(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、C：0.01％以下、Si：1.8％以下、Mn：0.05〜1.5％、sol.Al：0.05〜0.20％、S：0.0010〜0.020％、P：0.2％以下、N：0.0010〜0.0050％、B：2〜30ppmを含み、且つsol.AlとBの含有量の積が下記式（1）を満たし、さらに、重量比でTi：15ppm以下、Nb：15ppm以下、Zr：15ppm以下とし、残部Feおよび不可避的不純物からなるスラブを熱間圧延後、800℃以上の温度で熱延板連続焼鈍を施した後に、1 回または中間焼鈍をはさむ2回の冷間圧延、仕上焼鈍を施し、またはさらに歪取焼鈍（SRA）を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
【数１】
0004062833.tif 000011
【請求項２】
重量％で、C：0.01％以下、Si：1.8％以下、Mn：0.05〜1.5％、sol.Al：0.05〜0.20％、S：0.0010〜0.020％、P：0.2％以下、N：0.0010〜0.0050％、B：2 〜30ppmを含み、且つsol.AlとBの含有量の積が下記式（2）を満たし、さらに、重量比でTi：15ppm以下、Nb：15ppm以下、Zr：15ppm以下とし、残部Feおよび不可避的不純物からなるスラブを熱間圧延後、680℃以上の温度で熱延板箱焼鈍を施した後に、1回または中間焼鈍をはさむ2回の冷間圧延、仕上焼鈍を施し、またはさらに歪取焼鈍（SRA）を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
【数２】
0004062833.tif 000012
【請求項３】
重量％で、C：0.01％以下、Si：1.8％以下、Mn：0.05〜1.5％、sol.Al：0.05〜0.20％、S：0.0010〜0.020％、P：0.2％以下、N：0.0010〜0.0050％、B：2 〜30ppmを含み、且つsol.AlとBの含有量の積が下記式（3）を満たし、さらに、重量比でTi：15ppm以下、Nb：15ppm以下、Zr：15ppm以下とし、残部Feおよび不可避的不純物からなるスラブを熱間圧延後、720℃以上の温度で巻取り、自己焼鈍を施した後に、1回または中間焼鈍をはさむ2回の冷間圧延、仕上焼鈍を施し、またはさらに歪取焼鈍（SRA）を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
【数３】
0004062833.tif 000013
【請求項４】
sol.AlとBの含有量の積が下記（4）式を満たすことを特徴とする請求項1ないし3に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【数４】
0004062833.tif 000014
【請求項５】
請求項1ないし請求項4に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、スラブ中の成分として、更に重量％でSnおよびSbの1種または2種をSb+Sn/2として0.002〜0.2％含有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６】
請求項1ないし請求項5に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、スラブ中の成分として、重量％でV：0.2％以下を含有することを特徴とする無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、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、電気機器の高効率化へのニーズが急速に高まっており、モータやトランスの鉄芯材料である電磁鋼板においては更なる低鉄損、高磁束密度化を図る必要が生じている。鉄損を低減する手法として、SiやAlを添加して固有抵抗を高める方法がよく知られているが、SiやAlの多量添加は鉄損の低減と同時に磁束密度の低下を招く。そこで、低鉄損と高磁束密度を同時に実現する手段として、熱延コイルの高温巻取り、熱延板連続焼鈍、熱延板箱焼鈍等が古くから実施されてきた。
【０００３】
電磁鋼板の高特性化が指向される一方で、鉄鋼製造においてはコスト低減の観点から各種の新製錬プロセスの検討が進められており、鋼板中の不純物レベルは増加する傾向にある。例えば、製銑プロセスでは低品位鉱石の活用、製鋼プロセスでは吹錬時間の短縮化やスクラップの積極利用が進められ、Cr、V 、Nb、Ti等の混入量が増加する傾向にある。このような不純物を含む鋼板では粒成長性が著しく低下するため、前記のような熱延コイルの高温巻取り、熱延板連続焼鈍、熱延板箱焼鈍等を施しても十分な特性の改善効果が得られない。
【０００４】
このような背景から、例えば、特開昭59−74257 号公報や特開昭59−74258 号公報ではS 、O 、N およびTi、Zr、Ce、Caを低減して熱延板焼鈍する技術が開示されている。
【０００５】
一方、特開昭58−117828号公報や特開昭58-151453 号公報には、B 添加を基本とする窒化物形態制御技術が開示されている。この技術は、N をB で固定して窒化物の粗大化を図るものであり、B ／N を1 前後に制御するためB を数十ppm 添加し、Alは脱酸目的で数百ppm 添加される。
【０００６】
窒化物の形態を制御する手法としてAlの多量添加も古くから知られているが、AlN を十分粗大化するためにはAlを0.2 ％以上添加しなければならず、コストアップの問題が生じる。さらに、Alの多量添加は、製鋼段階でスラグ中に浮上分離しているTi系酸化物や耐火物中に存在しているZr系酸化物の還元反応を促進するので、TiやZr等の混入量増加を招く。それゆえ、Alの多量添加は粒成長性を向上させる反面、特性のばらつきを増大させる欠点も有している。
【０００７】
特開昭58-52425号公報や特開平1-139721号公報には製造法の工夫により磁束密度を高位安定化させる技術が開示されている。この技術は、熱延板焼鈍の前に熱延板に軽圧下を施して均一な粒成長を促進するものである。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開昭59−74257 号公報や特開昭59−74258 号公報記載の技術では、こうした不純物の低減には多大なコストアップや製造制約を招く。
【０００９】
特開昭58−117828号公報や特開昭58-151453 号公報記載の技術では、B をN に対して等量添加しなければ粒成長性は著しく劣化する問題や、本質的に磁束密度が低い問題を有していた。
【００１０】
特開昭58-52425や特開平1-139721記載の技術では、仕上焼鈍後の鋼板の異方性が極端に大きくなる点や、コストアップを招く点で問題を有している。
【００１１】
本発明は、上記問題点を解決するためになされたもので、低鉄損と高磁束密度の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、電磁鋼板の磁気特性に及ぼす成分、製造条件の影響について鋭意研究を重ねた結果、
▲１▼適量のsol.AlとB を複合添加したスラブに熱延板焼鈍を実施すること、具体的にはsol.Alを0.05％〜0.20％含有させて熱間圧延中にAlN を微量析出させるとともに、B を適量添加して仕上圧延時にBNを析出させ、熱延板焼鈍を実施することにより、磁気特性が向上すること
▲２▼Snおよび／又はSbの適量添加により磁束密度のさらなる向上が図られること
▲３▼さらに上記▲１▼、▲２▼の結果、不純物として有害とされるV は無害化が可能であり、0.2 ％まで添加しても磁気特性は劣化しないことを見出した。
【００１３】
本発明はこのような知見に基づきなされたものであり、次の発明により解決される。
【００１４】
第一の発明は、重量％で、C：0.01％以下、Si：1.8％以下、Mn：0.05〜1.5％、sol.Al：0.05〜0.20％、S：0.0010〜0.020％、P：0.2％以下、N：0.0010〜0.0050％、B：2〜30ppmを含み、且つsol.AlとBの含有量の積が下記式（1）を満たし、さらに、重量比でTi：15ppm以下、Nb：15ppm以下、Zr：15ppm以下とし、残部Feおよび不可避的不純物からなるスラブを熱間圧延後、800℃以上の温度で熱延板連続焼鈍を施した後に、1 回または中間焼鈍をはさむ2回の冷間圧延、仕上焼鈍を施し、またはさらに歪取焼鈍（SRA）を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法である。
【００１５】
【数５】
0004062833.tif 000002
【００１６】
第二の発明は、重量％で、C：0.01％以下、Si：1.8％以下、Mn：0.05〜1.5％、sol.Al：0.05〜0.20％、S：0.0010〜0.020％、P：0.2％以下、N：0.0010〜0.0050％、B：2 〜30ppmを含み、且つsol.AlとBの含有量の積が下記式（2）を満たし、さらに、重量比でTi：15ppm以下、Nb：15ppm以下、Zr：15ppm以下とし、残部Feおよび不可避的不純物からなるスラブを熱間圧延後、680℃以上の温度で熱延板箱焼鈍を施した後に、1回または中間焼鈍をはさむ2回の冷間圧延、仕上焼鈍を施し、またはさらに歪取焼鈍（SRA）を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法である。
【００１７】
【数６】
0004062833.tif 000003
【００１８】
第三の発明は、重量％で、C：0.01％以下、Si：1.8％以下、Mn：0.05〜1.5％、sol.Al：0.05〜0.20％、S：0.0010〜0.020％、P：0.2％以下、N：0.0010〜0.0050％、B：2 〜30ppmを含み、且つsol.AlとBの含有量の積が下記式（3）を満たし、さらに、重量比でTi：15ppm以下、Nb：15ppm以下、Zr：15ppm以下とし、残部Feおよび不可避的不純物からなるスラブを熱間圧延後、720℃以上の温度で巻取り、自己焼鈍を施した後に、1回または中間焼鈍をはさむ2回の冷間圧延、仕上焼鈍を施し、またはさらに歪取焼鈍（SRA）を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法である。
【００１９】
【数７】
0004062833.tif 000004
【００２０】
第四の発明は、sol.AlとBの含有量の積が下記（4）式を満たすことを特徴とする第一の発明ないし第三の発明に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法である。
【００２１】
【数８】
0004062833.tif 000005
【００２２】
第五の発明は、第一の発明ないし第四の発明に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、スラブ中の成分として、更に重量％でSnおよびSbの1種または2種をSb+Sn/2として0.002〜0.2％含有することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法である。
【００２３】
第六の発明は、第一の発明ないし第五の発明に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、スラブ中の成分として、重量％でV：0.2％以下を含有することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法である。
【００２５】
本明細書において、鋼の成分を示す％はすべて重量％であり、ppmも重量ppmである。
【００２６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明に至った経緯と本発明の限定理由について詳細に説明する。
【００２７】
最初に、磁気特性に及ぼすsol.Al、B の影響について調査を行った。C ：0.002 ％、Si＋Al：0.8 ％、Mn：0.3 ％、P ：0.10％、S ：0.003 ％、Cr：0.05％、V ：0.002 ％、N ：0.0025％、とし、sol.Al：0.03〜0.23％、B ：2 〜32ppm まで変化させた鋼を50kgの真空溶解炉にて溶製した。次いで、熱間圧延を施した後に600 ℃×1hr の巻取り処理を行った。続いて780 ℃で2hr の熱延板焼鈍を実施し、0.5mm まで冷間圧延を施した。その後、820 ℃で30sec の仕上焼鈍を施したのちに磁気特性を測定した。さらに一部については、750 ℃で2 時間の歪取焼鈍（以下SRA と略す）を施し、磁気特性を測定した。なお、磁気特性は、25cmエプスタイン試験法により鉄損と磁束密度の測定を行った。
【００２８】
得られたサンプルのSRA 後の磁気特性と、sol.Al、およびB のとの関係を図1 に示す。一般にB 添加鋼では、Alは脱酸目的で0.03％前後添加されるので、まずsol.Alを0.03％に固定して磁気特性に及ぼすB の影響を調査した。図1 から明らかなように、sol.Alの含有量が0.03％では、いずれのB 含有量においても鉄損は高く、磁束密度は低く、良好な磁気特性は得られなかった。この原因を調査するために、抽出残渣による析出物の化学分析と電子顕微鏡（以後TEM と記す）による析出物の観察を行った。その結果、B 含有量の少ないサンプルすなわち重量比でB/N ＜1 のサンプルでは熱延板焼鈍時に直径数10nmの微細なAlN が析出し、また、B 含有量の多いサンプルすなわち重量比でB/N ＞1 のサンプルでは過剰に添加されたB が固溶B として鋼中に残存し、この微細なAlN や固溶B が熱延板焼鈍やその後の焼鈍時に粒成長性を劣化させることが判明した。さらに、B は10〜15ppm を超えて添加されるとB の添加自体によっても磁束密度は低下することが判明した。詳細は不明であるが、B 添加による変態点の低下や、熱延中の集合組織の変化等がこの原因と考えられる。いずれにせよ、従来鋼では鉄損と磁束密度の双方においてすぐれた鋼板を得ることは困難であった。
【００２９】
そこで、こうした問題を解決するために、B の添加量を極力抑えつつ粒成長性の改善を図ることを試みた。すなわち、かかる磁気特性劣化の原因の一つに、熱延板焼鈍時に微細析出するAlN があるので、この微細析出の防止を目的に、Alの添加量の増加を試みた。  図1 に示すとおり、sol.AlとB が適正範囲で含有される場合に、大幅に鉄損と磁束密度の双方が改善されることが判明した。かかるsol.AlとB の含有範囲においては、AlN が熱延中に析出して微細析出が防止でき、なおかつBNとAlN が頻度よく複合析出することも確認された。これにより粒成長性が格段に向上し、磁気特性が大幅に向上するものと考えられる。以上より、良好な磁気特性を得るためのsol.AlとB の適正範囲は、sol.AlとB の範囲をこれらの積として、
【００３０】
【数９】
0004062833.tif 000006
【００３１】
で表される範囲に制御する必要がある。さらに、良好な磁気特性を得るためには熱延終了時に残存する固溶B や、単独で析出するAlN を極力低減することが肝要である。したがって、より好ましくは、sol.AlとB の範囲はこれらの積として、
【００３２】
【数１０】
0004062833.tif 000007
【００３３】
で表される範囲に制御することが望ましい。
ただし、B の添加量が2ppm未満、あるいは30ppm を超えるとsol.Alの量によらず磁気特性は劣化する。そのため、B の添加量は2ppm以上30ppm 以下とする必要がある。
【００３４】
また、sol.Alが0.20％を超えて添加されると、Al添加による本質的な磁束密度の劣化を招くと同時に、コストアップの問題や、Ti、Zr混入により磁気特性が不安定になる弊害も生じる。よって、本発明ではsol.Alの範囲は0.05％〜0.20％とする。
【００３５】
本発明の範囲を図1 において、斜線部分＋灰色部分として、さらに好ましい範囲を灰色部分として示す。
【００３６】
しかしながら、Si添加量が0.5 ％以下の比較的低グレード鋼種では、仕上焼鈍後およびSRA 後の鋼板の表層にわずかに細粒組織が観察された。細粒組織が発生した鋼板の表層を約20μm 研磨して、抽出レプリカにてTEM 観察を行うと、約100nm のAlN が緻密に析出しているのが観察された。つまり、N との親和力の強いAlとB を複合添加することにより表層窒化が生じて細粒組織が形成されたものと考えられる。
【００３７】
そこで、表層窒化を防止する観点から、C ：0.002 ％、Si：1.0 ％および0.3 ％、Mn：0.5 ％、P ：0.10％、S ：0.003 ％、Cr：0.05％、V ：0.002 ％、sol.Al：0.08％、N ：0.0025％、B ：10ppm とし、Sb：tr〜0.3 ％まで変化させた鋼を溶製し、図1 と同様の方法によりサンプルを得、SRA 後の磁束密度に及ぼすSi、Sb、の影響を調査した。結果を図2 に示す。なお、磁束密度の測定は、25cmエプスタイン試験法により行った。
【００３８】
Si添加量によって効果の大きさは異なるものの、Siを1.0 ％添加したサンプル、Siを0.3 ％添加したサンプルともにSbを0.002 ％以上添加することによりSRA 後の磁束密度は改善される。TEM による析出物の観察を行ったところ、表層の細粒組織は磁束密度の向上に対応して消滅していくことが確認された。また、Sbを0.02％以上添加すると、さらに磁束密度は向上する。一方、Sbを0.2 ％以上添加すると、いずれのサンプルにおいても過剰のSbにより鉄損は劣化する。
【００３９】
また、同様の効果はSnの添加によっても得られ、そのSnの添加量はSbと同等の効果を得るためには2 倍量必要となることが確認された。ゆえに、本発明においてはSbとSnの1 種または2 種をSb＋Sn/2で0.002 ％〜0.2 ％含有させることが望ましい。
【００４０】
次に、磁気特性に及ぼすV の影響について調査した。V は、鋼の粒成長性を劣化させる元素として、古くから認識されてきた。ところが、本発明ではN をAlとB で固定するため、V をある程度添加しても、鋼の粒成長性を劣化させることなく十分無害化できる可能性がある。
【００４１】
そこで、 C：0.002 ％、Si：0.6 ％、Mn：0.3 ％、P ：0.10％、S ：0.003 ％、Cr：0.07％、sol.Al：0.1 ％、N ：0.0025％、B ：10ppm とし、V ：tr. 〜0.25％の範囲で変化させた鋼を図1 と同様の方法によりサンプルを得、仕上焼鈍後およびSRA 後の磁気特性に及ぼすV の影響を調査した。V 含有量と磁気特性の関係を図３に示す。図３によれば、B とsol.Alを複合添加した本発明範囲の成分系では、V が0.2 ％以下であれば、混入・添加しても磁気特性の劣化は生じないことが判明した。抽出残渣により析出物の分析を行ったが、V が0.2 ％以下であればV 系の析出物はほとんど検出されなかった。しかし、V が0.2 ％超えになるとわずかにV 系の析出物が検出され、磁気特性は劣化した。したがって、V の含有量は0.2 ％以下とすることが望ましい。
【００４２】
また、Crは、それ単体では析出しないが、V 混入により磁気特性を劣化させる元素である。すなわち、VNの析出により析出が誘発される元素であり、V の一部がCrで置換されて(V,Cr)N を形成する。この点、本発明範囲の成分系では、V が0.2%以下であればVNの析出自体が抑制されるため、Cr含有による磁気特性の劣化も回避できる。
【００４３】
Cr、V 以外の不純物としてTi、Nb、Zrが磁気特性を劣化させることが知られている。これらは、窒化物のみならず炭窒化物を形成するため、無害化が困難な元素である。そのため、これらの混入を防止するために特殊耐火物の使用や製鋼での特別な運用形態を強いられている。
【００４４】
磁気特性に及ぼすTi、Nb、Zrの影響を明らかにするために、C ：0.002 ％、Si：0.8 ％、Mn：0.3 ％、P ：0.10％、S ：0.003 ％、Cr：0.03％、V ：20ppm 、sol.Al：0.1 ％、N ：0.0025％、B ：12ppm とし、Ti：0 〜50ppm 、Nb：0 〜50ppm 、Zr：0 〜50ppm の範囲で変化させた鋼を溶製し、図1 と同様の方法でサンプルを得た。Ti、Nb、Zrと仕上焼鈍後およびSRA 後の鉄損の関係をそれぞれ図4 、図5 、図6 に示す。なお、鉄損の測定は、25cmエプスタイン試験法により行った。
【００４５】
図4、図5、図6よりTi、Nb、Zrはいずれも15ppm を超えると鉄損は劣化することがわかる。それゆえ、これらの含有量は15ppm以下（但し、0ppmの場合を含む）にする。
【００４６】
次にその他の成分の限定理由について説明する。
C ：磁気時効を回避するために0.01％以下、好ましくは0.005 ％以下（但し、0 ％の場合を含む）とする。
【００４７】
Si：鋼板の固有抵抗を上げ、鉄損を低減するのに有効な元素であるが、1.8 ％を超えて添加されると上述したAlとB の複合添加による効果は喪失する。よって、上限は1.8 ％（但し、0 ％の場合を含む）とする。
【００４８】
Mn：通常、熱間圧延時の赤熱脆性防止、粒成長性向上の目的で添加される。さらに本発明では、BNの析出サイトとして必要なMnS を鋼板中に析出させる元素として不可欠である。以上の観点より、下限は0.05％以上とする。また、1.5 ％超えとなると磁束密度を低下させるので、上限は1.5 ％とする。
【００４９】
S はMnと同様、MnS 析出のための必須元素であり、MnS の析出には0.0010％以上必要である。しかし、0.020 ％を超えると粒成長性が低下するため0.020 ％以下とする。
【００５０】
P ：鋼板の打ち抜き性を改善するために必要な元素であるが、0.2 ％を超えて添加すると鋼板が脆化するため0.2 ％以下（但し、0 ％の場合を含む）とする。
【００５１】
N ：熱間圧延時にAlN を析出させるために必須な元素であり、AlN の析出に0.0010％以上必要である。しかし、0.0050％超えとなるとAlN の析出量が増加して粒成長性が低下するので0.0010％〜0.0050％とする。
【００５２】
次に磁気特性に及ぼす熱延板焼鈍条件の影響について調査した。C ：0.002 ％、Si＋Al：0.8 ％、Mn：0.3 ％、P ：0.10％、S ：0.003 ％、Cr：0.05％、V ：0.002 ％、sol.Al：0.09％、N ：0.0025％、B ：10ppm を含む鋼を50kgの真空溶解炉にて溶製した。得られたインゴットを1200℃に加熱し、仕上圧延温度を830 ℃として板厚2.2mm まで熱間圧延した後、600 、690 ℃の温度で巻き取った。その後、表1 の条件で熱延板焼鈍した後に、0.5mm まで冷間圧延を施した。続いて820 ℃で30sec の仕上げ焼鈍を実施した後に磁気特性を測定した。その後、750 ℃で2 時間のSRA を施し、同様に磁気特性を測定した。なお、磁気特性は、25cmエプスタイン試験法により鉄損と磁束密度の測定を行った。磁気特性の測定結果を製造条件と併せて、表1 に示す。
【００５３】
【表１】
0004062833.tif 000008
【００５４】
表1 より、本発明では窒化物と硫化物の大部分が互いに複合した200 〜300nm の粗大析出物になっており、また不純物の影響も受けにくいため、本質的に粒成長性がよく、比較的低温でも熱延板焼鈍による効果が十分得られることがわかる。熱延板箱焼鈍を想定した長時間焼鈍（表1 中で熱延板焼鈍条件が2hr ）では680 ℃以上の温度で磁気特性が改善され、熱延板連続焼鈍を想定した短時間焼鈍（表1 中で熱延板焼鈍条件が2min）では800 ℃以上の温度で磁気特性が改善された。したがって、熱延板の焼鈍温度は、連続焼鈍では800 ℃以上、箱焼鈍では680 ℃以上とする。
【００５５】
また、720 ℃以上の温度で巻き取った後にコイルの保熱カバーを取り付けて、熱延コイルを自己焼鈍することによっても、800 ℃以上で連続焼鈍を行った場合もしくは680 ℃以上で箱焼鈍を行った場合と同等の効果が得られるので、自己焼鈍を行う場合は巻取り温度720 ℃以上とする。ただし、連続焼鈍、箱焼鈍、自己焼鈍のいずれの場合もAc1 点以上に加熱すると磁束密度は劣化するため、これ以下の温度とすることが望ましい。
【００５６】
次にその他の製造方法について説明する。
本発明では、所定の成分を有するスラブを熱間圧延し、次いで、800 ℃以上の温度での熱延板連続焼鈍、680 ℃以上の温度での熱延板箱焼鈍もしくは720 ℃以上の温度で巻取り、自己焼鈍、のいずれか一つを施したのちに、1 回または中間焼鈍をはさむ2 回の冷間圧延、仕上焼鈍を施し、またはさらに歪取焼鈍（SRA ）を施すことにより得られる。
【００５７】
ここで、スラブ加熱温度は粒成長性の観点から低い方が好ましい。また、高い磁束密度を得るためには、熱間圧延時にAr3 以下で30％以上の圧下率を加え、仕上圧延はフェライト域で完了させることが望ましい。冷間圧延率は50〜75％とすることが望ましい。さらに、SRA 後に高い磁束密度を得るためには仕上焼鈍温度は高い方が望ましい。ただし、Ac1 点以上に加熱されると、異方性は低減されるがL 方向の磁束密度が大幅に劣化するため、仕上焼鈍温度はAc1 点以下とする必要がある。
【００５８】
【実施例】
転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理し表2 の成分に調整後鋳造し、このスラブを1200℃で加熱した後、板厚2.0mm まで熱間圧延を行った。熱間圧延の仕上げ温度は830 ℃、巻取り温度は600 ℃、680 ℃、720 ℃とした。酸洗後、熱延板焼鈍、続いて板厚0.5mm まで冷間圧延を行った。次いで仕上焼鈍を行い、磁気特性を測定した。また、一部については、さらにDXガス雰囲気にて750 ℃×2hr のSRA を施し磁気特性を測定した。
【００５９】
磁気特性は25cmエプスタイン試験片を用い、鉄損と磁束密度を測定した。各鋼板の製造条件と磁気特性を表3 に併せて示す。
【００６０】
【表２】
0004062833.tif 000009
【００６１】
【表３】
0004062833.tif 000010
【００６２】
表3 より、鋼板成分および製造条件を本発明範囲に制御した本発明例では、鉄損が低く磁束密度が高い鋼板が得られることがわかる。
【００６３】
一方、比較例では、仕上焼鈍後もしくはSRA 後の鉄損、仕上焼鈍後もしくはSRA 後の磁束密度のいずれか一つ以上が劣っていた。
【００６４】
さらに、720 ℃以上の温度で巻き取った後にコイルの保熱カバーを取り付けて、熱延コイルを自己焼鈍することによっても、他の本発明例と同等の効果が得られることがわかる。
【００６５】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、低鉄損と、高磁束密度を兼ね備え、優れた磁気特性を有した無方向性電磁鋼板が得られる。さらに、本発明による鋼板は不純物の影響を受けにくいため、不純物の低減を行う必要がなく、従来技術に比べて低コストで安定製造可能であるという利点を有する。
【００６６】
また、本発明による鋼板は磁気特性に優れるので、モ−タやトランスの鉄心材料として好適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】      sol.Al  含有量とB 含有量と磁気特性の関係を示す図である。
【図２】      Sb含有量とのSRA 後の磁束密度の関係を示す図である。
【図３】    V 含有量と磁気特性の関係を示す図である。
【図４】      Ti含有量と仕上焼鈍後およびSRA 後の鉄損の関係を示す図である。
【図５】      Nb含有量と仕上焼鈍後およびSRA 後の鉄損の関係を示す図である。
【図６】      Zr含有量と仕上焼鈍後およびSRA 後の鉄損の関係を示す図である。
【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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