(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００５ｗｔ％以下、Ｐ：０．２ｗｔ％以下、Ｎ：０．００１７〜０．００５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１ｗｔ％以上１．５ｗｔ％未満、Ｍｎ：０．２〜０．５ｗｔ％、Ｓ：０．００５０〜０．０２ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００４ｗｔ％以下または０．１〜０．４ｗｔ％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる組成の連続鋳造スラブを、９５０〜１１５０℃に加熱して累積圧下率７５％以上の粗圧延を施し、引き続き該粗圧延材をオンラインにて加熱して粗圧延終了温度よりも２０℃以上高く且つスラブ加熱温度以下の温度に昇温させた後、仕上圧延を行い、次いで脱スケール、冷間圧延および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２】
熱延仕上温度を［Ａｒ１変態点＋２０］℃以上とし、巻取温度を６４０〜７５０℃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。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、鉄損が低く且つ磁気異方性の小さい無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
無方向性電磁鋼板は各種モータの鉄心材料として大量に使用されており、磁気特性として磁束密度と鉄損が重視される。無方向性電磁鋼板はフルプロセス材とセミプロセス材とに分けられる。このうちフルプロセス材は鉄鋼メーカー側の仕上焼鈍により所定の磁気特性を得るものである。一方、セミプロセス材は需要家において打抜き加工後に歪取り焼鈍を行うことにより、所定の磁気特性を得るものであり、このセミプロセス材では、歪取り焼鈍時に加工歪みの除去と同時に結晶粒も成長することから、より一層の低鉄損化が可能となる。このため歪取り焼鈍は磁性焼鈍とも呼ばれている。
【０００３】
従来、Ｓｉ量が１ｗｔ％以下の低Ｓｉ電磁鋼板は、磁性焼鈍を実施しない状態で使用される場合が多かったが、近年では、素材コストの低減化や電気機器の高効率・省エネルギー化の要請から、磁性焼鈍による低鉄損化によりグレードアップさせて使用する比率が年々増加している。
【０００４】
一般に鋼板中に微細な析出物が存在すると、仕上焼鈍時や磁性焼鈍時の粒成長が阻害されて低鉄損化を図ることができない。このような析出物の中でも、Ｓｉ：１．５ｗｔ％以下の低Ｓｉ電磁鋼板では微細なＭｎＳ、ＡｌＮ、酸化物が特に粒成長を阻害し、鉄損を大幅に劣化させることが知られている。したがって、このような析出物による影響を抑え、鋼板の粒成長性を向上させるには、析出物量を大幅に低減するか或いは析出物を粗大化させて無害化することが有効である。
析出物量の低減化には、Ｎ、Ｓ等の析出物形成元素を低減する必要があるが、このためには２次精練工程での脱硫、脱窒の強化、長時間の脱ガス処理が必要となり、製鋼コストの上昇が避けられない。
【０００５】
一方、析出物の粗大化方法としては、スラブ加熱温度の低温化に関する技術が提案されている。例えば、特公昭５０−３５８８５号公報には、Ｓｉ：３．５ｗｔ％以下、Ａｌ：１ｗｔ％以下のスラブを１２００℃以下に加熱することによりＡｌＮを粗大に析出させる技術が、また特公平７−４２５０１号公報には、Ｓｉ：１．５ｗｔ％以下、Ａｌ：０．５ｗｔ％以下、Ｓ：０．００５０ｗｔ％以下のスラブを１１００℃以下に加熱することで熱間圧延中のＭｎＳの微細析出を防止する技術が、それぞれ開示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、このように単純にスラブ加熱温度を低温化するだけでは、微細析出物の無害化には限界があり、十分な磁気特性は得られない。近年、需要家において行われる磁性焼鈍は益々低温・短時間化する傾向にあり、優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を得るためには、より一層の微細析出物の無害化が必要となる。
【０００７】
近年、スラブ加熱や保熱を伴わない直送圧延に関する技術が提案され、例えば、特開平１−２２５７２６号公報には、Ｓｉ：１．５ｗｔ％以下を含有するスラブの直送圧延において、粗圧延後に９５０℃以上の温度域にて３０秒以上加熱することによりＡｌＮのサイズを粗大化させる技術が示されている。また特開平８−７３９３９号公報では、磁束密度向上のためにＳｂ，Ｓｎ，Ｃｕ等を添加したスラブの熱間圧延において、粗圧延後に表面温度９３０℃以上の温度域に６０秒以上保持する技術が示されている。直送圧延ではスラブを室温付近まで冷却させないために、析出物は微細化する傾向にあり、このため上記の各技術では粗圧延後の一定時間保持により析出物を粗大化させている。したがって、これらの技術により得られる鋼板の磁気特性は、従来一般のスラブ加熱材（常温スラブを再加熱して熱間圧延した材料）と同レベル程度の特性でしかない。
【０００８】
ところで、回転機鉄心向けの電磁鋼板については、従来、ＪＩＳ−Ｃ２５５０法のようなコイル長手方向とコイル直角方向の平均磁気特性よりも、全周方向の磁気特性が優れていることが重視されている。この全周方向特性は実際の励磁状態に近いリング状試料で評価され、磁気異方性が小さく、板面のあらゆる方向の平均値の磁気特性が均一であることが求められる。
【０００９】
例えば、特開昭５９−１２３７１５号公報や特公平６−１０４８６５号公報等には、リング状試料で測定しても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提案され、このうち特開昭５９−１２３７１５号公報では、Ｓｉ：４．０ｗｔ％以下、Ａｌ：１．０ｗｔ％以下の組成のスラブを熱間圧延した後の巻取温度を７００〜９５０℃とし、自己焼鈍により熱延板の結晶粒度を粒度番号４以下とした上で、圧下率８５％以上の強圧下冷延を行う方法が記載されている。しかし、この技術でも熱延板の結晶粒を安定的に粗大化することが難しく、さらに圧下率８５％以上の強圧下冷延を必要とするため熱延板の板厚が４〜５ｍｍとなり、冷間圧延機のミルパワーの観点から実現するのは難しい。
【００１０】
以上のように、従来技術により製造される無方向性電磁鋼板の磁気特性は決して満足できるものではなく、このため微細析出物のより一層の低減化が図られ、リング状試料でも良好な磁気特性が得られるような低Ｓｉ電磁鋼板を安価に且つ安定して製造することができる新たな技術の開発が望まれていた。
したがって本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決し、粒成長を阻害する微細析出物を極力無害化して、鉄損が低く且つ磁気異方性の小さい無方向性電磁鋼板を安定して製造することができる方法を提案することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、低鉄損で且つ磁気異方性が小さい低Ｓｉ電磁鋼板の製造方法について検討を加え、その結果、特定の組成の連続鋳造スラブの熱間圧延工程において、▲１▼スラブ加熱温度を特定の低温領域とした上で、▲２▼スラブを特定の範囲の累積圧下率で粗圧延し、引き続き、▲３▼この粗圧延材をオンラインにて加熱して粗圧延終了温度よりも２０℃以上高く且つスラブ加熱温度以下の温度に昇温させた後、仕上圧延を行う、という一連の製造条件を採ることにより、さらに好ましくは、その際の仕上温度および巻取温度を適正化することにより、鉄損が効果的に低減し、且つ磁気異方性も小さくなることを見い出した。
【００１２】
本発明はこのような知見に基づきなされたもので、その特徴は以下の通りである。
［1］Ｃ：０．００５ｗｔ％以下、Ｐ：０．２ｗｔ％以下、Ｎ：０．００１７〜０．００５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１ｗｔ％以上１．５ｗｔ％未満、Ｍｎ：０．２〜０．５ｗｔ％、Ｓ：０．００５０〜０．０２ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００４ｗｔ％以下または０．１〜０．４ｗｔ％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる組成の連続鋳造スラブを、９５０〜１１５０℃に加熱して累積圧下率７５％以上の粗圧延を施し、引き続き該粗圧延材をオンラインにて加熱して粗圧延終了温度よりも２０℃以上高く且つスラブ加熱温度以下の温度に昇温させた後、仕上圧延を行い、次いで脱スケール、冷間圧延および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。
【００１３】
［2］上記［1］の製造方法において、熱延仕上温度を［Ａｒ１変態点＋２０］℃以上とし、巻取温度を６４０〜７５０℃とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。
本発明では、特定の成分組成の連続鋳造スラブを素材とし、これを熱間圧延する際に、スラブを９５０〜１１５０℃に加熱して累積圧下率７５％以上の粗圧延を施し、引き続き該粗圧延材をオンラインにて加熱して粗圧延終了温度よりも２０℃以上高く且つスラブ加熱温度以下の温度に昇温させた後、仕上圧延を行い、次いで脱スケール、冷間圧延および焼鈍を行う。
【００１５】
先ず、スラブ加熱温度が鉄損に及ぼす影響を調査するため、以下のような試験を行った。
Ｃ：０．００２５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１５ｗｔ％、Ｍｎ：０．４０ｗｔ％、Ｐ：０．０９０ｗｔ％、Ｓ：０．００５０ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１２ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％、Ｔ．Ｏ：０．０１０ｗｔ％の組成の鋼を溶製し、これを鋳造して厚さ２２０ｍｍのスラブを作製した。このスラブを常温から９５０〜１２５０℃に１時間加熱した後、板厚３０ｍｍまで粗圧延し、引き続き加熱処理を施すことなく板厚２．３ｍｍまで仕上圧延した。次いで、この熱延板を酸洗した後、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延し、さらに７５０℃×１分間の仕上焼鈍を施した。
【００１６】
このようにして得られた各鋼板の鉄損を２５ｃｍエプスタイン試験片を用いて測定し、スラブ加熱温度と仕上焼鈍後の鉄損との関係を調べた。その結果を図１に○印で示す。同図によれば、スラブ加熱温度を低くすることにより鉄損が低下することが判る。これは低温域でのスラブ加熱によりスラブ加熱時のＭｎＳの再溶解量が低減し、熱間圧延時の微細析出が抑制される結果、粒成長性が向上するためであると考えられる。
【００１７】
次に、粗圧延後に加熱処理を行った場合のスラブ加熱温度と鉄損との関係を調査するため、以下のような試験を行った。
上記試験で用いたスラブと同じ組成のスラブを常温から９５０〜１２５０℃に１時間加熱した後、板厚３０ｍｍまで粗圧延し、直ちにこの粗圧延材を加熱して粗圧延終了温度よりも４０℃高い温度に昇温（粗圧延終了温度に対する昇温量ΔＴ：４０℃）させた後、板厚２．３ｍｍまで仕上圧延した。次いで、この熱延板を酸洗した後、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延し、さらに７５０℃×１分間の仕上焼鈍を施した。なお、加熱処理前の粗圧延材の温度（粗圧延終了温度）は９００℃とした。
このようにして得られた各鋼板の鉄損を２５ｃｍエプスタイン試験片を用いて測定し、スラブ加熱温度と仕上焼鈍後の鉄損との関係を調べた。その結果を図１に●印で示す。
【００１８】
図１によれば、粗圧延後に加熱処理を行った鋼板は加熱処理を行わない鋼板に較べて鉄損が低下し、その効果は特にスラブ加熱温度１１５０℃以下の鋼板において顕著であることが判る。このように粗圧延後に加熱処理を行うことにより鉄損が顕著に低下する理由は必ずしも明確ではないが、以下のような理由が考えられる。すなわち、粗圧延により加工歪みが導入され、ＭｎＳの析出に必要なエネルギーが下がった状態の粗圧延材にオンラインで加熱処理を行うことにより、鋼中に固溶しているＭｎＳの析出核の歪誘起成長が生じ、この核を起点として粗圧延直後または仕上圧延の前段においてＭｎＳの粗大化が進行するためであると考えられる。加えて、この加熱処理によりγ粒径も大きくなるため、仕上焼鈍後の粒径も大きくなるものと考えられる。一方、粗圧延後に加熱処理を行わない鋼板では、析出核の歪誘起成長が進展しにくくなるために仕上圧延時にＭｎＳが微細に析出し、粒成長性が低下したものと考えられる。
【００１９】
また、粗圧延後の加熱処理による低鉄損化がスラブ加熱温度１１５０℃超の鋼板において十分に得られない原因は、スラブ加熱温度の上昇に伴い粗圧延時の温度域も高温となるため、粗圧延時において加工歪みが有効に導入されず、このため粗圧延後に加熱処理を行っても析出核の歪み誘起成長が十分に生じないためであると考えられる。
以上の理由から本発明では、スラブを常温から加熱する際のスラブ加熱温度を、粗圧延後の加熱処理により鉄損が顕著に低下する温度領域である１１５０℃以下とする。一方、スラブ加熱温度が９５０℃未満では仕上圧延が困難になるため、スラブ加熱温度の下限は９５０℃とする。
【００２０】
次に、粗圧延後の加熱処理による昇温量ΔＴが鉄損に及ぼす影響を調査するため、以下のような試験を行った。
Ｃ：０．００２５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１５ｗｔ％、Ｍｎ：０．３５ｗｔ％、Ｐ：０．０９０ｗｔ％、Ｓ：０．００５０ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１３ｗｔ％、Ｎ：０．００３０ｗｔ％、Ｔ．Ｏ：０．０１０ｗｔ％の組成の鋼を溶製し、これを鋳造して厚さ２２０ｍｍのスラブを作製した。このスラブを１０８０℃に１時間加熱した後、板厚３０ｍｍまで粗圧延した。この粗圧延材の温度（粗圧延終了温度）は９０５℃であった。引き続きこの粗圧延材をソレノイド式誘導加熱装置により加熱して９１０℃〜１０５５℃（粗圧延終了温度に対する昇温量：５〜１５０℃）に昇温させた後、仕上圧延を行った。次いで、この熱延板を酸洗した後、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延し、さらに７５０℃×１分間の仕上焼鈍を施した。
【００２１】
このようにして得られた各鋼板の鉄損を２５ｃｍエプスタイン試験片を用いて測定し、粗圧延後の加熱処理による昇温量ΔＴ（粗圧延終了温度に対する昇温量。以下同様）と仕上焼鈍後の鉄損との関係を調べた。その結果を図２に示す。同図によれば、粗圧延後の加熱処理による昇温量ΔＴが２０℃以上になると鉄損の低減効果が大きくなっている。
以上の理由から本発明では、粗圧延に引き続き、粗圧延材を加熱して粗圧延終了温度よりも２０℃以上高い温度に昇温させた後、仕上圧延を行うものとする。但し、粗圧延後の加熱温度がスラブ加熱温度を超えると析出物の再溶解が進んで粒成長性が低下するため、粗圧延後の加熱温度はスラブ加熱温度以下とする。
【００２２】
次に、粗圧延の累積圧下率が鉄損に及ぼす影響を調査するため、以下のような試験を行った。
Ｃ：０．００２５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１５ｗｔ％、Ｍｎ：０．３５ｗｔ％、Ｐ：０．１００ｗｔ％、Ｓ：０．００６０ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１２ｗｔ％、Ｎ：０．００３０ｗｔ％、Ｔ．Ｏ：０．０１０ｗｔ％の組成の鋼を溶製し、これを鋳造して厚さ３００ｍｍ、２５０ｍｍ、２２０ｍｍ、１５０ｍｍ、１２０ｍｍ、１００ｍｍ、８０ｍｍの各スラブを作製した。これらのスラブを１１００℃に１時間加熱した後、板厚３０ｍｍまで粗圧延した。この粗圧延材の温度は８９０℃であった。引き続きこの粗圧延材をソレノイド式誘導加熱装置により加熱して９３０℃（粗圧延終了温度に対する昇温量：４０℃）に昇温させた後、仕上げ圧延を行った。次いで、この熱延板を酸洗した後、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延し、さらに７５０℃×１分間の仕上焼鈍を施した。
【００２３】
このようにして得られた各鋼板の鉄損を２５ｃｍエプスタイン試験片を用いて測定し、粗圧延の累積圧下率と仕上焼鈍後の鉄損との関係を調べた。その結果を図３に示す。同図によれば、粗圧延での累積圧下率を７５％以上とすることにより鉄損が効果的に低下することが判る。これに対し、粗圧延での累積圧下率が７５％未満では、ＭｎＳの析出に必要な駆動力を下げるための歪みエネルギーの導入が不十分であるため、ＭｎＳの粗大化が起こりにくくなり、鉄損は高くなる。
このため本発明では、粗圧延の累積圧下率の下限を７５％とする。なお、累積圧下率の上限は粗圧延機のミルパワーで決まるため、特に規定しない。
【００２４】
次に、熱延仕上温度と巻取温度の影響について検討した結果、スラブを９５０〜１１５０℃に加熱して累積圧下率７５％以上の粗圧延を施し、引き続き粗圧延終了温度よりも２０℃以上高く且つスラブ加熱温度以下の温度に加熱昇温させた粗圧延材に対して、熱延仕上温度と巻取温度を適正化することにより磁気異方性をより小さくできることが判った。
【００２５】
先ず、熱延仕上温度が磁気異方性に及ぼす影響を調査するため、以下のような試験を行った。
Ｃ：０．００２５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１５ｗｔ％、Ｍｎ：０．４０ｗｔ％、Ｐ：０．０９０ｗｔ％、Ｓ：０．００６０ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１２ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％、Ｔ．Ｏ：０．０１０ｗｔ％の組成の鋼を溶製し、これを鋳造して厚さ２２０ｍｍのスラブを作製した。このスラブを１１００℃に１時間加熱した後、板厚３０ｍｍまで粗圧延し、引き続きこの粗圧延材をソレノイド式誘導加熱装置により加熱して９４０℃（粗圧延終了温度に対する昇温量ΔＴ：４０℃）に昇温させた後、板厚２．３ｍｍまで仕上圧延を行った。この際、仕上温度は９２０〜７８０℃とし、巻取温度は６７０℃とした。次いで、この熱延板を酸洗した後、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延し、さらに７５０℃×１分間の仕上焼鈍を行った。なお、使用した鋼の変態点を測定したところ、Ａｒ3変態点：８７０℃、Ａｒ1変態点：８１０℃であった。
【００２６】
各鋼板コイルから外径４５ｍｍ、内径３３ｍｍのリング試験片を切り出し、これを５枚積層させて磁気特性の評価を行い、熱延仕上温度とリング状試料の鉄損との関係を調べた。その結果を図４に示す。
図４によれば、熱延仕上温度が［Ａｒ1変態点＋２０］℃以上になると、リング状試料で測定した鉄損は低くなり、Ａｒ3変態点以上ではさらに低下する傾向がある。これは上記の温度以上で熱間圧延を終了することにより集合組織がランダム化し、これにより磁気異方性が小さくなるためであると考えられる。
したがって本発明では、熱延仕上温度を［Ａｒ1変態点＋２０］℃以上、望ましくはＡｒ3変態点以上とすることが好ましい。
【００２７】
次に、熱延巻取温度が磁気異方性に及ぼす影響を調査するため、以下のような試験を行った。
上記試験で用いたスラブと同じ組成のスラブを同様の条件で粗圧延および粗圧後加熱処理し、引き続きこの粗圧延材を仕上温度８４０℃で板厚２．３ｍｍに仕上圧延した後、巻取温度６００〜７５０℃で巻き取った。次いで、この熱延板を酸洗した後、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延し、さらに７５０℃×１分の仕上焼鈍を行った。
各鋼板コイルから外径４５ｍｍ、内径３３ｍｍのリング試験片を切り出し、これを５枚積層させて磁気特性の評価を行い、熱延巻取温度とリング状試料の鉄損との関係を調べた。その結果を図５に示す。
【００２８】
図５によれば、巻取温度が６４０℃未満ではリング状試料の鉄損は高くなっている。また、６４０℃未満の巻取温度では熱延板のフェライト粒径も小さくなるため、磁束密度の低下を招く。
したがって本発明では、巻取温度を６４０℃以上とすることが好ましい。但し、巻取温度が過剰に高いと熱延板のスケール厚さの増大による酸洗性低下やコイル内での特性のばらつきが大きくなることから、巻取温度は７５０℃を上限とすることが好ましい。
【００２９】
次に、本発明における鋼組成の限定理由について説明する。
Ｃは磁気時効の原因となり磁気特性を劣化させるため、０．００５ｗｔ％以下とする。
Ｐは鋼板の硬度を高め、打ち抜き加工性を向上させる作用があるが、過剰な添加は冷間圧延性の劣化を招くため、０．２ｗｔ％以下とする。
Ｓｉは添加量の増大とともに鉄損を低減させる元素であり、鉄損低減のためには０．１ｗｔ％以上添加する必要があるが、１．５ｗｔ％以上となると磁束密度が低下する。このためＳｉ量は０．１ｗｔ％以上、１．５ｗｔ％未満とする。
【００３０】
Ｍｎは、その添加量の増大に伴いスラブ加熱時に再溶解するＭｎＳ量が低減し、熱間圧延時に微細析出するＭｎＳが少なくなるため粒成長性は向上する。この傾向はＭｎ量が約０．５ｗｔ％までは顕著であり、また、電気抵抗も増大することから低鉄損化に有利である。しかし、０．５ｗｔ％を超えるようなＭｎの過剰な添加はコスト上昇を招く。一方、Ｍｎ量が０．２ｗｔ％未満では、スラブ加熱時に再溶解するＭｎＳ量が増大して熱間圧延時に微細析出するＭｎＳが多くなる。このため粗圧延後の加熱処理を行っても、特に磁性焼鈍後の粒成長性が確保できなくなる。このためＭｎ量は０．２〜０．５ｗｔ％とする。
【００３１】
ＳはＭｎと結合してＭｎＳとして微細析出し、粒成長を阻害するので可能な限り低減することが望ましいが、本発明ではこのＭｎＳをある程度無害化できるためＳ量は０．０２ｗｔ％を上限とすればよく、したがって、Ｓ量は０．０２ｗｔ％以下とする。
本発明は上記のような範囲のＳ含有量を許容するが、本発明はこのような範囲において特にＳ含有量が高めの領域においてより有効に機能する。鋼板のＳ含有量と本発明の効果との関係を調べるため、以下のような試験を行った。
【００３２】
Ｃ：０．００３ｗｔ％、Ｓｉ：０．１６ｗｔ％、Ｍｎ：０．３５ｗｔ％、Ｐ：０．０９０ｗｔ％、Ｐ：０．１００ｗｔ％、Ｓ：０．００５０〜０．０２２０ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１２ｗｔ％、Ｎ：０．００３０ｗｔ％の組成の鋼を溶製し、これを鋳造して厚さ２２０ｍｍのスラブを作製した。このスラブを１１００℃に１時間加熱した後、板厚３０ｍｍまで粗圧延した。引き続きこの粗圧延材をソレノイド式誘導加熱装置により加熱して粗圧延終了温度よりも４０℃高い温度に昇温させた後、仕上圧延を行った。また、上記と同じ組成およびサイズのスラブについて、粗圧延後の加熱処理を行わない以外は上記と全く同じ条件で粗圧延および仕上圧延を行った。次いで、これらの熱延板を酸洗した後、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延し、７５０℃×１分間の仕上焼鈍を行い、さらに７５０℃×２時間の磁性焼鈍を行った。
【００３３】
このようにして得られた鋼板のＳ含有量と仕上焼鈍後および磁性焼鈍後の鉄損との関係を図６に示す。同図によれば、Ｓ含有量の増加とともに鉄損は増大しているが、粗圧延後の加熱処理を施した鋼板は、加熱処理を施さない鋼板に較べて鉄損の増大が大幅に抑制され、また、このような鉄損の低減化効果は特にＳ含有量が高めのほうが大きい。しかし、Ｓ含有量が０．０２ｗｔ％を超えると鉄損そのものが増大するだけでなく、加熱処理による鉄損の低減化効果も小さくなる。
Ｎは、その含有量が多いと窒化物の析出量が多くなり、磁性焼鈍時の粒成長性が低下して鉄損が増大する。このためＮ量は０．００５ｗｔ％以下とする。
【００３４】
Ｓｏｌ．Ａｌは、０．００４ｗｔ％超〜０．１ｗｔ％未満の微量添加の範囲ではＮと結合して微細なＡｌＮを形成するため粒成長性を著しく阻害し、磁気特性を劣化させる。一方、Ｓｏｌ．Ａｌが０．１ｗｔ％以上の添加範囲では、ＡｌＮが粗大になるため磁気特性は劣化せず、Ａｌは固有抵抗の上昇に寄与するが、０．４ｗｔ％を超えると磁束密度の低下を招く。このためＳｏｌ．Ａｌは０．００４ｗｔ％以下または０．１〜０．４ｗｔ％とする。
その他の元素として、磁気特性の改善を目的として、０．０５ｗｔ％以下のＳｂ、０．０５ｗｔ％以下のＳｎを添加することができる。
残部は実質的にＦｅからなり、不可避不純物元素等の少量の成分元素を含むことを妨げない。
【００３５】
本発明の製造方法では、上述した製造条件以外は特別な制約はなく、したがって、通常の製造条件を採用して構わない。すなわち、転炉で吹錬した溶鋼を脱ガス処理して所定の成分に調整した後、スラブに鋳造し、このスラブを上述した条件で熱間圧延する。また、熱間圧延後の熱延板焼鈍は行ってもよいが必須ではない。次いで、一回の冷間圧延若しくは中間焼鈍をはさんだ２回以上の冷間圧延により所定の板厚とした後、仕上焼鈍を行い、さらに必要に応じて磁性焼鈍を行う。
【００３６】
【実施例】
［実施例１］
転炉吹錬および脱ガス処理を経て表１に示す組成の鋼を溶製し、連続鋳造により厚さ２３０ｍｍのスラブとした。これらスラブを表２に示す条件で板厚２．３ｍｍまで熱間圧延した。この際の粗圧延終了温度は９００℃、仕上温度は８２０〜８５０℃、巻取温度は６５０〜６８０℃とした。次いで、この熱延コイルを酸洗し、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延した後、表２に示す条件で仕上焼鈍（各焼鈍温度×１分間）を施し、次いで、７５０℃×２時間の磁性焼鈍を施した。
各鋼板の仕上焼鈍後および磁性焼鈍後の磁気特性を、２５ｃｍのエプスタイン試験片を用いて測定した。その結果を表２に併せて示す。
表２によれば、本発明例においては仕上焼鈍後および磁性焼鈍後の鉄損が低い無方向性電磁鋼板が得られることが判る。
【００３７】
【表１】
0004337146.tif 000002
【００３８】
【表２】
0004337146.tif 000003
【００３９】
［実施例２］
表１に示す鋼番１（Ａｒ1変態点：８１０℃）、鋼番４（Ａｒ1変態点：８４０℃）の鋼を溶製し、連続鋳造により厚さ２３０ｍｍのスラブとした。これらのスラブを１１００℃に加熱した後、板厚３２ｍｍまで粗圧延し、引き続きソレノイド式誘導加熱装置により加熱して粗圧延終了温度よりも３５℃高い温度に昇温させた後、表３に示す条件で仕上圧延を行い、板厚２．３ｍｍの熱延板とした。次いで、この熱延コイルを酸洗した後、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延し、７５０℃×１分間の仕上焼鈍を施し、さらに７５０℃×２時間の磁性焼鈍を施した。
【００４０】
得られた各鋼板の仕上焼鈍後および磁性焼鈍後の磁気特性を、外径４５ｍｍ、内径３３ｍｍのリング試験片を用いて測定した。その結果を表３に併せて示す。
表３によれば、本発明の製造方法において特に熱延仕上温度と巻取温度を特定の範囲に制御することにより、仕上焼鈍後および磁性焼鈍後におけるリング状試料の鉄損が低い無方向性電磁鋼板が得られることが判る。
【００４１】
【表３】
0004337146.tif 000004
【００４２】
【発明の効果】
以上述べたように本発明によれば、鉄損が低く且つ磁気異方性の小さい無方向静電磁鋼板を安定して製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】粗圧延後に加熱処理を施した材料と加熱処理を施さない材料について、スラブ加熱温度と仕上焼鈍後の鉄損との関係を示すグラフ
【図２】スラブを低温加熱した材料について、粗圧延後の加熱処理による昇温量ΔＴと仕上焼鈍後の鉄損との関係を示すグラフ
【図３】スラブを低温加熱し且つ粗圧延後に加熱処理を行った材料について、粗圧延の累積圧下率と仕上焼鈍後の鉄損との関係を示すグラフ
【図４】本発明法において、熱延仕上温度と仕上焼鈍後のリング状試料の鉄損との関係を示すグラフ
【図５】本発明法において、熱延巻取温度と仕上焼鈍後のリング状試料の鉄損との関係を示すグラフ
【図６】スラブを低温加熱し且つ粗圧延後の加熱処理を行った材料と、スラブを低温加熱し且つ粗圧延後の加熱処理を行わなかった材料について、鋼板中のＳ含有量と仕上焼鈍後および磁性焼鈍後の鉄損との関係を示すグラフ
【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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