、Ａｒガス雰囲気中で７５０℃×２時間の歪取焼鈍を施し、歪取焼鈍前後において、試験片の圧延方向断面の粒径を、光学顕微鏡を用いて測定した。
【００２０】
【表１】
0004586741.tif 000002
【００２１】
上記測定の結果は、表１中に併記したように、Ｍｎ含有量が高い鋼ＡおよびＢのＢ５０は低く、Ｍｎ含有量の低い鋼ＣおよびＤのＢ５０は高い結果となった。鋼ＡおよびＢのＢ５０が低い理由は、Ｍｎ含有量が高いこれら鋼のＡｒ１変態点は低いため、熱延での仕上圧延終了温度を（Ａｒ１変態点−１０℃）に設定した場合には、仕上圧延終了温度が低く成り過ぎるためと考えられる。一方、鋼Ｃで、非常に高いＢ５０が得られた理由は、Ｍｎの低減によってＡｒ１変態点が高くなり、仕上圧延終了温度を高温化できたことと、Ｍｎ低減によって飽和磁束密度が上昇したことによるものと考えられる。ただし、スラブ加熱温度が高温であったため、微細析出物の影響で、歪取焼鈍後の粒径は非常に小さかった。これに対し、鋼Ｄは、Ｂ５０が非常に高く、歪取焼鈍後の粒径も粗大であった。これは上述した低Ｍｎ化の効果に加えてさらに、Ｓを固溶温度の高いＣａＳとして固定し、粗大化させたことにより、歪取焼鈍における粒成長が促進されたためと考えられる。以上の結果から、熱延の仕上圧延終了温度を上げるためにスラブ加熱温度を高温化する場合には、Ｍｎを低減することとＣａを添加することが非常に有効であることが明らかとなった。
【００２２】
＜実験３＞
Ｃ：０．００２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．６ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０１ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０５〜０．９ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０８ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２ｍａｓｓ％、Ｏ：０．００３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．００１ｍａｓｓ％以下、Ｃａ：０．００３ｍａｓｓ％を含有する鋼Ｅと、Ｃ：０．００２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．６ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２８ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０５〜０．９ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０８ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２ｍａｓｓ％、Ｏ：０．００３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．００１ｍａｓｓ％以下、Ｃａ：０．００１ｍａｓｓ％以下を含有する鋼Ｆを実験室的に溶解し、鋳造して鋳塊とし、この鋳塊を１２１０℃で１時間保熱後、熱間圧延して板厚２．４ｍｍの熱延板とした。この際、仕上圧延終了温度は（Ａｒ１変態点−１０℃）を目標とした。次いで、この熱延板を冷間圧延して板厚０．５ｍｍの冷延板としてから、１０ｖｏｌ％Ｈ２−９０ｖｏｌ％Ｎ２雰囲気中で７５０℃×３０秒の仕上焼鈍を施し、得られた冷延焼鈍板をエプスタイン試験片に加工し、Ａｒガス雰囲気中で７５０℃×２時間の歪取焼鈍し、歪取焼鈍前後において粒径を測定した。
【００２３】
結果を図２に示した。ここで、歪取焼鈍前の粒径は、いずれも１８〜２０μｍの範囲であった。鋼Ｅは、Ａｌを添加することにより、歪取焼鈍後の結晶粒径が粗大化しているのに対して、鋼Ｆは、Ａｌ添加による結晶粒の粗大化がほとんど認められない。鋼Ｅでのみ結晶粒径が粗大化した理由は、Ａｌ添加量が多い場合には、ＡｌＮの固溶温度が上昇してスラブ加熱の際にＡｌＮが固溶し難くなり、固溶・再析出による微細ＡｌＮの生成を抑制するからであると考えられる。これに対して、鋼ＦではＭｎ量が高く、Ｃａ量が少ないために生じたＭｎＳの析出により粒成長が阻害され、上記のＡｌ添加の効果が発現しなかったものと考えられる。以上の結果より、歪取焼鈍による結晶粒の成長を促進し、より低鉄損化を図るためには、Ｍｎの低減、Ｃａの添加に加えてさらに、Ａｌを多量に添加するのが望ましいことが判明した。
【００２４】
＜実験４＞
発明者らは、さらに、Ａｌ含有量とスラブ加熱温度が歪取焼鈍後の粒径に及ぼす影響を調べるため、実験３で用いた鋼Ｅを１１８０〜１３００℃の間の各種加熱温度で１時間保熱後、目標仕上圧延終了温度を（Ａｒ１変態点−１０℃）とする熱間圧延を行い、板厚２．４ｍｍの熱延板とした。次いで、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延し、１０ｖｏｌ％Ｈ２−９０ｖｏｌ％Ｎ２雰囲気中で７５０℃×３０秒の仕上焼鈍を施し、得られた冷延焼鈍板をエプスタイン試験片に加工し、その後、Ａｒガス雰囲気中で７５０℃×２時間の歪取焼鈍を施し、歪取焼鈍前後において粒径を測定した。
【００２５】
上記測定結果を図３に示す。ここで、歪取焼鈍前の粒径は、いずれも１８〜２０μｍの範囲であった。同図から、歪取焼鈍後の粒径の粗大化を図るには、スラブ加熱温度の高温化に合わせて、Ａｌの含有量を増やすこと有効である、逆に言えば、スラブ加熱温度は、Ａｌを添加することにより高めることができる。具体的には、スラブ加熱温度は、Ａｌ含有量との間で下記式；
ＳＴ≦（Ａｌ＋３．２５）／０．００３
ここで、ＳＴ：スラブ加熱温度（℃）、Ａｌ：Ａｌ含有量（ｍａｓｓ％）
を満たすことが好ましいことがわかった。
本発明は、上記実験により得られた知見に基き開発したものである。
【００２６】
次に、本発明の無方向性電磁鋼板の成分組成を限定する理由について説明する。
Ｃ：０．００３ｍａｓｓ％以下
Ｃは、製品鋼板中に含まれる量が０．００３ｍａｓｓ％を超えると、磁気時効を起こして、鉄損が増加する。また、Ｃは、Ａ１変態点を下げる効果もあるので、できるだけ低減することが望ましい。そこで、本発明の無方向性鋼板は、Ｃ含有量を０．００３ｍａｓｓ％以下とする。
【００２７】
Ｓｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼板の比抵抗を高めて渦電流損を低減する効果がある。また、Ａ１変態点を上げる効果もある。これらの効果を得るためには、Ｓｉは、少なくとも０．０５ｍａｓｓ％の添加が必要である。一方、１．０ｍａｓｓ％を超えると、磁束密度が低下し、リジングが発生し易くなる。よって、Ｓｉ含有量は、０．０５〜１．０ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２８】
Ｍｎ：０．１ｍａｓｓ％以下
Ｍｎは、Ａ１変態点を下げる効果があり、飽和磁束密度の低下させる有害元素でもある。これらの悪影響は、０．１ｍａｓｓ％を超えると大きくなるため、上限を０．０１ｍａｓｓ％とする。ただし、Ｍｎは、Ｆｅよりも酸化し難い元素であり、製鋼プロセスで過度に除去するのはコストの増加を伴う。したがって、０．０５ｍａｓｓ％以上の含有量とすることが、コストの面からは好ましい。
【００２９】
Ａｌ：０．３〜１．０ｍａｓｓ％
Ａｌは、窒化物を形成する元素であるが、０．３ｍａｓｓ％以上含有させることで、熱延中の冷却段階で、各種窒化物が微細に析出するのを抑制し、焼鈍、特に歪取焼鈍における粒成長を促進する効果がある。また、比抵抗を高めて渦電流損を低減する効果や、Ａ１変態点を上げる効果もある。しかし、１．０ｍａｓｓ％を超えると、磁束密度が低下し、リジングが発生し易くなるなどのデメリットが大きくなる。よって、Ａｌは０．３〜１．０ｍａｓｓ％の範囲で添加する。
【００３０】
Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下
Ｐは、鋼板の硬さを高めて、打抜加工におけるだれやかえりの発生を防止する目的で添加する元素である。しかし、０．２ｍａｓｓ％を超えると、加工性自体が低下する。よって、Ｐの含有量は０．２ｍａｓｓ％以下とする。
【００３１】
Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｓは、ＭｎやＣｕ等と硫化物を形成して析出し、焼鈍時、特に歪取焼鈍における粒成長性を阻害する元素であるので、できる限り低減することが望ましい。特に、含有量が０．００５ｍａｓｓ％を超えると、この影響が無視できなくなるため、Ｓの含有量は０．００５ｍａｓｓ％以下とする。
【００３２】
Ｎ：０．００３ｍａｓｓ％以下
Ｎは、ＡｌやＴｉ，Ｖ等と窒化物を形成して析出し、焼鈍、特に歪取焼鈍における粒成長を妨げる元素であり、できる限り低減することが望ましい。特に、含有量が０．００３ｍａｓｓ％を超えると、この影響が無視できなくなるため、Ｎの含有量は０．００３ｍａｓｓ％以下とする。
【００３３】
Ｏ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｏは、酸化物を形成して、粒成長を妨げる元素であり、できる限り低減することが望ましい。特に、含有量が０．００５ｍａｓｓ％を超えると、この効果が大きくなるので、Ｏの含有量は０．００５ｍａｓｓ％以下とする。
【００３４】
Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％以下
Ｔｉは、強力な炭窒化物形成元素である。炭窒化物は、焼鈍、特に歪取焼鈍における粒成長を阻害するとともに、磁気特性に有害な再結晶集合組織を成長させる有害元素である。Ｔｉ含有量が０．００１ｍａｓｓ％を超えると、この悪影響が無視できなくなるため、特に歪取焼鈍中における粒成長を期待する低級鋼の場合、Ｔｉの含有量は０．００１ｍａｓｓ％以下とする必要がある。
【００３５】
Ｖ：０．００２ｍａｓｓ％以下
Ｖは、窒化物を形成して析出し、焼鈍、特に歪取焼鈍における粒成長を妨げる元素であり、可能な限り低減することが望ましい。特に含有量が０．００２ｍａｓｓ％を超えると、この悪影響が大きくなるため、Ｖの含有量は０．００２ｍａｓｓ％以下とする。
【００３６】
Ｃａ：０．００２〜０．０１ｍａｓｓ％
Ｃａは、鋼中のＳをＣａＳとして粗大析出させ、無害化するために添加する。ＣａＳは、非常に固溶温度が高い析出物であるため、スラブを高温加熱しても、硫化物が固溶し、後工程で微細に析出するのを防止できる。この効果を得るためには、０．００２ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、０．０１ｍａｓｓ％以上添加した場合には、ＣａＯ等の介在物が増加して鉄損を増加させる。よって、Ｃａの含有量は０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００３７】
Ｓｎ、Ｓｂ：いずれか１種以上を０．００５〜１．０ｍａｓｓ％
本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分に加えてさらに、集合組織の改善や焼鈍時の酸化、窒化を防止するために、ＳｎやＳｂを添加してもよい。どちらの元素も、０．００５ｍａｓｓ％以下では上記効果が薄く、１．０ｍａｓｓ％超えではその効果が飽和するため、含有量はそれぞれ０．００５〜１．０ｍａｓｓ％の範囲が好ましい。なお、これらの元素は、単独添加してもあるいは複合添加してもよい。
【００３８】
本発明において、無方向性電磁鋼板の素材として用いる鋼スラブは、上記成分組成条件を満たすことに加えてさらに、熱間圧延中にα−γ変態を起こさせてリジングを防止するため、α−γ変態点を有することが必要である。上記γは、必ずしもγ単相である必要はなく、α＋γ２相であってもよい。熱間圧延中にα−γ変態が起こらない場合には、熱延板焼鈍を用いることなくリジングを完全に防止することは難しい。なお、熱延仕上圧延終了温度を高温とする必要があることから、Ａｒ１変態点は９５０℃以上であることが望ましい。
【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。
上述した成分組成を有する鋼は、転炉および真空脱ガス装置等を用いて通常公知の方法で溶製し、鋳造して分塊圧延して鋼スラブとするかあるいは連続鋳造して鋼スラブとするのが好ましい。
【００４０】
スラブ加熱温度：１１８０〜１３００℃
熱間圧延に先立って行うスラブの加熱方法は、特に限定されるものではなく、公知の方式を適用することができる。ただし、スラブ加熱温度は、１１８０〜１３００℃とする必要がある。加熱温度が１１８０℃未満では、通常公知の手法を用いた場合、微細析出物が粒成長性に及ぼす悪影響はそれほど深刻でない。一方、加熱温度を１３００℃以下とする理由は、エネルギーコストの面で好ましくないからである。
【００４１】
ただし、Ａｌの添加量が少ない場合には、高温でスラブ加熱すると、熱延の冷却過程において窒化物が微細析出しやすくなり、焼鈍、特に歪取焼鈍での粒成長を阻害する。したがって、鉄損を低減するためには、Ａｌの含有量に応じてスラブ加熱温度を、下記式；
ＳＴ≦Ａｌ／０．００３＋３．２５
ここで、ＳＴ：スラブ加熱温度（℃）、Ａｌ：Ａｌ含有量（ｍａｓｓ％）
を満たすよう制御することが好ましい。
【００４２】
熱間圧延
スラブ加熱後の粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延の方法は、通常公知の方法を適用できるが、仕上圧延の圧延終了温度は、（Ａｒ１変態点−５０℃）〜Ａｒ１変態点の間とする必要がある。Ａｒ１変態点以下とする理由は、最終パスをＡｒ１変態点超えで行った場合には、熱延終了後にγ−α変態が起こるため、結晶粒の微細化を招くためである。一方、（Ａｒ１変態点−５０℃）以上とする理由は、熱延後における粒成長を促進するためである。
【００４３】
冷間圧延および仕上焼鈍
熱間圧延に続く冷間圧延は、通常公知の方法を適用することができるが、冷延後の仕上焼鈍は、７００〜８５０℃で５秒〜５分の連続焼鈍とする必要がある。結晶粒径をある程度小さくすることにより、良好な加工性を確保するためである。また、８５０℃以上の高温で仕上焼鈍を行った場合には、粒径が大きくなり過ぎるため、歪取焼鈍中の結晶粒成長はほとんど起こらず、本発明の効果を奏することができない。
【実施例】
【００４４】
転炉で溶製した溶鋼を真空脱ガス処理し、表２に示した成分組成に調整後、連続鋳造して鋼スラブとし、次いで、この鋼スラブを、同表に示した温度に加熱後、同表に示した仕上温度で熱間圧延し、厚さが２．４ｍｍの熱延板とした。その後、該熱延板を０．５ｍｍまで冷間圧延し、１０ｖｏｌ％Ｈ２−９０ｖｏｌ％Ｎ２雰囲気中で７５０℃×３０秒間の仕上焼鈍を行った。得られた冷延焼鈍板をエプスタイン試験片に加工し、磁気測定を行った。その後、Ａｒガス雰囲気中で７５０℃×２時間の歪取焼鈍を施してから、粒径測定を行った。
【００４５】
上記測定の結果を、表２に併記して示した。表２から、成分組成および製造条件が本発明の範囲に制御されたＮｏ．１，６および７の鋼板は、高い磁束密度と、歪取焼鈍後の粒径粗大化が両立していた。これに対し、成分組成もしくは製造条件が本発明の範囲から外れたＮｏ．２〜５、８〜１４の鋼板では、高い磁束密度と歪取焼鈍後の粒径粗大化を両立させることができなかった。
【００４６】
【表２】
0004586741.tif 000003
【図面の簡単な説明】
【００４７】
【図１】スラブ加熱温度が、歪取焼鈍後の粒径に及ぼす影響を示すグラフである。
【図２】Ａｌ含有量が、歪取焼鈍後の粒径に及ぼす影響を示すグラフである。
【図３】Ａｌ含有量およびスラブ加熱温度が、歪取焼鈍後の粒径に及ぼす影響を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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