JPH03229820A - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、需要家で打ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍さ
れること−を前提としたセミプロセス無方向性電磁鋼板
の製造方法、および打ち抜き・剪断加工と歪取焼鈍工程
を含む無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。

〔従来の技術〕

近年、省エネルギーの社会的要請から、冷蔵庫、クーラ
ー等に使用される小型モータの効率向上、蛍光灯安定器
の小型化、温度上昇防止等の要求があり、このためこれ
らのコア材として用いられる無方向性電磁鋼板に対して
も、高磁束密度−低鉄損化のニーズが高い。

このような背景のもとで、近年、鉄損は比較的高いもの
の低コストで磁束密度が高い、ＳｉＳ２．０％のいわゆ
る低級無方向性電磁鋼板の需要と、その低鉄損化に対す
る要求が増大しつつある。このような低級無方向性電磁
鋼板の低鉄損化を具現したものとして、鋼板を需要家で
打ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍するようにしたセミプ
ロセス材がある。このセミプロセス材は以下の（１）、
（２）に大別される。

（１）１次冷圧、焼鈍後、２次冷圧として１〜１０％程
度の調圧を施したものを、需要家で打ち抜き・剪断加工
後、歪取焼鈍する。２回冷圧によるセミプロセス材。こ
の鋼板は調圧歪による全粒成長によって歪取焼鈍時に結
晶粒を粗大化させ、低鉄損化を図るものであるが、同時
に磁束密度も低下するという欠点がある。

（２）フルプロセス材と同様に１回の冷間圧延と焼鈍を
施したものを、需要家で打ち抜き・剪断加工後、歪取焼
鈍する、１回冷圧によるセミプロセス材（プロセス的に
はフルプロセス材を需要家で再度焼鈍することになるた
め、以下便宜的に「フルプロセス焼鈍材」と呼ぶ）。こ
の鋼板は鉄損の低下式は２回冷圧によるものに比べて小
さいものの、磁束密度があまり低下しないという長所が
ある。

これらのうち、最近は器具の小型化・高効率化の観点か
ら従来の（１）のセミプロセス材に加えて、磁束密度上
有利な（２）のフルプロセス焼鈍材の需要が急増してい
る。このようなフルプロセス焼鈍材の場合、磁束密度を
劣化させることなく、（１）の２冷圧によるセミプロセ
ス材に比べ見劣りのする鉄損を改善することが課題とな
る。

従来、フルプロセス焼鈍材の鉄損或いは磁束密度改善に
対し、以下のような技術が開示されている。

まず、製造プロセスを考慮したものには、以下のような
技術がある。

（ａ）特開昭５７−３５６２８号： 熱延板の短時間焼鈍を行う技術 （ｂ）特開昭５８−１３６７１８号： 超高温巻取による自己焼鈍により上 記熱延板の短時間焼鈍を代替する技 術 （ｃ）特開昭６１−１５９２０号： Ａｒ３変態点以上で仕上圧延した熱延 板を水冷して組織の微細化を図り、 さらにこれを冷圧後１回復焼鈍程度 の低温で焼鈍することで組織を微細 なままとし、これにより歪取焼鈍時 の粒成長性を向上させる技術 また、成分条件を考慮したものには、以下のような技術
がある。すなわち、これらは成分を考慮して歪取焼鈍時
の粒成長性を改善することで、歪取焼鈍後の粒径を大き
くし、鉄損を低下させる技術である。

（ｉ）粒成長性を劣化させる微細ＡＩＮの析出防止に関
するもの （ｄ）特公昭５９−２０７３１号； Ａｌ≦０．１％鋼においてＢを添加し、Ｎを粒成長に対
する悪影響の少ない ＢＮとして固定する技術 （ｅ）特公昭６２−４９３２１号： 同　　上 （ｆ）特公昭６２−２１８４９号： 同　　上 （ｇ）特公昭５８−５５２１０号： Ａｌ≦０．００１％とし、実質上ＡＩＮフリーとする技
術 （蓋）粒成長性を劣化させる微細ＭｎＳの析出防止に関
するもの （ｈ）極低Ｓ化技術 （ｉ）特開昭６３−１０３０２３号： Ａｌ≦０．００２％鋼においてＣａを添加し、Ｓを粒成
長に対する悪影響の少 ないＣａＳとして固定する技術 〔発明が解決しようとする課題〕 以上のように、従来フルプロセス焼鈍材の特性改善に関
して種々の技術が提案されているが、これらはいずれも
次のような問題点を有している。

まず、製造プロセスを考慮したもののうち、（ａ）は熱
延板焼鈍付加によるコスト上昇が、また、（ｂ）は超高
温巻取によるスケール増大とそれに伴う酸洗性の低下、
或いは粒界酸化に起因した表面性状の著しい劣化が問題
となる。また、（Ｃ）では、熱延板の水冷による形状不
良に加え、低温焼鈍に起因した著しい硬質化が打ち抜き
・剪断加工時に問題を起こす。このように製造プロセス
の改変によるものは未だ幾多の課題を残しており、十分
満足のいくものとは言い離い。

また、成分を考慮したものでは、（ｄ）〜（ｉ）のいず
れもがＡ１≦０．１％（実施例等からして実質上はＡｌ
≦０．０２％）の鋼についての技術であり、ＡＩ≧０．
１％を含む鋼については、その特性改善について有用な
技術は見い出されていない。もとより、Ａ１≧０．１％
の鋼では、　ＡＩＮが比較的粗大に析出するためＡＩＮ
に対する考慮は不要であるものの、　ＡＩは固有抵抗を
大きく上昇させるため、低鉄損のフルプロセス焼鈍材を
製造する上で積極的に活用すべき元素であり、この意味
でＡＩ≧０．１％鋼の特性改善が望まれるものである。

本発明はこのような事情に鑑み、ＡＩを０．１％以上含
むフルプロセス焼鈍材、および該フルプロセス焼鈍材を
素材とする打ち抜き・剪断加ニー歪取焼鈍材の特性改善
、特に鉄損の改善をその目的とする。

〔課題を解決するための手段〕

本発明者らは、Ａ１≧０．１％のフルプロセス焼鈍材の
特性改善について鋭意研究を重ねた結果、ＡＩＮおよび
ＭｎＳの析出制御に加えて、Ｐ量の適正化および歪取焼
鈍時の加熱速度の適正化が重要であることを新たに見出
し、本発明を完成させたものである。

すなわち、本発明の構成は以下の通りである。

（１）打ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍が施されるセミ
プロセス無方向性電磁鋼板の製造方法において１重量％
で、Ｃ≦０．００５０％、０．０６％≦Ｓｉ≦１．０％
、０．５％≦Ｍｎ≦１．５％、０．０１％≦Ｐ≦０．０
６％、Ｓ＜０．０１０％、０．１％≦Ａｌ≦０．５％、
Ｎ≦０．００５０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなる鋼を、加熱温度１１７０℃以下、仕上温度Ａｒ３
変態点以下、巻取温度６００℃以上７２０℃以下で熱間
圧延し、次いで酸洗および冷間圧延した後、６２５℃以
上８００℃以下の温度にて焼鈍し、必要に応じて絶縁皮
膜等の塗布・焼付けを施すことを特徴とする無方向性電
磁鋼板の製造方法。

（２）重量％で、Ｃ≦０．００５０％、０．０６％≦Ｓ
ｉ≦１゜０％、０．５％≦Ｍｎ≦１．５％、０．０１％
≦Ｐ≦０．０６％、Ｓ（０，０１０％、０．１％≦ＡＩ
≦０．５％、Ｎ≦０．００５０％。

残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、加熱温度
１１７０℃以下、仕上温度Ａｒ、変態点以下１巻取温度
６００℃以上７２０℃以下で熱間圧延し、次いで酸洗お
よび冷間圧延した後、６２５℃以上８００℃以下の温度
にて焼鈍し、必要に応じて絶縁皮膜等の塗布・焼付けを
施してセミプロセス鋼板となし、該鋼板を打ち抜き・剪
断加工後、３５０〜７００℃の温度域における加熱速度
ＨＲ（’Ｃ／５ｉｎ）が、 ＨＲ≧６０［Ｐ］　＋　１．４ 但し、Ｐ：鋼板のＰ含有量（すｔ％） を満足するようにして歪取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。

〔作　　用〕

以下１本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。

まず、本発明における成分組成の限定理由は以下の通り
である。

（１）　Ｐ量 Ｐは通常、フルプロセス材およびセミプロセス材におい
て、磁気特性を劣化させることなく硬度上昇と打ち抜き
性の向上をもたらす元素として広く添加されている。し
たがって、本発明が対象とするようなフルプロセス焼鈍
材においても、従来硬度上昇と打ち抜き性の向上を必要
とする場合には、特別な配慮なく比較的多量（０，１％
前後）に添加されるのが通常である。このように従来Ｐ
の功罪については、その硬度上昇・打ち抜き性向上効果
が明らかにされているだけであり、これ以外のＰの功罪
に着目した技術は現状では皆無であるといってよい、し
かし、本発明者らがフルプロセス焼鈍材におけるＰの功
罪について改めて詳細に検討したところによれば。

Ｐは確かに硬度上昇と打ち抜き性の向上をもたらすもの
の、磁気特性、特に鉄損に関してはＰ量に適正値があり
、Ｐをこの適正量に制御した場合にのみ、固有抵抗の増
大を通じて鉄損の低下が得られること、そしてこの適正
量を超えてＰを添加した場合には（従来、Ｐを添加する
場合はいずれもこの範囲）、歪取焼鈍時の粒成長性を阻
害し、却って鉄損の上昇をもたらすことが判明した。こ
のため本発明では、上記Ｐの適正範囲をその要件とした
。

また、さらに検討を進めた結果、鉄損に対する上記Ｐの
適正量の存在はフルプロセス焼鈍材に特有のものであり
、フルプロセス材や２回冷圧によるセミプロセス材の場
合にはかかる適正量の存在は認められなかった。すなわ
ち、よく知られているように鉄損は粒径に依存するとこ
ろが大きいが、フルプロセス材では冷圧−焼鈍時に比較
的粒径の小さいところで組織形成をさせるため、粒成長
の駆動力が高く、且つ焼鈍条件（特に焼鈍温度）が粒径
に対して圧倒的な影響を及ぼすため、Ｐの影響が顕在化
しないものと考えられる。また、２回冷圧によるセミプ
ロセス材の場合も、粒成長は調圧歪をその駆動力とする
ため、Ｐの影響は顕在化しない。これに対し、フルプロ
セス焼鈍材の場合は、冷圧−焼鈍により一旦ある粒径に
粒成長させたものを、再び需要家で歪取焼鈍してさらに
粗大に粒成長させるため、歪取焼鈍時は粒成長の駆動力
が粒界のエネルギー差だけであるに加えて、その駆動力
そのものも小さく、粒成長性に対するＰの影響が顕在化
するものと考えられる。なお、ここでいうＰの粒成長性
に対する影響のメカニズムは必ずしも明確ではないが、
Ｐは粒界に偏析しやすい元素であり、したがって５ｏｌ
ｕｔｅ　−ｄｒａｇにより粒成長時の粒界の移動度（ｎ
ｏｂｉｌｉｔｙ）を低下させるのがその本質ではないか
と考えられる。

次に、試験例に基づいて上記Ｐの功罪を明らかにすると
ともに、適正なＰ量についてその限定範囲と理由につい
て説明する。

Ｃ：　０．００２８％、Ｓｉ　：　０．３１％、Ｍｎ　
：　０．８１％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ　：　０．１
３％、Ｎ　：　０．００１９％と一定で、Ｐ量が０．０
０２〜０．０８８％と種々変化した鋼（Ａ群）、および
Ｃ：　０．００４３％、Ｓｉ　：　Ｑ、８０％、阿ｎ：
１．３１％、　ｓ　：　　ｏ、ｏｏａ％、　Ａｌ　：　
　０．３８％、　Ｎ：０．００３５％と一定で、Ｐ量が
０．００３〜０．０９１％と種々変化した鋼（Ｂ群）を
用い、当該スラブを１１５０℃に加熱後、仕上温度８２
０℃、巻取温度６７０℃の条件で熱間圧延し、酸洗後０
．５閣の仕上厚に冷間圧延したものを７００℃で焼鈍し
、引き続き需要家での歪取焼鈍相当の７５０℃ｘ２ｈｒ
（加熱速度７℃／ｗｉｎ）の焼鈍に供した。第１図はこ
のようにして得られた供試材のＰ量と鉄損（ＷＩＳ／Ｓ
。）および磁束密度（ＢＳ。）との関係を示したもので
ある。

同図から明らかなように、Ａ群、Ｂ群のいずれにおいて
もＰ量が０．０１〜０．０６％の範囲でのみ、Ａ群では
４．４Ｗ／ｋｇ前後の、またＢ群では３．６Ｗ／ｋｇ前
後の良好な鉄損値が得られている。これに対し、Ｐ量が
０．０１％未満では固有抵抗増加による鉄損の改善式が
小さいため、またＰ量が０．０６％超では固有抵抗増加
による鉄損の改善式を粒成長性の劣化が上回るため、と
もに鉄損はＰ　：　０．０１〜０．０６％の範囲に比べ
てＡ群、Ｂ群とも０．６Ｗ／ｋｇ以上高くなっている。

このようにＰ量には適正範囲があり、これはＡ群、Ｂ群
にかかわりなく、すなわち鋼種にかかわりなく　０．０
１〜０．０６％であるため、本発明ではＰ量を０．０１
〜０．０６％と規定した。また、Ｂ、。についても、Ｐ
量が０．０６％以下ではＰ量増加に伴うＢ５ｏの低下が
少なく、Ｐを０．０１−０．０６％とすることで良好な
り、。が得られることも判る。

（２）その他の成分 以上のように、Ｐ量を０．０１〜０．０６％の範囲に適
正化することによって、Ａｌを０．１％以上含むフルプ
ロセス焼鈍材の鉄損は大幅に改善される。しかし、Ｐ量
のみを適正化すれば、他の成分はいかなる範囲でも許容
されるというものではなく、自ずから適正量、適正範囲
があることは言うまでもない。以下、他の成分の範囲お
よび限定理由を説明する。

Ｃ：　０．００５０％超では磁気特性が劣化し、また磁
気時効上の問題もあるため、上限が ０．００５０％の極低炭素鋼とする。

Ｓｊ：固有抵抗を高め鉄損を低下させる効果を持つが、
この効果を十分に得るには ０．０６％以上の添加が必要である。一方、１．０％を
超えて添加した場合には磁束密度が低下するとともに、
コスト上昇も招くため、上限は１．０％とする。

Ｍｎ＝磁束密度をあまり劣化させることなく鉄損を改善
できる元素であるが、この効果を十分に発揮させるため
には０．５％以上の添加が必要である。一方、１．５％
を超えてＭｎを添加しても、上記効果が飽和し、却って
コストの上昇を招く。以上の理由から、Ｍｎは０．５〜
１．５％とする。

Ｓ：０．０１０％以上では粒成長性が劣化し、鉄損の上
昇を招くため、０．０１０％未満とする必要がある。

Ａｌ　：　Ｓｊ　と同様に鉄損を低下させる元素であり
積極的に添加すべきものであるが、 ０．１％未満の場合、微細ＡＩＮを形成し粒成長性を損
なう。これを防止し良好な鉄損値を得るために、下限は
０．１％とする。

但し、０．５％を超えて添加すると磁束密度が低下し、
また徒らなコスト上昇を招くため上限は０．５％とする
。

Ｎ　：０．００５０％を超えると磁気特性が劣化するた
め、０．００５０％を上限とする。

次に、処理条件について説明する。

上記のような成分を前提とし１本発明ではさらに以下に
述べるように処理条件を特定することをその第三の要件
とする。成分を適正化したとしても、これが顕著な効果
を発揮し得るのはある特定の処理条件を経た場合だけで
あり、この条件を外れた場合には、成分適正化の効果が
大幅に減少するからである。

（１）熱延加熱温度 熱延加熱温度が徒らに高いと、スラブ段階で一旦粗大に
析出したＡＩＮ、　ＭｎＳが再溶解し、以後微細に再析
出するため粒成長性が劣化する。

その場合、ＡＩＮに関しては、本発明鋼はＡＩ≧０．１
％であるため、再析出時にＡＩＮの粗大化が起り易く、
加熱温度の上限は比較的高温になると思われるが、Ｍｎ
Ｓに関してはこのような粗大化は期待できない。したが
って、加熱温度の上限は主としてＭｎＳの再溶解・再析
出の面から決定されることになる。かかる考察の下で、
本発明者らは以下に示す実験・検討を行い、熱延加熱温
度の上限を決定した。

Ｃ：　０．００２８％、Ｓｉ　：　０．３１％、Ｍｎ：
０．８１％、Ｐ：０゜０５７％、　Ｓ　：　０．００３
％、Ａｌ　：　０．１３％、Ｎ　：　０．００１９％か
らなる鋼（鋼Ｃ１成分はいずれも本発明範囲）およびＣ
：　０．００４３％、Ｓｉ　：　０．８０％、Ｍｎ：１
．３１％。

Ｐ　：　０．０１５％、Ｓ　：　０．００８％、Ａｌ　
：　０．３８％、Ｎ　：　０．００３５％からなる鋼（
鋼Ｄ、成分はいずれも本発明範囲）を用い、当該スラブ
を種々の温度に加熱後、仕上温度８２０℃、巻取温度７
００℃の条件で熱間圧延し、酸洗後０．５膿の仕上厚に
冷間圧延したものを、７００℃で焼鈍し、引き続き需要
家での歪取焼鈍相当の７５０″ＣＸ２ｈｒ（加熱速度７
℃／５ｉｎ）の焼鈍に供した。

第２図は、このようして得られた供試材の鉄損（Ｗ、、
、、。）を熱延加熱温度で整理したものである。同図か
ら、鋼Ｃ５鋼りとも、すなわち鋼種にかかわらず、加熱
温度が１１７０℃以下で、鋼ＣではＷ、、　／　５．＜
４．５Ｗ／ｋｇ、鋼りではＷ。

７ｓＩ、〈３．６Ｗ／ｋｇ前後の良好な鉄損値が得られ
ることが判る。これに対し、加熱温度が１１７０°Ｃを
超える場合は、主としてＭｎＳの再溶解・微細再析出に
起因した粒成長劣化により、成分が本発明範囲にある錆
Ｃ１鋼りであっても、１１７０℃以下加熱の場合に比べ
てＷＩＳ／Ｓ。が０．５Ｗ／ｋｇ以上高くなっている。

なお、磁束密度（Ｂ、。）に関しては、上記検討範囲に
おいては鋼Ｃで１゜７５　Ｔ前後、鋼りで１．７２　Ｔ
前後とほぼ一定となり、熱延加熱温度の影響は小さかっ
た。

以上の結果に基づき、本発明では熱間圧延における加熱
温度を１１７０℃以下と規定する。

（２）熱延仕上温度 Ａｒ、変態点以上で熱延を終了した場合、磁気特性、特
に磁束密度が大幅に低下するため、仕上温度はＡｒｃ変
態点以下とする。

（３）熱延巻取温度 第２図で用いた鋼Ｃおよび鋼りを用い、当該スラブを１
１４０℃に加熱後、仕上温度を８３０℃と一定にし１巻
取温度を種々変えて熱間圧延したものを、酸洗後０．５
■厚に冷間圧延し、次いで７００℃で焼鈍し、引き続き
需要家での歪取焼鈍相当の７５０℃Ｘ２ｈｒ（加熱速度
７℃／ｗｉｎ）の焼鈍に供した。第３図はこのようにし
て得られた供試材の鉄損（Ｗ工、７．。）、磁束密度（
Ｂ、。）および表面粗さＲａを熱延巻取温度で整理した
ものである。

同図から、鋼Ｃ１鋼りとも、すなわち鋼種にかかわりな
く、６００〜７２０℃の巻取温度で良好な磁気特性（鋼
Ｃ：　Ｗｘ−ｙ　−ｏ”　４−５Ｗ／ｋｇ、　Ｂ　ｓ。

！　１．７５　Ｔ、鋼Ｄ　：　Ｗｌｓ　ｙ　、。ｚ３．
６Ｗ／ｋｇ　、　Ｂ　−８！　１．７２　Ｔ　”）と表
面性状　（Ｒａ＜０．４μｍ）が得られることがわかる
。これに対し、本発明成分条件を満足した鋼Ｃ１鋼りで
あっても、巻取温度が６００℃未満の場合は、熱延板の
再結晶の進展、粗粒化とＡＩＮ、　ＭｎＳの粗大化が不
十分となり、鉄損、磁束密度とも大幅に劣化している。

また、逆に巻取温度が７２０℃を超える場合には、磁気
特性上は問題がないものの、巻取時に難酸洗性の内部酸
化層が発達し、粒界酸化も著しく、これが酸洗時粒界侵
触を起こし、これを起点に冷圧時微少クラックが多発し
、Ｒａ）０．７μｍと表面性状の大幅な劣化をきたす。

以上の結果から、本発明では熱間圧延における巻取温度
を６００℃以上７２０℃以下と規定する。

（４）酸洗および冷間圧延 特に規定する必要はなく、常法により行うことができる
。

（５）冷圧後の焼鈍温度 この焼鈍温度が８００℃を超えると粒径が粗大となり、
磁気特性上好ましくない（１１１）粒が発達し、磁束密
度が低下する。また軟質化も著しく、コイルの巻きぐせ
に起因して、打ち抜き時或いは打ち抜き品の積層・かし
め時に不良品を生じ易くなるため、上限は８００℃とす
る。一方。

需要家での歪取焼鈍後の鉄損は冷圧後の本焼鈍温度にほ
とんど依存しないため、この意味からは焼鈍温度の下限
はないが、６２５℃を下回る低温焼鈍を行った場合には
、硬質化が著しく打ち抜き性の劣化を招く。すなわち、
著しい硬質材を打ち抜くため型の損耗が激しく、連続打
ち抜き時のかえり高さの増加が加速される。このため焼
鈍温度の下限は６２５℃とする必要がある。

（６）打ち抜き・剪断加工後の焼鈍条件鋼板は上述した
焼鈍の後、必要に応じて絶縁皮膜等の塗布、焼付が施さ
れてフルプロセス焼鈍材としての最終製品となり、その
後、打ち抜き・剪断加工され、さらに歪取焼鈍が施され
る。

この打ち抜き・剪断加工および歪取焼鈍は、通常需要家
においてなされる。

ここで、上述したような条件で製造されたフルプロセス
焼鈍材では、所望の磁気特性を得るためには歪取焼鈍時
の加熱速度が重要であり、鋼板の製造法を歪取焼鈍まで
含めて考えた場合、歪取焼鈍時の加熱速度を規定する必
要がある。

これは、前述したように歪取焼鈍時、Ｐの粒界偏析に起
因した５ｏｌｕｔｅ　−ｄｒａｇにより粒界の移動度が
低下し、粒成長性が劣化することから、本発明ではＰの
低減化をその特徴としているが、このようにＰ量を低下
したとしても、歪取焼鈍時の加熱速度が不適切に遅い場
合には、粒界移動とＰの粒界偏析が競合するか、或いは
後者が勝り１粒界はＰ偏析を起こし、その後粒界はこの
偏析したＰをｓｏｌｕｔｅ−ｄｒａｇ　シながら移動せ
ざるを得ず、この結果、粒界移動度の低下、すなわち粒
成長性の劣化をきたすからである。したがって、歪取焼
鈍時の加熱速度に関しては偏析のし易さ、すなわちＰ量
に応じた下限値が存在することになる。また、ここで問
題となるのはＰの粒界偏析であるため、加熱速度の下限
は粒界偏析の活発な３５０〜７００℃の範囲で考えれば
よいことになる。

以下、試験例に基づき、この加熱速度の下限とその限定
理由について説明する。

前述した鋼Ａ群、Ｂ群を用い、当該スラブを１１３０℃
に加熱後、仕上温度８４０℃、巻取温度７００℃の条件
で熱間圧延し、酸洗後０．５　ｍｍの仕上厚に冷間圧延
したものを、次いで７００℃で焼鈍し、引き続き需要家
での歪取焼鈍相当の７５０℃Ｘ２ｈｒの焼鈍を、３５０
〜７００℃における加熱速度を種々変えて行った。第４
図はこのようにして得られた供試材の鉄損（Ｗ□５１５
０）をＰ量と３５０〜７００℃における加熱速度ＨＲ（
℃／ｍ１ｎ）で整理したものである。　同図から、０．
０１≦Ｐ≦０．０６％を満たす本発明鋼にあっては、Ａ
群、Ｂ群とも、すなわち鋼種にかかわりなく、加熱速度
ＨＲの下限がＨＲ＝　６０〔Ｐ〕　＋１．４というＰ量
の関数となること、そして加熱速度がこれ以上の場合に
、Ａ群ではＷ工、７．。＜４．６Ｗ／ｋｇ、Ｂ群ではＷ
工ｓ　ｙ　ｓｏ＜３．７Ｗ／ｋｇと良好な鉄損値が得ら
れることが判る。これに対し、たとえ０．０１≦Ｐ≦０
．０６％という本発明成分条件を満足する鋼であっても
、加熱速度が上記式で規定される下限を下回ると、Ｐの
粒界偏析に起因して歪取焼鈍時の粒成長性が劣化し、Ａ
群、Ｂ群ともに鉄損は０，３Ｗ／ｋｇ以上高くなってし
まう。

また、Ｐ＜０．０１％またはＰ）０．０６％と本発明範
囲を逸脱する鋼においては、いかなる加熱速度において
も良好な鉄損が得られないことも確認できる。なお、磁
束密度（Ｂ、。）に関しては、加熱速度の影響は小さか
った。

以上の結果から、本発明では歪取焼鈍時の加熱速度ＨＲ
（’Ｃ／ｍ１ｎ）を、ＨＲ≧６０［Ｐ量　＋　１．４と
規定する。一方、上限については磁気特性の面からは特
に規定する必要はないが、徒らに加熱速度を大きくした
場合には、温度分布の不均一や、これによる鋼板の変形
が生じる。

したがって加熱速度の上限は、需要家毎に歪取焼鈍炉の
仕様、焼鈍１０ツトの量等を勘案して決定する必要があ
る。

歪取焼鈍温度、時間については、上記のように加熱速度
を適正化することにより、Ｐの粒界偏析を回避できるた
め、特段の配慮の必要はなく、常法通り７２０〜８００
℃、１〜２ｈｒ程度の条件でよい。

〔実施例〕

第１表に示す鋼成分のスラブを第２−ａ表〜第２−ｃ表
に示す熱延条件で熱間圧延し、これを酸洗後仕上厚０．
５ｎｏに冷間圧延した後、引き続き同表に示す焼鈍温度
にて３　ｍｉｎ焼鈍した。

このようにして得られた焼鈍板について、各頂点が０．
３８の矩形の打ち抜き型（ＳＫＳ３）にて、クリアラン
ス７％、速度２００ｓｐｍ、打ち抜き油使用の条件で１
５万回の連続打ち抜き試験を行い、１５万回打ち抜き時
のかえり高さを測定した。また、上記焼鈍板を需要家で
の歪取焼鈍相当の７５０℃Ｘ２ｈｒの焼鈍に供した後、
磁気特性をＪＩＳ法に基づくエプスタイン試験にて評価
した。これらの測定の結果を第２−ａ表〜第２−　ｃ表
に併せて示す。

なお、これらの実施例のうち、第２−ａ表は成分条件の
影響を、第２＝ｂ表は熱間圧延−焼鈍条件の影響を、ま
た第２−ｃ表は歪取焼鈍時の加熱速度の影響をそれぞれ
調べたものである。

第２−ａ表〜第２−　ｃ表から明らかなように、本発明
法によるものは良好な磁気特性（鉄損：Ｗユ、７．。と
磁束密度：Ｂ５゜）と打ち抜き性（かえり高さ≦２５μ
ｍ）が得られている。これに対して、比較法（成分、製
造条件のいずれか一方が本発明範囲より外れるもの）で
は鉄損、磁束密度、打ち抜き性のいずれかが劣っている
（鉄損：Ｗ工、７．。は本発明法に比べて０．５Ｗ／ｋ
ｇ以上高く、磁束密度二Ｂ５ｏは本発明法に比べて０．
０２　Ｔ以上低い）。また、比較法のうち焼鈍温度が本
発明条件の下限を下回っているものについては、磁気特
性は良好であるものの、抜き打ち試験でのかえり高さが
５０μｍ以上にもなり、打ち抜き性が劣化していること
が判る。

〔発明の効果〕

以上述べた本発明によれば、特殊な合金元素の添加やプ
ロセスの付加等によるコスト上昇を招くことなく、簡便
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
のフルプロセス焼鈍材、およびこれを素材とした打ち抜
き・剪断加ニー歪取焼鈍材を製造することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、鉄損と磁束密度に対するＰ量の影響とその適
正範囲を示すグラフである。第２図は、鉄損に対する熱
延加熱温度の影響とその適正範囲を示すグラフである。 第３図は、鉄損。 磁束密度、表面粗さに対する熱延巻取温度の影響とその
適正範囲を示すグラフである。第４図は、鉄損に対する
歪取焼鈍時の加熱速度およびＰ量の影響とその適正範囲
を示すグラフである。 ０．０２ ０．０４ ０．０６ ０．０８ ０．１０ Ｐ量 （Ｗｔｏｌｏ＞ 竹 Ａｊ ？ 図 ０００ １１００　　　　１２００　　　１３００解延加熱温ｌ
１１（０Ｃ） 第 図 熱延を取温度（０Ｃ）

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）打ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍が施されるセミ
   プロセス無方向性電磁鋼板の製造方法において、重量％
   で、Ｃ≦０．００５０％、０．０６％≦Ｓｉ≦１．０％
   、０．５％≦Ｍｎ≦１．５％、０．０１％≦Ｐ≦０．０
   ６％、Ｓ＜０．０１０％、０．１％≦Ａｌ≦０．５％、
   Ｎ≦０．００５０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
   らなる鋼を、加熱温度１１７０℃以下、仕上温度Ａｒ＿
   ３変態点以下、巻取温度６００℃以上７２０℃以下で熱
   間圧延し、次いで酸洗および冷間圧延した後、６２５℃
   以上８００℃以下の温度にて焼鈍し、必要に応じて絶縁
   皮膜等の塗布・焼付けを施すことを特徴とする無方向性
   電磁鋼板の製造方法。
2. （２）重量％で、Ｃ≦０．００５０％、０．０６％≦Ｓ
   ｉ≦１．０％、０．５％≦Ｍｎ≦１．５％、０．０１％
   ≦Ｐ≦０．０６％、Ｓ＜０．０１０％、０．１％≦Ａｌ
   ≦０．５％、Ｎ≦０．００５０％、残部Ｆｅおよび不可
   避的不純物からなる鋼を、加熱温度１１７０℃以下、仕
   上温度Ａｒ＿３変態点以下、巻取温度６００℃以上７２
   ０℃以下で熱間圧延し、次いで酸洗および冷間圧延した
   後、６２５℃以上８００℃以下の温度にて焼鈍し、必要
   に応じて絶縁皮膜等の塗布・焼付けを施してセミプロセ
   ス鋼板となし、該鋼板を打ち抜き・剪断加工後、３５０
   〜７００℃の温度域における加熱速度ＨＲ（℃／ｍｉｎ
   ）が、 ＨＲ≧６０〔Ｐ〕＋１．４ 但し、Ｐ：鋼板のＰ含有量（ｗｔ％） を満足するようにして歪取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。