JP2500033B2 - 磁気特性が優れかつ表面外観の良い無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は磁気特性の優れた無方
向性電磁鋼板の製造方法に係わり、とくに磁束密度が高
く、かつ表面外観の良い無方向性電磁鋼板を製造する方
法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】無方向性電磁鋼板は各種のモーターなど
の回転機や変圧器, 安定器などの静止器の鉄心材料に用
いられているが、これらの電気機器を小型化，高効率化
するためには使用する電磁鋼板の磁束密度の向上および
鉄損の低減が必要である。ところで、無方向性電磁鋼板
の磁性を向上させるには冷間圧延前の鋼帯の結晶粒を粗
大化すればよいことが知られている。

【０００３】この冷間圧延前の鋼帯の結晶粒粗大化方法
として、発明者らは先に特公昭57-35628号公報において
電磁鋼素材を熱間圧延する際、熱間圧延終了温度を鋼の
化学成分により求めたＡr₃変態点温度以上となし、次い
でこの熱延鋼帯をＡ₃ 変態点温度以下の温度で30秒以上
15分以下の時間、焼鈍する方法を提案した。さらに、特
開平２-182831 号公報には熱間圧延終了温度をＡr₃変態
点温度以上とし、次いでこの熱延鋼帯をＡ₃ 変態点温度
以下で30〜15秒保持したのちの冷却速度を制御する方法
を開示した。

【０００４】しかし、これらの方法は熱延鋼帯焼鈍時間
が短時間側では結晶粒の粗大化が起こり難い場合があ
り、その結果磁気特性がバラツクという欠陥があった。
また長時間側では結晶粒が過大になる場合があり、その
結果、製品に畳じわが発生し表面外観を損なうという難
点があった。一方、特開昭58-136718 号公報には熱間圧
延を上述と同じく鋼中成分によって定まるＡr₃変態点温
度より50℃を超えて高くはない範囲内のγ相領域で終了
し、その巻取温度をＡ₃ 変態点以下から 700℃以上に
し、熱延鋼帯のフェライト結晶粒度を No.４以下の粗大
粒にして磁性の向上を図る方法が開示されている。

【０００５】また特開昭54-76422号公報には熱間圧延後
の巻取温度 750〜1000℃とし、コイルの保有熱による自
己焼鈍により結晶粒度 No.５〜６に再結晶させて磁性向
上を図る方法が提案されている。しかしこれらの熱延後
の巻取温度を 700℃以上にして冷間圧延前の結晶粒を大
きくして磁性を改善する方法は、熱延鋼帯焼鈍を省略で
きるが、巻取温度が高いためコイルの内、外巻部及びエ
ッジ部がコイル中心部より速く冷えるのでコイル内温度
差が大きくなり、最終的にはコイル全体に亘って均一な
磁性が得られないこと及び熱延鋼帯の酸洗による脱スケ
ール性が悪い等の欠陥がある。

【０００６】また、特公昭45-22211号公報には熱延鋼帯
に圧下率 0.5〜15％の冷間圧延を施したのち、再結晶温
度以上Ａ₃ 変態点以下の温度範囲で比較的長時間の焼鈍
を行って引続く冷間圧延前の鋼帯の結晶粒の粗大化を図
って鉄損を向上させる方法が開示されている。しかしこ
の方法の熱延鋼帯の軽冷延後の焼鈍は比較的低温度短時
間と言えども 800〜 850℃, 30分〜20時間（なお実施例
での焼鈍時間はいずれも10時間）のいわゆる箱焼鈍を前
提とした長時間焼鈍であるため製造コスト面で不利であ
るばかりでなく、結晶粒が粒度No.2.2と過大粒になる場
合があり、表面外観を損なう欠陥があった。

【０００７】また特開平１-306523 号公報では、熱延鋼
帯に５〜20％の軽冷延を施したのち熱延板焼鈍を 850〜
1000℃の温度で 0.5〜10分間行って磁束密度の高い無方
向性電磁鋼板を造る方法を開示している。この方法の熱
延板焼鈍は連続炉で行うが、焼鈍時間が実施例では２分
程度の比較的長時間を必要とし、その結果大きな設備を
必要とし経済的に問題点を残していた。

【０００８】このようにいずれの場合も冷延前結晶粒径
の粗大化により、磁気特性向上を意図したものである
が、表面外観ならびに設備の経済性を考慮すると磁気特
性の向上には限界があった。また、セミプロセス電磁鋼
板の製造方法として、例えば、特開平１-139721 号公報
や特開平１-191741 号公報などで、最終工程で３〜15％
のスキンパスを付与し製品とする方法が開示されてい
る。しかしながら、セミプロセス材におけるスキンパス
圧延は製品の硬度調整を意図するものであり、また加工
後の焼鈍は、例えば 750℃×２hrといった長時間保定を
前提として、磁気特性を保証するものである。したがっ
て、こうしたセミプロセス材に連続焼鈍を前提とした短
時間焼鈍を施したとしても、安定して高い磁気特性を得
ることはできなかった。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】以上の問題点に鑑み
て、本発明は、軽冷延後の熱延鋼帯の結晶粒の適度な粗
大化を図るための焼鈍条件を工夫し、結晶粒径を制御す
ることにより、磁気特性とくに磁束密度が高く、しかも
表面外観の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法を提案す
ることを目的とするものである。

【００１０】

【課題を解決するための手段】すなわち、本発明は、重
量％で、Ｃ：0.02％以下、SiもしくはSi＋Al： 4.0％以
下、Mn： 1.0％以下、Ｐ： 0.2％以下を含み、さらに必
要に応じてSbおよびSnの何れか１種または２種の合計が
0.10％以下を含み、残部が実質的にFeからなるスラブを
熱間圧延により熱延鋼帯とし、さらに圧下率５〜15％の
冷間圧延を施したのち、３℃／sec 以上の加熱速度で所
定の温度に加熱し、該温度で５〜30秒保持する結晶粒径
が 100〜 200μｍとなる短時間焼鈍を施し、さらに冷間
圧延により最終板厚とした後、最終焼鈍を施すことを特
徴とする磁気特性が優れかつ表面外観の良い無方向性電
磁鋼板の製造方法である。

【００１１】またさらに本発明は、重量％で、Ｃ：0.02
％以下、SiもしくはSi＋Al： 4.0％以下、Mn： 1.0％以
下、Ｐ： 0.2％以下を含み、さらに必要に応じSbおよび
Snの何れか１種または２種の合計が0.10％以下を含み、
残部が実質的にFeからなるスラブを熱間圧延により熱延
鋼帯とし、さらに圧下率５〜15％の冷間圧延を施したの
ち、結晶粒径が 100〜 200μm となる焼鈍を施し、さら
に冷間圧延後、結晶粒径を20μm 以下とする焼鈍を施
し、さらに１〜15％の冷間圧延を施して製品板厚とした
のち、最終焼鈍を施すことを特徴とする磁気特性が優れ
かつ表面外観の良い無方向性電磁鋼板の製造方法であ
り、そして、結晶粒径が 100〜 200μm となる焼鈍とし
て、３℃／sec 以上の加熱速度で所定の温度に加熱し、
該温度で５〜30秒保持する短時間焼鈍を採用することが
望ましい。なお、上記結晶粒径および後述する結晶粒径
は、鋼板の平均値としての結晶粒径を意味している。

【００１２】

【作 用】まず、実験結果に基づいて本発明に至った経
緯を説明する。重量％で、Ｃ： 0.010％，Si：0.15％，
Mn：0.25％，Ｐ：0.08％，Sb：0.045％，Ｓ： 0.004
％，Al：0.0008％，を含み残部実質的にFeよりなる溶鋼
から造ったスラブを1250℃に加熱し、通常の熱間圧延に
より 2.3mm厚の熱延鋼帯とした。引続き、該熱延鋼帯に
圧下率０〜20％の軽度の冷間圧延を施した後、 700〜10
00℃の温度で10秒間の短時間の熱延鋼帯焼鈍を連続炉で
行った。このときの加熱速度は５℃／sec であった。な
おこの素材のＡ₃ 変態点温度は 915℃であった。次いで
酸洗し通常の冷間圧延により、0.50mm厚に仕上げた後、
800℃，75秒の湿潤雰囲気で脱炭と再結晶を兼ねた連続
焼鈍を施して製品を造った。これらの製品の磁束密度と
熱延鋼帯に軽度冷間圧延を施したときの冷延率の関係を
図１に示す。この図から熱延鋼帯の軽冷延を圧下率５〜
15％にし、かつ熱延鋼帯焼鈍を 850〜915℃（Ａ₃ 変態
点温度）で処理した製品の磁束密度Ｂ₅₀がその他の条件
で処理したものより高いことが明らかである。そして、
この高い磁束密度Ｂ₅₀が得られた条件即ち、熱延鋼帯の
圧下率５〜15％で 850〜 915℃、10秒間の熱延鋼帯焼鈍
を施したものの熱延鋼帯焼鈍後の結晶粒は粒径 100〜 2
00μm の範囲にあり、その製品の表面に畳じわは発生せ
ず表面外観は良かった。

【００１３】ちなみに磁束密度Ｂ₅₀があまり向上しなか
ったものの熱延鋼帯焼鈍後の結晶粒は粒径 100μm 未満
であった。以上のように熱延鋼帯に５〜15％の軽冷延を
施し、引続く熱延鋼帯焼鈍で 850〜 915℃（Ａ₃ 変態点
温度）、10秒という比較的高温でかつ短時間の処理にお
いて、磁束密度が向上するのは、熱延鋼帯焼鈍により結
晶粒が粗大粒に成長し、その結果、製品で集合組織の改
善が図れるためである。また、熱延鋼帯焼鈍で結晶粒が
粗大化するのは粗大化（異常成長）に必要な歪を軽冷延
により熱延鋼帯に付与していることによる。

【００１４】さらに、また別の実験結果を示す。重量％
で、Ｃ： 0.010％，Si：0.15％，Mn：0.25％，Ｐ：0.08
％，Sb：0.045％，Ｓ： 0.004％，Al：0.0008％を含み
残部実質的にFeよりなる溶鋼から造ったスラブを1250℃
に加熱し、通常の熱間圧延により 2.3mm厚の熱延鋼帯と
した。引続き、圧下率10％の軽度の冷間圧延を施した
後、915 ℃の温度で10秒間の短時間焼鈍を連続炉で行っ
た。このときの加熱速度を１〜５℃／sec の範囲で変化
させた。熱延鋼帯焼鈍後の結晶粒を観察し、粒径 200μ
m より粗大な粒の占める比率（面積率）と、加熱速度の
関係を図２に示す。粗大粒が多くなると、製品板に畳じ
わが発生しやすくなる。製品板における畳じわの発生状
況も示しているが、図より加熱速度を高くして、粗大粒
の占める割合を減らすことが、表面性状の改善に有利で
あることは明らかである。

【００１５】次に、熱延鋼板焼鈍に引続く冷延・焼鈍の
条件について述べる。前述の熱延鋼板と同一組成の熱延
鋼板を用い、軽冷延を10％施したのち、熱延鋼板焼鈍に
おいて、 900℃の温度で10秒間保持する。このときの結
晶粒径は 120μm であった。その焼鈍板に冷間圧延を施
し、0.50〜0.65mm厚とする。次いで600 〜750 ℃で焼鈍
して結晶粒径を10〜30μm とし、０〜20％の軽冷延を施
して0.50mm厚さに仕上げ、引き続き湿潤雰囲気で 800℃
60ｓの脱炭を兼ねた焼鈍を行い製品とした。

【００１６】これらの製品の磁束密度と冷延焼鈍後の結
晶粒径と軽冷延の圧下率との関係を図３に示す。これか
らわかるように熱延鋼板焼鈍後の冷延・焼鈍時に、冷延
焼鈍後の結晶粒径が20μm 以下でかつ軽冷延での圧下率
が１〜15％の製品のＢ₅₀が他の条件のものより高いこと
が明らかである。これらの磁束密度が高い製品表面は畳
じわもなく良好であった。

【００１７】以上のように、熱延鋼板焼鈍に引き続く冷
延焼鈍後の結晶粒径およびその後の冷延圧下率を制御す
ることにより、磁束密度が向上するのは結晶回転と粒成
長時の方位選択による集合組織改善の効果である。次に
本発明において熱延鋼板の軽冷延を圧下率５〜15％に限
定した理由を述べる。熱延鋼板の軽冷延に引き続く熱延
鋼板焼鈍が比較的高温で短時間保持処理の場合あるいは
低温で長時間処理の場合には、圧下率が５％未満では歪
が不足し、熱延鋼板焼鈍での結晶粒の粗大化が不十分な
ため、結晶粒の大きさが 100μm に達せず磁束密度の向
上が図れない。また圧下率が15％を超えると通常の冷延
と同じようになり熱延鋼板焼鈍後に結晶粒の大きさが 1
00μm にならないためである。

【００１８】また、本発明においては、熱延鋼帯焼鈍に
おいて、加熱速度を３℃／sec 以上にすることが好まし
い。加熱速度が３℃／sec 未満だと加熱中に一部粒成長
が起こり、比較的高温での短時間保持では均一かつ適度
な粒成長が起こらず混粒となりやすいからである。より
好ましい加熱速度は５℃／sec 以上である。次に、熱延
鋼帯に軽圧下の冷間圧延を施し、焼鈍した後の熱延鋼帯
の結晶粒径を 100〜 200μm に限定した理由を説明す
る。

【００１９】粒径が 200μm を超えると、製品板の表面
外観を損なうのでこの場合粒径 200μm を上限とした。
また磁気特性の向上をはかるためには、下限を 100μm
とする必要がある。この場合の焼鈍条件としては、製造
コストや品質安定面で有利である連続焼鈍炉を用いる場
合、 850℃以上Ａ₃ 変態点以下の比較的高温で、５〜30
秒の短時間処理が好ましい。この場合、 850℃未満では
粒成長不足となり磁束密度の向上が十分図れない。

【００２０】また、前記の熱延鋼帯焼鈍温度が 850℃〜
Ａ₃ 変態点の場合、５秒未満では結晶粒の粗大化が不十
分で粒径が 100μm に達しないため磁束密度の向上が少
ない。また保持時間が30秒を超えると結晶粒が粗大化し
過ぎて、粒径が 200μm より大きくなり、その結果、磁
束密度は向上するものの製品表面に畳じわが発生し、表
面外観を損なう。この畳じわは占積率の低下を来たすと
いう問題がある。

【００２１】また、上記したように結晶粒径が 100〜 2
00μｍとなる焼鈍を施したあとに、さらに、冷間圧延
後、結晶粒径を20μｍ以下とする焼鈍を施し、さらに１
〜15％の冷間圧延を施して製品板厚としたのち、最終焼
鈍を施すことも本発明の１つである。この場合、上記し
た結晶粒径が 100〜 200μｍとなる焼鈍は、連続焼鈍炉
でもバッチ炉でも特に問題はなく、また、加熱温度 850
℃以下の条件でも、焼鈍時間を長くすることにより、結
晶粒が 100〜 200μｍに粗大化できれば、特に問題はな
い。

【００２２】また粒径調整のための焼鈍後に施す、軽圧
下冷延は、上述の集合組織改善のため１％以上の圧下率
が必要である。ただし、15％を超えると通常の冷延と同
じく再結晶が多く起こるようになるので、磁気特性向上
に結びつくような集合組織改善は望めない。次に本発明
における素材成分の限定理由を述べる。

【００２３】Ｃは、0.02％を超えると磁性に有害である
ばかりでなく、最終焼鈍時に脱炭不良となり、非時効化
に対して不利となるので、Ｃは0.02％以下とした。Siも
しくはSi＋Alは高い固有抵抗を有し、増量すると鉄損は
少なくなり、飽和磁束密度は低下する。従って、鉄損・
磁束密度の要求に応じて、この量を調節する。しかし、
Si＋Al量が、 4.0％を超えると、著しく冷延性を損なう
ので、４％を上限とする。

【００２４】SbおよびSnは集合組織改善により磁束密度
が向上するので、特に高い磁束密度を得るためには必要
に応じて添加することが望ましい。その場合SbおよびSn
の１種または２種の合計が0.10％を超えるとかえって磁
気特性を劣化させるのでいずれか単独かまたは併用する
場合でも含有量は0.10％以下に限定した。Mnは脱酸剤と
して、あるいはＳによる熱間脆性を制御するために添加
されるが1.0％を超えるとコスト上昇を招くのでMnは 1.
0％以下とする。

【００２５】Ｐは硬度を高め打抜性を向上させるために
添加されることがあるが、0.20％より多いと脆くなるの
で0.20％以下にする必要がある。次に、本発明の実施例
について説明する。なお、実施例１〜５は請求項１の発
明に対応するものであり、実施例６〜９は請求項２の発
明に夫々対応するものである。

【００２６】

【実施例】実施例１ 転炉で溶製し、真空脱ガス処理した溶鋼を連続鋳造し、
１〜９までのスラブを造った。それらの化学成分はＣ：
0.006％、Si：0.35％、Mn：0.25％、Ｐ：0.08％、Al：
0.0009％を含み残部実質的にFeであった。それらのスラ
ブを通常の熱間圧延で、 2.3mm厚の熱延鋼帯とした。な
お熱延鋼帯のＡ₃ 変態点は 955℃であった。

【００２７】引続き、熱延鋼帯に軽冷延を施したのち熱
延鋼帯焼鈍を行った。冷延率および焼鈍条件を表１に示
す。次いで、１回の冷間圧延で0.50mm厚に仕上げ、引続
いて850℃, 75秒の脱炭兼再結晶焼鈍を施して製品にし
た。それらの製品および 750℃，２Hrの歪取焼鈍後の磁
性をエプスタイン試片で測定した結果を表２に示した。
これらから、本発明の適合例のように熱延鋼帯の軽冷延
の圧下率および熱延鋼帯焼鈍条件を適正範囲にとれば、
熱延鋼帯焼鈍後の結晶粒が適度に粗大化し、その結果、
製品の集合組織改善が図れ、とくに磁束密度Ｂ₅₀が高
く、かつ表面外観の良いものが得られることが明らかで
ある。

【００２８】

【表１】

【００２９】

【表２】

【００３０】実施例２ 実施例１と同様に、Ｃ： 0.007％、Si：1.0 ％、Mn：0.
30％、Ｐ： 0.018％、Al：0.30％を含み、残部実質的に
Feであるスラブを10〜15まで造った。次いで、通常の熱
間圧延で2.0mm 厚の熱延鋼帯とした。これらの熱延鋼帯
のＡ₃ 変態点は1050℃であった。

【００３１】引続き、熱延鋼帯に軽冷延を施したのち熱
延鋼帯焼鈍を行った。それらの条件を表３に示す。つぎ
に、１回の冷間圧延で0.50mm厚に仕上げてから、 830
℃，75秒の脱炭兼再結晶焼鈍を施して製品とした。それ
らの製品および 750℃，２Hrの歪取焼鈍後の磁性をエプ
スタイン試片で測定した結果を表４に示した。これらか
ら、本発明の適合例が比較例に比し、とくに磁束密度が
優れ、かつ表面外観の良いことが明らかである。

【００３２】

【表３】

【００３３】

【表４】

【００３４】実施例３ 転炉で溶製し、真空脱ガス処理した溶鋼を連続鋳造し、
16〜22のスラブを造った。それらの化学成分はＣ： 0.0
05％、Si：0.33％、Mn：0.25％、Ｐ：0.07％、Al：0.00
08％、Sb：0.050 ％を含み残部実質的にFeであった。そ
れらのスラブを通常の熱間圧延で、 2.3mm厚の熱延鋼帯
とした。なお、熱延鋼帯のＡ₃ 変態点温度は 950℃であ
った。

【００３５】引続き、熱延鋼帯に軽冷延を施したのち、
熱延鋼帯焼鈍を連続炉で行った。冷延率および焼鈍条件
を表５に示す。次いで１回の冷間圧延で0.50mm厚に仕上
げ、その後 810℃，60秒の脱炭兼再結晶焼鈍を施して製
品にした。それらの製品および 750℃，２Hrの歪取焼鈍
後の磁性をエブスタイン試片で測定した結果を表６に示
した。これらから、本発明の適合例のように熱延鋼帯の
圧下率とそれに引き続く熱延鋼帯焼鈍条件を適正範囲に
とれば、とくに磁束密度が高く、かつ表面外観の良い電
磁鋼板が得られることが明らかである。

【００３６】

【表５】

【００３７】

【表６】

【００３８】実施例４ 実施例３と同様に、Ｃ： 0.008％、Si：1.1 ％、Mn：0.
28％、Ｐ：0.018 ％、Al：0.31％、Sn：0.055 ％を含み
残部実質的にFeよりなる溶鋼から23〜28のスラブを、ま
たＣ：0.007 ％、Si： 1.1％、Mn：0.30％、Ｐ：0.019
％、Al：0.30％、Sb：0.03％、Sn：0.03％を含み残部実
質的にFeよりなる溶鋼から29〜31のスラブを造り、通常
の熱間圧延で2.0mm 厚さの熱延鋼帯とした。23〜28の熱
延鋼帯のＡ₃ 変態点は1045℃で29〜31の熱延鋼帯のＡ₃
変態点は1055℃であった。

【００３９】引続き、熱延鋼帯に軽冷延を施したのち熱
延鋼帯焼鈍を連続炉で行った。これらの軽冷延と熱延鋼
帯焼鈍条件を表７に示す。つぎに、１回の冷間圧延で0.
50mm厚さに仕上げてから、830 ℃，75ｓの脱炭兼再結晶
焼鈍を施して製品とした。それらの製品および 750℃，
２Hrの歪取焼鈍後の磁性をエプスタイン試片で測定した
結果を表８に示した。

【００４０】これらから、本発明の適合例が比較例に比
し、とくに磁束密度が優れ、かつ表面外観の良いことが
明らかである。

【００４１】

【表７】

【００４２】

【表８】

【００４３】実施例５ Ｃ： 0.002％、Si：3.26％、Mn：0.14％、Ｐ：0.02％、
Al：0.61％を含み残部実質的にFeよりなる溶鋼から32〜
37のスラブを、またＣ：0.003 ％、Si：3.31％、Mn：0.
15％、Ｐ：0.02％、Al：0.59％、Sb：0.06％を含み残部
実質的にFeよりなる溶鋼から38〜41のスラブを、また
Ｃ：0.002 ％、Si：3.33％、Mn：0.16％、Ｐ：0.02％、
Al：0.62％、Sb：0.03％、Sn；0.04％を含み残部実質的
にFeよりなる溶鋼から、42〜45のスラブを造り、通常の
熱間圧延で2.0mm 厚の熱延鋼帯とした。これら32〜45の
熱延鋼帯は、未変態鋼であった。

【００４４】引続き、熱延鋼帯に軽冷延を施したのち熱
延鋼帯焼鈍を連続炉で行った。これらの軽冷延と熱延鋼
帯焼鈍条件を表９に示す。つぎに、１回の冷間圧延で0.
50mm厚さに仕上げてから、1000℃，30秒の再結晶焼鈍を
施して製品とした。それらの製品および 750℃×２hrの
歪取焼鈍後の磁性をエプスタイン試片で測定した結果を
表10に示した。これらから、本発明の適合例が比較例に
比し、磁束密度の向上に伴い、鉄損が低くなり、かつ表
面外観が良いことが明らかである。

【００４５】

【表９】

【００４６】

【表10】

【００４７】実施例６ 転炉で溶製し、真空脱ガス処理した溶鋼を連続鋳造し、
スラブとする。このＣ：0.007 ％、Si：0.15％、Mn：0.
25％、Ｐ：0.03％、Al：0.0008％を含み残部が実質的に
Feであるスラブを通常の熱間圧延で、2.0mm の熱延鋼板
とした。この鋼板のＡ₃ 変態点は 920℃であった。

【００４８】この熱延板を表11に示すような冷延焼鈍条
件で処理し、表11に示すような結晶粒径を持つ組織を得
る。この焼鈍に際しての加熱速度はバッチ炉加熱が0.02
℃／sec 、それ以外は５℃／sec である。さらに、これ
を0.50〜0.60mm厚に大圧下冷延後、600 〜800 ℃で焼鈍
した。そのときの結晶粒径も表11に示す。さらに、表11
に示したような冷延圧下率で、0.50mm厚の製品厚さに仕
上げ、 800℃75ｓの脱炭焼鈍を施して製品とした。

【００４９】これらの製品をエプスタイン試片で測定し
た結果および表面性状も表11に併記した。なお比較例と
して、２回目の冷延後焼鈍して製品とした場合も含んで
いる。本発明の実施例が、比較例に対して、とくに磁束
密度、表面性状ともに優れていることは明らかである。

【００５０】

【表11】

【００５１】実施例７ 転炉で溶製し、真空脱ガス処理した溶鋼を連続鋳造し、
スラブとする。このＣ：0.006 ％、Si：0.18％、Mn：0.
25％、Ｐ：0.003 ％、Al：0.0011％、Sb：0.06％を含
み、残部が実質的にFeであるスラブを通常の熱間圧延
で、2.0mm の熱延鋼板とした。この鋼板のＡ₃ 変態点は
925℃であった。

【００５２】この熱延板を表12に示すような冷延焼鈍条
件で処理し、表12に示すような結晶粒径を持つ組織を得
る。この焼鈍に際しての加熱速度は７℃／sec である。
さらに、これを0.50〜0.60mm厚に冷延後、600 〜 800℃
で焼鈍した。そのときの結晶粒径も表12に示す。さら
に、表12に示したような冷延圧下率で、0.50mm厚の製品
厚さに仕上げ、800 ℃75ｓの脱炭焼鈍を施して製品とし
た。

【００５３】これらの製品をエプスタイン試片で測定し
た結果および表面性状を表12に併記した。なお比較例と
して、２回目の冷延後焼鈍して製品とした場合も含んで
いる。本発明の実施例が、比較例に対して、とくに磁束
密度、表面性状ともに優れていることは明らかである。

【００５４】

【表12】

【００５５】実施例８ 溶炉で溶製し、真空脱ガス処理した溶鋼を連続鋳造し、
スラブとする。このＣ：0.008 ％、Si：0.35％、Mn：0.
35％、Ｐ：0.05％、Al：0.0012％、Sb：0.05％、Sn：0.
03％を含み、残部が実質的にFeであるスラブを通常の熱
間圧延で、2.0mm の熱延鋼板とした。この鋼板のＡ₃ 変
態点は 940℃であった。

【００５６】この熱延板を表13に示すような冷延焼鈍条
件で処理し、表13に示すような結晶粒径を持つ組織を得
る。この焼鈍に際しての加熱速度はバッチ炉加熱が0.02
℃／sec 、それ以外は５℃／sec である。さらに、これ
を0.50〜0.60mm厚に冷延後、600〜800 ℃で焼鈍した。
そのときの結晶粒径も表13に示す。さらに、表13に示し
たような冷延圧下率で、0.50mm厚の製品厚さに仕上げ、
800℃75ｓの脱炭焼鈍を施して製品とした。

【００５７】これらの製品をエブスタイン試片で測定し
た結果および表面性状も表13に併記した。なお比較例と
して、２回目の冷延後焼鈍して製品とした場合も含んで
いる。本発明の実施例が、比較例に対して、とくに磁束
密度、表面性状ともにすぐれていることは明らかであ
る。

【００５８】

【表13】

【００５９】実施例９ 転炉で溶製し、真空脱ガス処理した溶鋼を連続鋳造し、
スラブとする。97〜101 のスラブは、Ｃ：0.002 ％、S
i：3.31％、Mn：0.16％、Ｐ：0.02％、Al：0.64％、を
含み残部実質的にFeよりなる。102 〜106 のスラブは、
Ｃ：0.003 ％、Si：3.25％、Mn：0.15％、Ｐ：0.02％、
Al：0.62％、Sb：0.05％を含み残部実質的にFeよりな
る。

【００６０】107 〜111 のスラブはＣ：0.002 ％、Si：
3.28％、Mn：0.17％、Ｐ：0.02％、Al：0.58％、Sb：0.
03％、Sn：0.04％を含み残部実質的にFeよりなる。以上
のスラブを通常の熱間圧延で、2.0mm の熱延鋼板とし
た。これらの鋼板は未変態である。この熱延板を表14に
示すような冷延焼鈍条件で処理し、表14に示すような結
晶粒径を持つ組織を得る。この焼鈍に際しての加熱速度
は７℃／secである。さらに、これを0.50〜0.60mmに冷
延後 600〜800 ℃で焼鈍した。そのときの結晶粒径も表
14に示す。さらに、表14に示したような冷延圧下率で0.
50mm厚の製品厚さに仕上げ、1000℃×30ｓの再結晶焼鈍
を施して製品とした。これら製品をエプスタイン試片で
測定した結果および表面性状も表14に併記した。

【００６１】

【表14】

【００６２】

【発明の効果】以上の如く、熱延鋼帯に適度な軽冷延を
行い、熱延鋼帯焼鈍を施すことにより適正な結晶粒と
し、あるいはさらに、冷延後の焼鈍と軽圧下を組合せる
ことにより、とくに磁束密度が高く、かつ表面外観の良
い無方向性電磁鋼板を低コストでしかも安定して製造す
ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】磁束密度Ｂ₅₀と熱延鋼帯の冷延率の関係を示す
グラフである。

【図２】熱延板焼鈍後の粗大粒の占める比率と加熱速度
の関係を示すグラフである。

【図３】最終焼鈍前の冷延率とその前の結晶粒径と製品
の磁束密度の関係を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 小原 隆史 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株 式会社 技術研究本部内 (72)発明者 小林 秀夫 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株 式会社 技術研究本部内 (72)発明者 森田 和巳 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社 水島製鉄所内 (72)発明者 飯田 嘉明 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社 水島製鉄所内

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：0.02％以下、Siもしくは
   Si＋Al： 4.0％以下、Mn： 1.0％以下、Ｐ： 0.2％以下
   を含み、残部が実質的にFeからなるスラブを熱間圧延に
   より熱延鋼帯とし、さらに圧下率５〜15％の冷間圧延を
   施したのち、３℃／sec 以上の加熱速度で所定の温度に
   加熱し、該温度で５〜30秒保持する結晶粒径が 100〜 2
   00μｍとなる短時間焼鈍を施し、さらに冷間圧延により
   最終板厚とした後、最終焼鈍を施すことを特徴とする磁
   気特性が優れかつ表面外観の良い無方向性電磁鋼板の製
   造方法。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃ：0.02％以下、Siもしくは
   Si＋Al： 4.0％以下、Mn： 1.0％以下、Ｐ： 0.2％以下
   を含み、残部が実質的にFeからなるスラブを熱間圧延に
   より熱延鋼帯とし、さらに圧下率５〜15％の冷間圧延を
   施したのち、結晶粒径が 100〜 200μm となる焼鈍を施
   し、さらに冷間圧延後、結晶粒径を20μm 以下とする焼
   鈍を施し、さらに１〜15％の冷間圧延を施して製品板厚
   としたのち、最終焼鈍を施すことを特徴とする磁気特性
   が優れかつ表面外観の良い無方向性電磁鋼板の製造方
   法。
3. 【請求項３】 結晶粒径が 100〜 200μm となる焼鈍
   が、３℃／sec 以上の加熱速度で所定の温度に加熱し、
   該温度で５〜30秒保持する短時間焼鈍であることを特徴
   とする請求項２記載の磁気特性が優れかつ表面外観の良
   い無方向性電磁鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 スラブ組成が、重量％で、Ｃ：0.02％以
   下、SiもしくはSi＋Al： 4.0％以下、Mn： 1.0％以下、
   Ｐ： 0.2％以下、SbおよびSnの何れか１種または２種の
   合計が0.10％以下を含み、残部が実質的にFeとからなる
   ことを特徴とする請求項１、２又は３記載の磁気特性が
   優れかつ表面外観の良い無方向性電磁鋼板の製造方法。