(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.005 mass％以下、
Si：1.0 〜4.0 mass％および
Mn：0.05〜1.0 mass％
を含み、かつAlを0.02mass％以下に低減し、さらにＳ，Ｎ，Ｏについてはそれぞれ 30ppm以下に抑制した組成になる無方向性電磁鋼板用のスラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、ついで最終仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに当たり、
最終の冷間圧延工程において、最終パスを除く少なくとも１パスを圧延温度が100〜300℃の温間圧延とし、一方最終パスについては圧下率が10〜30％でかつ圧延温度が 100℃以下の冷間圧延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】
Ｃ：0.005 mass％以下、
Si：1.0 〜4.0 mass％および
Mn：0.05〜1.0 mass％
を含み、かつAlを0.02mass％以下に低減し、さらにＳ，Ｎ，Ｏについてはそれぞれ 30ppm以下に抑制した組成になる無方向性電磁鋼板用のスラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、ついで最終仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに当たり、
最終の冷間圧延工程において、少なくとも１パスを圧延温度が 100〜300 ℃の温間圧延とし、その際、圧延機ワークロールの直径Ｒと圧延温度Ｔについて下記式(1) の関係を満足させることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
記
0.417 Ｒ＋50≦Ｔ≦0.167 Ｒ＋237           --- (1)
ただし、Ｒ：圧延機ワークロール直径 (mm)
Ｔ：温間圧延温度（℃）
【請求項３】
Ｃ：0.005 mass％以下、
Si：1.0 〜4.0 mass％および
Mn：0.05〜1.0 mass％
を含み、かつAlを0.02mass％以下に低減し、さらにＳ，Ｎ，Ｏについてはそれぞれ 30ppm以下に抑制した組成になる無方向性電磁鋼板用のスラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、ついで最終仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに当たり、
最終の冷間圧延工程において、最終パスを除く少なくとも１パスを圧延温度が 100〜300 ℃の温間圧延とし、その際、圧延機ワークロールの直径Ｒと圧延温度Ｔについて下記式(1) の関係を満足させると共に、最終パスについては圧下率が10〜30％でかつ圧延温度が 100℃以下の冷間圧延とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
記
0.417 Ｒ＋50≦Ｔ≦0.167 Ｒ＋237           --- (1)
ただし、Ｒ：圧延機ワークロール直径 (mm)
Ｔ：温間圧延温度（℃）
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、モータや変圧器等の鉄心材料として好適な磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
電磁鋼板は、モータや変圧器等の鉄心材料として、従来から広く用いられている材料である。
近年、環境問題やコストダウンの点から、種々の分野において省エネルギーがクローズアップされているが、この観点から電磁鋼板においても低鉄損化が強く要求されている。
【０００３】
無方向性電磁鋼板の鉄損を低減するためには、一般的にSiやAlの添加量を増やして鋼板の電気抵抗を増大させる方法が採られている。電気抵抗が増大すると、鋼板が磁化されることによって生じる渦電流損が低減し、その結果鉄損が低減するからである。
しかしながら、かような元素の添加量を増大させると、その分合金コストが上昇し、また鋼板の硬度増加を招くため、打ち抜き性を重要視する無方向性電磁鋼板においては添加量の増大には限界があった。
【０００４】
また、方向性電磁鋼板においては、鋼板の集合組織を改善し、方位を高度に集積させることによって鉄損を低減する方法が一般的に行われているが、無方向性電磁鋼板においても鋼板の集合組織を改善して鉄損を低減する試みが活発化している。
無方向性電磁鋼板では、板面内のあらゆる方向に磁化容易軸である＜００１＞軸を数多く存在させ、かつ磁化困難軸である＜１１１＞軸を減少させることが磁気特性を良好にする。すなわち、磁気特性が良好な集合組織とは、かかる磁化容易軸が板面内に集積した集合組織である。
【０００５】
良好な集合組織を得る方法として、温間圧延を利用する方法が知られていて、例えば特公平３−7725号公報では、低炭素鋼を温間圧延することによって｛１１０｝＜００１＞方位を発達させ、磁気特性を改善する方法が開示されている。
しかしながら、この方法によって得られる磁気特性はＢ50＝1.7 Ｔ、Ｗ15/50＝2.3 W/kg程度であり、温間圧延だけでは改善幅は大きくない。
【０００６】
温間圧延以外の方法としては、例えば特開昭50−140317号公報には、溝付ロールにより圧延を施しさらにスムースロールにより平滑化する圧延を施すことで、また特開平３−281758号公報には、Niを多量に添加することにより、どちらも（１００）面近傍集合組織を有する電磁鋼板を製造する方法が開示されている。
しかしながら、特開昭50−140317号公報に記載の方法では、溝付きロールの使用が必須であるが、溝付きロールは磨耗によって使用回数が制限され、また特開平３−281758号公報に記載の方法では、Niを１〜８％添加しなくてはならず、どちらも大幅なコストアップを招くという問題があった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、モータや変圧器等に使用される無方向性電磁鋼板について、コストアップを極力抑制しつつ、磁気特性を効果的に改善し得る、無方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
以下、本発明の解明経緯について説明する。
さて、発明者らは、電磁鋼板の鉄損低減について鋭意研究を重ねた結果、Al含有量を極力低減した上で、温間圧延を施すことによって、磁気特性に有利な集合組織が発達し、鉄損および磁束密度が大幅に改善されることの知見を得た。
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。
【０００９】
実験１
Al含有量を種々に変化させた成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板厚：2.8 mmの熱延板とし、ついで熱延板焼鈍後、 250℃での温間圧延により0.35mmの最終板厚に仕上げたのち、950 ℃の最終仕上焼鈍を施した。
かくして得られた製品板から圧延方向（Ｌ方向）および圧延直角方向（Ｃ方向）のエプスタインサンプルを採取し、Ｌ方向とＣ方向それぞれ同量を混合し、JIS C 2550規定のエプスタイン試験により磁気特性（（Ｌ＋Ｃ）方向での磁気特性）を測定した。
図１に、Al含有量と鉄損との関係について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、Al量が0.02mass％以下になると、鉄損は急激に減少し、特にAl量を0.01mass％以下まで低減した場合には、鉄損値Ｗ15/50 は 2.0 W/kg以下まで低減した。
【００１０】
また、図２，３にそれぞれ、上記の実験において、Al量が 0.005mass％および0.410 mass％の場合に得られた最終製品板の集合組織（ＯＤＦ表示；φ2 ＝45°断面）の例を示す。ここで、結晶方位はオイラー角（φ1,Φ, φ2)で表される。
Al含有量が 0.005mass％の場合（図２）は、Al含有量が 0.410 mass ％の場合（図３）と比較して、Φ＝０°，φ1 ＝０〜90°で表される（１００）面近傍方位の集積が高く、かつΦ＝55°，φ1 ＝０〜90°で表される（１１１）面近傍方位の集積が低い集合組織となっていることが分かる。
さらに、反転極点図法によって（１００）面インバース強度Ｉ100 （ランダムな集合組織に対する比）を測定したところ、Al含有量が0.005 mass％の場合はＩ100 ＝5.25であったのに対し、Al含有量が 0.410mass％の場合はＩ100 ＝1.80にすぎなかった。
【００１１】
上述したように磁気特性を良好にするためには、板面内のあらゆる方向に磁化容易軸である＜００１＞軸が数多く存在し、かつ磁化困難軸である＜１１１＞軸が少ないことが必要である。（１００）面近傍方位の集積が高いということは磁化容易軸である＜００１＞軸が板面内に数多く存在するということであるから、Alを低減することにより、磁気特性に有利な集合組織が発達していることが分かる。
【００１２】
実験２
Ｃ：25 ppm, Si：3.25mass％, Mn：0.16mass％, Al：0.005 mass％, Ｓ：0.0011mass％, Ｎ：0.0009mass％, Ｏ：0.0013mass％およびSb：0.035 mass％を含み、残部は実質的にFeの組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板厚：2.8 mmの熱延板とした。
ついで、熱延板焼鈍後、タンデム圧延により板厚：0.35mmに仕上げる際に、タンデム圧延機入側で鋼板を予め、室温から 500℃まで種々に変化させて圧延し、その後最終仕上焼鈍を施した。
かくして得られた製品板の圧延方向（Ｌ方向）および圧延直角方向（Ｃ方向）のエプスタインサンプルを採取し、エプスタイン試験により（Ｌ＋Ｃ）方向での磁気特性を測定した。
【００１３】
図４に、鉄損値と圧延温度との関係について調べた結果を示す。
同図から明らかなように、圧延温度が 100〜300 ℃の範囲において磁気特性が良好となった。
また、図５, ６, ７に、この実験で得られた最終製品板の集合組織（ＯＤＦ表示；φ2 ＝45°断面）の例を示す。
図５は圧延温度が室温の場合、図６は圧延温度が 250℃の場合、図７は圧延温度が 400℃の場合の集合組織をそれぞれ示している。
これらの図から明らかなように、圧延温度が 250℃の場合には、（１００）面近傍方位の集積が高くかつ（１１１）近傍方位の集積が低い、磁気特性に良好な集合組織となっている。この点、圧延温度が室温の場合には、（１００）面近傍方位の集積が低くかつ（１１１）近傍方位の集積が高い、磁気特性に好適でない集合組織となっており、また圧延温度が 400℃の場合には集合組織がランダム化している。
【００１４】
さらに、（１００）面インバース強度Ｉ100 を測定したところ、圧延温度が室温の場合はＩ100 ＝2.12、圧延温度が 250℃の場合はＩ100 ＝4.30、圧延温度が 400℃の場合はＩ100 ＝1.56であった。
従って、圧延温度を 250℃付近とすることで、最終製品板は磁気特性に良好な集合組織となることが分かる。
【００１５】
Al含有量を低減した材料を温間圧延することによって、磁気特性に良好な集合組織が発達する理由については、まだ明確に解明されたわけではないが、次のように考えられる。
まず、温間圧延を施すことによって、不均一変形領域である変形帯の量が冷間圧延の場合と比較して増加することが知られており、この変形帯から磁性に有利な方位を持つ再結晶粒が生成する。
一方、発明者らの研究によれば、Alが特定の粒界に濃化・偏析し、粒界性格を変化させることが見出された。
粒界を挟む２つの粒の方位差（粒界方位差角）が０°のとき粒界エネルギーは０である。粒界方位差角が増加すると、約30°までは粒界エネルギーは増加し、それ以後は双晶粒界である60°までは減少する性質を持つ。ここで、粒界エネルギーの極大付近である粒界方位差角：15〜45°を持つ粒界を高エネルギー粒界と定義する。
【００１６】
高エネルギー粒界は、それ以外の低エネルギー粒界に比べ粒界易動度は大きい。しかしながら、高エネルギー粒界は構造が乱雑であり粒界内での自由空間が大きいため、Al含有量が増加すると高エネルギー粒界に選択的にAlが濃化・偏析し、低エネルギー粒界と高エネルギー粒界のエネルギー差を相対的に減少させる。これより、Alを多量に含有する材料が粒成長する際、粒界易動度は粒界方位差角にほとんど依存しないが、Alを低減することにより、粒界方位差角が粒界易動度に与える影響は大きくなる。
よって、まず温間圧延により変形帯から磁性に有利な方位を持つ粒を発生させ、さらにAl低減により粒界易動度の粒界方位差角依存性を高めることにより、かかる粒を優先的に成長させることができたものと考えられる。
【００１７】
従来、無方向性電磁鋼板の高級材は、一般にAlを多量に含有させることで渦電流損を低減し、低鉄損化を図ってきた。このため、前述したとおり、打ち抜き性の悪化や合金コストの上昇といった問題が発生した。
しかしながら、本発明によれば、Al量を極力低減することが集合組織を発達させる上で一層望ましいことから、上記の問題を有利に回避することができる。
なお、特開平３−120316号公報においては、SiとAlを1.8 mass％以上含有する鋼スラブを用いて、熱間圧延、冷間圧延もしくは温間圧延の少なくとも一工程をリバース圧延とすることによって良好な磁気特性が得られる無方向性電磁鋼板の製造方法が開示されているが、本文中および実施例よりAl含有量は通常の高級無方向性電磁鋼板レベル（0.24〜0.54mass％）の範囲に止まり、しかも温間圧延は冷間圧延性の悪い材料を圧延するために用いられるものであり、本発明の技術思想とは全く異なるものである。
【００１８】
実験３
実験２と同じ成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板厚：2.8 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後、リバース圧延により板厚：0.35mmに仕上げる際に、最終パスの圧下率を種々に変化させて圧延し、その後最終仕上焼鈍を施した。
リバース圧延については、最終パス以外すべて 250℃の温間圧延とし、最終パスについては室温での冷間圧延とした。
かくして得られた鋼板からＬ方向およびＣ方向のエプスタインサンプルを採取し、エプスタイン試験により（Ｌ＋Ｃ方向）での磁気特性を測定した。
図８に、最終パス圧下率と磁気特性との関係について調べた結果を示す。
同図から明らかなように、最終パス圧下率を10〜30％とすることで磁気特性が良好となった。
【００１９】
最終パスのみを冷間圧延とした場合に最も磁気特性が良好となった理由は、明らかではないが、冷間圧延を施すことによって焼鈍後の再結晶粒にランダム方位を有した粒が少量ながら発生し、かような粒が異方性を減少させることによって（Ｌ＋Ｃ）方向での磁気特性が向上したものと考えられる。
【００２０】
実験４
実験２と同じ成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板厚：2.8 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後、リバース圧延により５パスで板厚：0.35mmに仕上げる際に、表１に示すようにパス毎に 200℃の温間圧延または室温の冷間圧延とし、最終パス圧下率を15％とした。その後最終仕上焼鈍を施した。
上記の各工程で製造した鋼板からＬ方向およびＣ方向のエプスタインサンプルを採取し、エプスタイン試験により（Ｌ＋Ｃ方向）での磁気特性を測定した。
得られた結果を表１に併記する。
【００２１】
【表１】
0003888033.tif 000002
【００２２】
同表から明らかなように、最終の冷間圧延工程における少なくとも１パスを温間圧延とすることによって磁気特性が改善された。特に、最終パスのみを冷間圧延とした場合に最も良好な磁気特性を得ることができた。
【００２３】
実験５
実験２と同じ成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板厚：2.8 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後、冷間圧延により板厚：0.35mmに仕上げる際に、圧延温度と圧延機ワークロールの直径を種々に変化させて圧延し（全パスについて）、その後最終仕上焼鈍を施した。
かくして得られた鋼板からＬ方向およびＣ方向のエプスタインサンプルを採取し、エプスタイン試験により（Ｌ＋Ｃ方向）での磁気特性を測定した。
図９に、圧延機ワークロールの直径および圧延温度が磁気特性に及ぼす影響について調べた結果を示す。
同図から明らかなように、ワークロール直径と圧延温度が次式(1)
0003888033.tif 000003
の関係を満足する場合に、良好な磁気特性が得られている。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００２４】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：0.005 mass％以下、
Si：1.0 〜4.0 mass％および
Mn：0.05〜1.0 mass％
を含み、かつAlを0.02mass％以下に低減し、さらにＳ，Ｎ，Ｏについてはそれぞれ 30ppm以下に抑制した組成になる無方向性電磁鋼板用のスラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、ついで最終仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに当たり、
最終の冷間圧延工程において、最終パスを除く少なくとも１パスを圧延温度が100〜300℃の温間圧延とし、一方最終パスについては圧下率が10〜30％でかつ圧延温度が 100℃以下の冷間圧延とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２５】
２．Ｃ：0.005 mass％以下、
Si：1.0 〜4.0 mass％および
Mn：0.05〜1.0 mass％
を含み、かつAlを0.02mass％以下に低減し、さらにＳ，Ｎ，Ｏについてはそれぞれ 30ppm以下に抑制した組成になる無方向性電磁鋼板用のスラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、ついで最終仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに当たり、
最終の冷間圧延工程において、少なくとも１パスを圧延温度が 100〜300 ℃の温間圧延とし、その際、圧延機ワークロールの直径Ｒと圧延温度Ｔについて下記式(1) の関係を満足させることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
記
0.417 Ｒ＋50≦Ｔ≦0.167 Ｒ＋237           --- (1)
ただし、Ｒ：圧延機ワークロール直径 (mm)
Ｔ：温間圧延温度（℃）
【００２６】
３．Ｃ：0.005 mass％以下、
Si：1.0 〜4.0 mass％および
Mn：0.05〜1.0 mass％
を含み、かつAlを0.02mass％以下に低減し、さらにＳ，Ｎ，Ｏについてはそれぞれ 30ppm以下に抑制した組成になる無方向性電磁鋼板用のスラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、ついで最終仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに当たり、
最終の冷間圧延工程において、最終パスを除く少なくとも１パスを圧延温度が 100〜300 ℃の温間圧延とし、その際、圧延機ワークロールの直径Ｒと圧延温度Ｔについて下記式(1) の関係を満足させると共に、最終パスについては圧下率が10〜30％でかつ圧延温度が 100℃以下の冷間圧延とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
記
0.417 Ｒ＋50≦Ｔ≦0.167 Ｒ＋237           --- (1)
ただし、Ｒ：圧延機ワークロール直径 (mm)
Ｔ：温間圧延温度（℃）
【００２８】
【発明の実施の形態】
次に、本発明で対象とする無方向性電磁鋼板の好適成分組成について説明する。
Al：0.02mass％以下
前掲図１に示したとおり、Alを低減すると、温間圧延との組み合わせによって鋼板の集合組織が改善され、磁気特性が大幅に向上する。このため、本発明ではAl量は0.02mass％以下に限定した。なお、Al量は、低減すればするほど磁気特性が向上するので、好ましくは 0.010％以下、さらに好ましくは 0.005mass％以下である。
【００２９】
また、本発明では、以下の元素を添加または抑制する必要がある。
Ｃ：0.005 mass％以下
Ｃは、磁気特性の観点からは有害であるため、極力低減することが望ましいが、0.005 mass％以下であれば許容される。
【００３０】
Si：1.0 〜4.0 mass％
電磁鋼板においてSiは、電気抵抗を高め、鉄損を改善する有用元素である。このためには、1.0 mass％以上含有させる必要があるが、4.0 mass％を超えると鋼板の加工性が悪化し、かつ飽和磁束密度も低下するので、Si量は 1.0〜4.0 mass％の範囲に限定した。
【００３１】
Mn：0.05〜1.0 mass％
Mnは、熱間加工性を良好にするために有効な元素であるが、含有量が0.05mass％未満ではその添加効果に乏しく、一方 1.0mass％を超えると磁気特性を劣化させかつ合金コスト高となるため、Mn量は0.05〜1.0 mass％の範囲に限定した。
【００３２】
Ｓ，ＯおよびＮ：30 ppm以下
これらの元素はいずれも、地鉄中に残存して磁気特性を劣化させる元素である。従って、Ｓ, ＯおよびＮ量はいずれも、30 ppm以下に低減する必要がある。
【００３３】
その他、鉄損を向上させるために、Ni：0.01〜1.50mass％, Sn：0.01〜1.50mass％, Sb：0.005 〜0.50mass％, Cu：0.01〜1.50mass％, Mo：0.005 〜0.50mass％およびCr：0.01〜1.50mass％を添加することができる。これらの元素はいずれも、上記の範囲より添加量が少ない場合には鉄損改善効果が少なく、一方添加量が多い場合にはかえって鉄損の劣化を招く。
【００３４】
次に、本発明に従う製造工程について説明する。
上記の好適成分組成に調整した溶鋼から、通常の造塊−分塊法や連続鋳造法によってスラブを製造してもよいし、100 mm以下の厚さの薄鋳片を直接鋳造法で製造してもよい。
ついで、スラブは通常の方法で加熱して熱間圧延に供するが、鋳造後、加熱せずに直ちに熱間圧延に供してもよい。なお、薄鋳片の場合には、熱間圧延しても良いし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めてもよい。
ついで、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚に仕上げる。
【００３５】
上記の最終冷延工程において、最終パスを除く少なくとも１パスを圧延温度が 100〜300 ℃の温間圧延とし、一方最終パスについては圧下率が10〜30％でかつ圧延温度が 100℃以下の冷間圧延とすることが重要である。
というのは、前掲図４に示したとおり、本発明のAlを低減した成分系では、圧延温度が 100〜300 ℃の温間圧延を行うことによって、鋼板の集合組織が良好に発達し、磁気特性お有利な改善が図れるからである。また、この時、最終パスについては、100 ℃以下の冷間圧延とすることにより（Ｌ＋Ｃ）方向の磁気特性が向上し、かつ前掲図８に示したとおり、圧下率を10〜30％とすることによって磁気特性の一層の向上を図ることができる。ここでの各パスはタンデム圧延の場合、各スタンドでの圧延に相当する。
【００３６】
また、上記の最終冷間圧延工程において、少なくとも１パスを圧延温度が 100〜300 ℃の温間圧延とし、その際、圧延機ワークロールの直径Ｒと圧延温度Ｔについて次式(1)
0003888033.tif 000004
の関係を満足させる方法も有用である。
ここに、ワークロール直径Ｒと圧延温度Ｔの関係を上記の範囲に制限したのは、前掲図９に示したとおり、ＲとＴについて式(1) の関係を満足させた場合に、とりわけ良好な磁気特性が得られるからである。
【００３７】
なお、温間圧延の具体的な方法については特に限定しないが、予め鋼板を加熱する方法、加工発熱を利用する方法、ロールを加熱して熱伝導を利用する方法等を単独または組み合わせて使用することができる。
【００３８】
上記の冷間圧延後、最終仕上焼鈍を施して製品板とする。
さらに、必要に応じて絶縁コーティングを施しても良い。この絶縁コーティングは、積層した鋼板の鉄損を改善するために施すものであるが、この目的のためには、２種類以上の被膜からなる多層膜であってもよいし、樹脂等を混合させたコーティングとしてもよい。
【００３９】
【実施例】
実施例１
表２に示す成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板厚：2.8 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後、１回目の冷間圧延により板厚：0.85mmの中間厚としたのち、 900℃の中間焼鈍を施し、ついで圧延温度：250 ℃、ワークロール直径：330 mmで４パスのタンデム圧延による温間圧延（全パスとも）を施して0.35mmの最終板厚に仕上げたのち、950 ℃の最終仕上焼鈍を施した。
上記の各工程で得られた鋼板からＬ方向およびＣ方向のエプスタインサンプルを採取し、エプスタイン試験により（Ｌ＋Ｃ）方向での磁気特性を測定した。また、反転極点図法により（１００）面インバース強度Ｉ100 を測定した。
得られた結果を表２に併記する。
【００４０】
【表２】
0003888033.tif 000005
【００４１】
同表に示したとおり、本発明の好適成分組成を満足する場合（鋼記号Ａ〜Ｃ）には、集合組織が発達し、特に良好な磁気特性が得られることが分かる。
【００４２】
実施例２
表２中、鋼記号Ｂの成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板厚：2.8 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後、表３に示す条件で１回または中間焼鈍を挟む２回の圧延を施して、0.35mmの最終板厚に仕上げたのち、950 ℃の最終仕上焼鈍を施した。
上記の各工程で得られた鋼板からＬ方向およびＣ方向のエプスタインサンプルを採取し、エプスタイン試験により（Ｌ＋Ｃ）方向での磁気特性を測定した。また、反転極点図法により（１００）面インバース強度Ｉ100 を測定した。
得られた結果を表３に併記する。
【００４３】
【表３】
0003888033.tif 000006
【００４４】
同表から明らかなように、最終圧延工程における圧延温度および最終パスの圧下率が本発明の適正範囲を満足する場合には、集合組織が発達し、良好な磁気特性が得られることが分かる。
【００４５】
実施例３
表４に示す成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板厚：2.2 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後、ワークロール直径：90mmの圧延機を用い、表５〜７に示す圧延温度で５パスの圧延を施して0.35mmの最終板厚に仕上げたのち、950 ℃の最終仕上焼鈍を施した。
上記の各工程で得られた鋼板からＬ方向およびＣ方向のエプスタインサンプルを採取し、エプスタイン試験により（Ｌ＋Ｃ）方向での磁気特性を測定した。また、反転極点図法により（１００）面インバース強度Ｉ100 を測定した。
得られた結果を表５〜７に併記する。
【００４６】
【表４】
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【００４７】
【表５】
0003888033.tif 000008
【００４８】
【表６】
0003888033.tif 000009
【００４９】
【表７】
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【００５０】
表５〜７から明らかなように、本発明の適正範囲を満足するAl量および圧延条件を満足する場合には、集合組織が発達して良好な磁気特性が得られることが分かる。
【００５１】
実施例４
表２中、鋼記号Ｂの成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板厚：2.8 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後、ワークロール直径：90mmのリバース圧延機を用い、５パスの圧延を施して0.35mmの最終板厚に仕上げるに際し、表８に示す条件で圧延し、950 ℃で最終仕上焼鈍を施した。
上記の各工程で得られた鋼板からＬ方向およびＣ方向のエプスタインサンプルを採取し、エプスタイン試験により（Ｌ＋Ｃ）方向での磁気特性を測定した。また、反転極点図法により（１００）面インバース強度Ｉ100 を測定した。
得られた結果を表８に併記する。
【００５２】
【表８】
0003888033.tif 000011
【００５３】
同表から明らかなように、本発明の要件を満足する条件で圧延を行った場合には、集合組織が発達し、良好な磁気特性を示すことが分かる。
【００５４】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、コストアップを招くことなしに、磁気特性および打ち抜き性に優れた無方向性電磁鋼板を安定して得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  鋼中のAl含有量と製品板の鉄損との関係を示したグラフである。
【図２】  Al：0.005 mass％含有材の最終製品板の集合組織（ＯＤＦ表示；φ2＝45°断面）を示した図である。
【図３】  Al：0.410 mass％含有材の最終製品板の集合組織（ＯＤＦ表示；φ2＝45°断面）を示した図である。
【図４】  温間圧延温度と製品板の鉄損との関係を示したグラフである。
【図５】  室温で圧延した材料の最終製品板の集合組織を示した図である。
【図６】  250 ℃で圧延した材料の最終製品板の集分組織を示した図である。
【図７】  400 ℃で圧延した材料の最終製品板の集分組織を示した図である。
【図８】  最終パス圧下率の鉄損との関係を示した図である。
【図９】  圧延機ワークロールの直径および圧延温度が製品板の磁気特性に及ぼす影響を示したグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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