JP2014173099A - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高周波域において低鉄損で、高磁束密度の無方向性電磁鋼板を提供するとともに、その有利な製造方法を提案する。
【解決手段】ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：２〜４％、Ｍｎ：０．０３〜３％、Ｐ：０．０３〜０．２％、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１％以下およびＮ：０．００５％以下を含有し、さらに、ＣａをＳに対する原子比（（Ｃａ（％）／４０）／（Ｓ（％）／３２））で０．５〜３．５の範囲で含有する鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延し、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、上記冷間圧延の圧下率を８５％以上、冷延板の最終板厚を０．１０〜０．２０ｍｍとし、上記仕上焼鈍における７４０℃までを平均昇温速度１００℃／ｓ以上で急速加熱することにより、磁束密度Ｂ_５０が１．７０Ｔ以上で、鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２Ｗ／ｋｇ以下の無方向性電磁鋼板を得る。
【選択図】図１

Description

本発明は、無方向性電磁鋼板とその製造方法に関し、具体的には、磁束密度と高周波域での鉄損特性のいずれにも優れる無方向性電磁鋼板とその製造方法に関するものである。

近年、地球温暖化対策や省エネルギー化への要求から、自動車分野では、エンジンとモータを併用したハイブリッド電気自動車（ＨＥＶ）、電動モータのみで駆動する電気自動車（ＥＶ）および燃料電池車（ＦＣＥＶ）などの開発が進められている。これらの自動車の回転機の駆動周波数は、年々増加する傾向にあり、現在では、基本周波数が数百〜数ｋＨｚが一般的となっている。加えて、高調波成分が重畳するため、モータの高効率化のためには、１〜１０ｋＨｚの周波数域における鉄心の鉄損特性が重要視されるようになってきている。また、ハードディスクドライブの駆動用モータなどに使用されるマイクロモータにおいても、高速で回転駆動（〜数万ｒｐｍ）されており、鉄心の高周波域での低鉄損化が重要になってきている。

上記の要求に対応するため、従来は、ＳｉやＡｌなどの合金元素を添加したり、板厚を低減したりすることなどで高周波域での低鉄損化を図ってきた。しかし、合金元素の添加は、飽和磁束密度の低下を招き、また、板厚の低減も冷延圧下率を上昇させる必要がある。冷延圧下率が高くなると、結晶方位は圧延安定方位に集積するので、一次再結晶集合組織が｛１１１｝方位に集積し、磁束密度の低下につながる。そのため、これらの方法だけでは、高周波域での鉄損低減は達成できても、磁束密度の低下は避けられない。また、磁束密度の低下は、モータの銅損増加を招くため、モータ効率の低下につながる。そのため、鉄心素材の高周波域での低鉄損化に加えて、高磁束密度化も重要であると考えられる。

以上のことからわかるように、高磁束密度でかつ高周波域で低鉄損の無方向性電磁鋼板が開発できれば、電気機器の高効率化に大きく寄与できると考えられる。高周波域で低鉄損の無方向性電磁鋼板を製造する技術としては、例えば、特許文献１には、Ｓｉ：２．５〜１０ｍａｓｓ％を含有し、Ｃ，Ｎを合計量で１００ｍａｓｓｐｐｍ以下に低減した鋼に、Ｃｒ：１．５〜２０ｍａｓｓ％を添加し、鋼の固有抵抗を高めることで、高周波域での低鉄損を達成する方法が開示されている。

特開平１１−３４３５４４号公報

しかしながら、Ｃｒは飽和磁束密度を低下させる元素であるため、高磁束密度と高周波域での低鉄損を両立することは難しく、昨今における方向性電磁鋼板に対する高度な要求に対しては、十分に応えることができていない。

本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、高周波域においても低鉄損で、かつ、高磁束密度を達成した無方向性電磁鋼板を提供するとともに、その有利な製造方法を提案することにある。

発明者らは、上記課題を解決するべく鋭意検討を行った。その結果、Ａｌを低減し、かつ、ＰおよびＣａを添加した鋼において、従来の冷延圧下率よりも高圧下とし、さらに、仕上焼鈍時の昇温速度を従来鋼よりも急速加熱することにより、従来材よりも磁気特性が著しく向上することを見出し、本発明を開発するに至った。

すなわち、本発明は、Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２〜４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３〜３ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３〜０．２ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％以下およびＮ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、さらに、ＣａをＳに対する原子比（（Ｃａ（ｍａｓｓ％）／４０）／（Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２））で０．５〜３．５の範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板厚が０．１０〜０．２０ｍｍで、磁束密度Ｂ_５０が１．７０Ｔ以上、かつ、鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２Ｗ／ｋｇ以下である無方向性電磁鋼板である。

本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、ＳｎおよびＳｂのうちから選ばれる１種または２種をそれぞれ０．００３〜０．５ｍａｓｓ％の範囲で含有することを特徴とする。

また、本発明は、上記いずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延した後、冷延圧下率８５％以上の冷間圧延で最終板厚の冷延板とし、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、上記冷延板の最終板厚を０．１０〜０．２０ｍｍとし、上記仕上焼鈍における７４０℃までを平均昇温速度１００℃／ｓ以上で急速加熱することによって、磁束密度Ｂ_５０を１．７０Ｔ以上、かつ、鉄損Ｗ_{１０／４００}を１２Ｗ／ｋｇ以下とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。

本発明によれば、優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を提供することができるので、ハイブリッド自動車等の駆動用モータのみならず、各種電気機器に使用されている小型モータや小型トランスなどの高効率化にも大きく寄与する。

磁束密度Ｂ_５０に及ぼす冷延圧下率の影響を示すグラフである。 鉄損Ｗ_{１０／４００}に及ぼす冷延圧下率の影響を示すグラフである。 磁束密度Ｂ_５０に及ぼすＰ含有量の影響を示すグラフである。 鉄損Ｗ_{１０／４００}に及ぼすＰ含有量の影響を示すグラフである。 磁束密度Ｂ_５０に及ぼす原子比Ｃａ／Ｓの影響を示すグラフである。 鉄損Ｗ_{１０／４００}に及ぼす原子比Ｃａ／Ｓの影響を示すグラフである。 磁束密度Ｂ_５０に及ぼすＡｌ含有量の影響を示すグラフである。 鉄損Ｗ_{１０／４００}に及ぼすＡｌ含有量の影響を示すグラフである。 磁束密度Ｂ_５０に及ぼす７４０℃までの昇温速度の影響を示すグラフである。 鉄損Ｗ_{１０／４００}に及ぼす７４０℃までの昇温速度の影響を示すグラフである。

まず、本発明を開発する契機となった実験について説明する。
磁気特性に及ぼす冷延圧下率の影響について調査するため、Ｃ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２４ｍａｓｓ％およびＣａ：０．００２５ｍａｓｓ％を含有する鋼スラブを１１００℃×３０分の加熱後、熱間圧延して板厚０．８〜２．６ｍｍの範囲の熱延板とし、１０００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施し、次いで、１回の冷間圧延で板厚０．１５ｍｍ（圧下率：８１〜９４％）の冷延板とした後、直接通電加熱炉で７４０℃までの昇温速度を３０℃／ｓおよび３００℃／ｓの２水準に変えて加熱し、さらに、３０℃／ｓにて９５０℃まで加熱し、１０秒間保持した後、冷却して冷延焼鈍板とした。

斯くして得た冷延焼鈍板から、Ｌ：１８０ｍｍ×Ｃ：３０ｍｍのＬ方向サンプルおよびＬ：３０ｍｍ×Ｃ：１８０ｍｍのＣ方向サンプルを切り出し、エプスタイン試験によって磁界の強さ５０００Ａ／ｍにおける磁束密度（Ｂ_５０）および周波数４００Ｈｚ、磁束密度１．０Ｔで励磁したときの鉄損（Ｗ_{１０／４００}）を測定し、その結果を図１および図２に示した。

上記の図１および図２から、昇温速度３０℃／ｓで加熱した鋼板は、冷延圧下率が高くなるに従い磁気特性が劣位になっていることがわかる。この原因は、冷延圧下率が高くなると、磁化困難軸である｛１１１｝方位への集積度が高くなるためであると考えられる。
これに対して、昇温速度３００℃／ｓで加熱した鋼板では、冷延圧下率が高くなるのにともない磁気特性が向上している。この原因については、まだ十分に明らかとなっていないが、発明者らは、次のように考えている。

ＰおよびＣａを添加すると、磁化容易軸である｛１００｝＜０１２＞方位や｛４１１｝＜１４８＞方位が増加する。一方、冷延圧下率を高くすると、磁化困難軸である｛１１１｝方位粒が発達するが、昇温速度を高めることで｛１１１｝方位の発達が抑制される。そのため、昇温直後は、磁化容易軸である｛１００｝＜０１２＞方位や｛４１１｝＜１４８＞方位と磁化困難軸である｛１１１｝方位とがよいバランスで存在し、その後の均熱焼鈍時に｛１００｝＜０１２＞方位や｛４１１｝＜１４８＞方位の粒が、｛１１１｝粒を蚕食して優先的に粒成長し、磁気特性が向上する。

次に、磁気特性に及ぼすＰ含有量の影響について調査するため、Ｃ：０．００２８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．６ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１０ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００３ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２４ｍａｓｓ％およびＣａ：０．００２５ｍａｓｓ％を含有する成分系に、Ｐを０．０１〜０．５ｍａｓｓ％の範囲で種々に変えて含有させた鋼スラブを１１００℃×３０分の加熱後、熱間圧延して板厚１．８ｍｍの熱延板とし、１０００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施し、次いで、１回の冷間圧延で板厚０．１５ｍｍ（圧下率：９１．７％）の冷延板とした後、直接通電加熱炉で７４０℃までの昇温速度を３０℃／ｓおよび２５０℃／ｓの２水準に変えて加熱し、さらに、３０℃／ｓにて９５０℃まで加熱し、１０秒間保持した後、冷却して冷延焼鈍板とした。なお、Ｐの添加量が０．３５ｍａｓｓ％と０．５ｍａｓｓ％の鋼板は、冷間圧延時に破断したため、Ｐ：０．２０ｍａｓｓ％以下の鋼板についてのみ冷延焼鈍板とし、前述した実験と同様にして、エプスタイン試験によって磁気特性（磁束密度Ｂ_５０、鉄損Ｗ_{１０／４００}）を測定し、その結果を図３および図４に示した。

上記の図３および図４から、３０℃／ｓおよび２５０℃／ｓのいずれの昇温速度でも、Ｐの含有量が０．０３ｍａｓｓ％以上で良好な磁気特性が得られていることがわかる。この原因は、上述したように、Ｐを添加することで磁化容易軸である｛１００｝＜０１２＞方位や｛４１１｝＜１４８＞方位が増加し、磁気特性が向上したものと考えられる。

次に、磁気特性に及ぼすＣａの影響について調査を行うため、Ｃ：０．００２３ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０８ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２４ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００４ｍａｓｓ％およびＮ：０．００２２ｍａｓｓ％を含有する成分系に、Ｃａを０．０００１〜０．０１５ｍａｓｓ％の範囲で種々に変えて含有させた鋼スラブを１０８０℃×３０分の加熱後、熱間圧延して板厚１．６ｍｍの熱延板とし、１０００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施し、次いで、１回の冷間圧延で板厚０．１５ｍｍ（圧下率：９０．６％）の冷延板とした後、直接通電加熱炉で７４０℃までの昇温速度を３０℃／ｓおよび３００℃／ｓの２水準に変えて加熱し、さらに、３０℃／ｓにて９４０℃まで加熱し、１０秒間保持した後、冷却して冷延焼鈍板とし、前述した実験と同様にして、エプスタイン試験によって磁気特性（磁束密度Ｂ_５０、鉄損Ｗ_{１０／４００}）を測定し、その結果を図５および図６に示した。

上記の図５および図６から、３０℃／ｓおよび３００℃／ｓのいずれの昇温速度でも、（（Ｃａ（ｍａｓｓ％）／４０）／（Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２）、すなわち、Ｓに対するＣａの原子比が０．５〜３．５の範囲で良好な磁気特性が得られていることがわかる。この原因は、Ｃａは鋼中でＳを固定し、ＣａＳとして析出することで熱延板焼鈍時の粒成長を改善し、冷延前の粒径を粗大化するため、冷間圧延後の再結晶集合組織として、磁化困難軸である｛１１１｝＜１１２＞方位が減少し、磁気特性が向上したものと考えられる。しかし、（Ｃａ／４０）／（Ｓ／３２）が０．５未満では、その効果が小さく、一方、（Ｃａ／４０）／（Ｓ／３２）が３．５を超えると、ＣａＳの析出量が多くなり過ぎて、粒成長が阻害され、鉄損が増加するためと考えられる。この結果から、Ｃａは、（Ｃａ／４０）／（Ｓ／３２）で０．５〜３．５の範囲で添加するのが有効であるといえる。

次に、磁気特性に及ぼすＡｌの影響について調査するため、Ｃ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０８ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２２ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２４ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２２ｍａｓｓ％およびＣａ：０．００２５ｍａｓｓ％を含有する成分系に、Ａｌを０．００１〜１．０ｍａｓｓ％の範囲で種々に変えて含有させた鋼スラブを１０８０℃×３０分の加熱後、熱間圧延して板厚１．６ｍｍの熱延板とし、１０００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施し、次いで、１回の冷間圧延で板厚０．１５ｍｍ（圧下率：９０．６％）の冷延板とした後、直接通電加熱炉で７４０℃までの昇温速度を３０℃／ｓおよび３００℃／ｓの２水準に変えて加熱し、さらに、３０℃／ｓにて９４０℃まで加熱し、１０秒間保持した後、冷却して冷延焼鈍板とし、前述した実験と同様にして、エプスタイン試験によって磁気特性（磁束密度Ｂ_５０、鉄損Ｗ_{１０／４００}）を測定し、その結果を図７および図８に示した。

上記の図７から、３０℃／ｓおよび３００℃／ｓのいずれの昇温速度でも、Ａｌ含有量が０．０１ｍａｓｓ％以下の範囲内で磁束密度が向上しており、特に、３００℃／ｓの昇温速度での向上代が大きいことがわかる。Ａｌを低減することで、急速加熱を伴う仕上焼鈍後の磁束密度が大きく改善される理由はまだ明らかではないが、Ａｌを低減することによって、粒界方位差角による粒界の易動度差が生じ、それによって、急速加熱を伴う仕上焼鈍時に、磁化容易軸である｛１００｝＜０１２＞方位や｛４１１｝＜１４８＞方位が｛１１１｝方位を蚕食する形で優先的に粒成長したものと考えられる。
なお、Ａｌを低減したときの鉄損は、図８からわかるように、若干、増加する傾向にある。これは、鋼の固有抵抗を高めて鉄損を改善する効果のあるＡｌを低減したため、上記急速加熱による効果が相殺されたためであると考えられる。

次に、磁気特性に及ぼす昇温速度の影響について調査するため、Ｃ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．３ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２５ｍａｓｓ％およびＣａ：０．００３０ｍａｓｓ％を含有する鋼スラブを鋼スラブを１１００℃×３０分の加熱後、熱間圧延して板厚１．６ｍｍの熱延板とし、９８０℃×３０秒の熱延板焼鈍を施し、次いで、１回の冷間圧延で板厚０．１５ｍｍ（圧下率：９０．６％）の冷延板とした後、直接通電加熱炉で７４０℃までの昇温速度を３０〜３００℃／ｓの範囲で種々に変化させて加熱し、さらに、３０℃／ｓにて９６０℃まで加熱し、１０秒間保持した後、冷却して冷延焼鈍板とし、前述した実験と同様にして、エプスタイン試験によって磁気特性（磁束密度Ｂ_５０、鉄損Ｗ_{１０／４００}）を測定し、その結果を図９および図１０に示した。

上記の図９および図１０から、７４０℃までの昇温速度を１００℃／ｓ以上として加熱し、仕上焼鈍することで良好な磁気特性が得られていることがわかる。これは昇温速度を上昇させることで｛１１１｝粒の再結晶が抑制され、｛１１０｝粒、｛１００｝粒の再結晶が促進されて、相対的に磁化容易軸の方位が上昇したため、急熱、仕上焼鈍後に磁気特性が向上したものと考えられる。以上のことより、昇温速度は１００℃／ｓ以上とするのが望ましいといえる。
本発明は、上記の実験結果に基づき、なされたものである。

次に、本発明の無方向性電磁鋼板（製品）の成分組成について説明する。
Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｃは、製品鋼板中に０．００５ｍａｓｓ％を超えて含有していると、磁気時効を起こして鉄損特性を劣化させるので、上限は０．００５ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。

Ｓｉ：２〜４ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減するのに有効な元素であり、斯かる効果を得るためには２ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、４ｍａｓｓ％を超えて添加すると、磁束密度が低下したり、圧延して製造することが難しくなるので、上限は４ｍａｓｓ％とする。

Ｍｎ：０．０３〜３ｍａｓｓ％
Ｍｎは、熱間加工性を改善するのに必要な元素であるが、０．０３ｍａｓｓ％未満では十分な効果が得られず、一方、３ｍａｓｓ％を超える添加は、原料コストの上昇を招くので、０．０３〜３ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０５〜２ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｐ：０．０３〜０．２ｍａｓｓ
Ｐは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減するのに有効な元素であるとともに、磁化容易軸である｛１００｝＜０１２＞方位や｛４１１｝＜１４８＞方位を増加し、磁気特性が向上する元素である。斯かる効果は、先述した図３，図４からわかるように、０．０３ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。一方、０．２ｍａｓｓ％を超えて添加すると、鋼が硬質化し、圧延することが難しくなるので、上限は０．２ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０４〜０．１ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｓは、不可避的に混入してくる不純物元素であり、０．００５ｍａｓｓ％超え含有すると、硫化物系析出物を形成し、歪取焼鈍時の粒成長を阻害して磁気特性を劣化させるので、上限は０．００５ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００４ｍａｓｓ％以下である。

Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減するのに有効な元素であるが、本発明においては、０．０１ｍａｓｓ％以下に制限する。これは、先述した図７や図８からわかるように、Ａｌを低減することで、急速加熱を伴う仕上焼鈍後の磁気特性（磁束密度）が改善されるからである。

Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｎは、不可避的に混入してくる不純物元素であり、０．００５ｍａｓｓ％を超えて含有すると、窒化物系析出物を形成し、歪取焼鈍時の粒成長を阻害して磁気特性を劣化させるので、上限は０．００５ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００４ｍａｓｓ％以下である。

（Ｃａ（ｍａｓｓ％）／４０）／（Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２）：０．５〜３．５
Ｃａは、鋼中でＳを固定し、ＣａＳとして析出することで熱延板焼鈍時の粒成長を改善して冷延前の粒径を粗大化し、磁気特性を向上する効果を有する。斯かる効果を得るためには、（Ｃａ／４０）／（Ｓ／３２）、すなわち、Ｓに対するＣａの原子比で０．５以上の添加が必要である。一方、（Ｃａ／４０）／（Ｓ／３２）で３．５を超えて添加すると、ＣａＳの析出量が多くなり過ぎ、却って鉄損が増加する。よって、Ｃａは、（Ｃａ／４０）／（Ｓ／３２）で０．５〜３．５の範囲とする。好ましくは０．５〜３．０の範囲である。

本発明の無方向性電磁鋼板は、上記必須とする成分の他に、以下の成分を適宜含有することができる。
Ｓｎ，Ｓｂ：それぞれ０．００３〜０．５ｍａｓｓ％
ＳｎおよびＳｂは、集合組織を改善して磁束密度を向上させるだけでなく、鋼板表層の酸化や窒化、それに伴う表層微細粒の生成を抑制することによって、磁気特性の劣化を防止する種々の作用効果を有する元素である。斯かる効果を得るためには、ＳｎおよびＳｂのいずれか１以上を０．００３ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、０．５ｍａｓｓ％を超えて添加すると、逆に、結晶粒の成長が阻害されて磁気特性の低下を招くおそれがある。よって、ＳｎおよびＳｂは、それぞれ０．００３〜０．５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。

なお、本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の作用効果を害しない範囲内であれば、他の元素の含有を拒むものではない。

次に、本発明の無方向性電磁鋼板の板厚について説明する。
先述したように、鋼板の板厚を薄くすることは、高周波域での鉄損低減、特に、渦電流損の低減に有効である。しかし、板厚が０．１ｍｍ未満となると、冷間圧延が困難となるだけでなく、モータのローター、ステーター組立時に鋼板積層枚数の増大につながり、生産効率が低下する。一方、板厚が０．２ｍｍを超えると、渦電流損の増大に伴う鉄損の増大につながる。よって、本発明では、板厚を０．１〜０．２ｍｍの範囲とする。

次に、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、先ず、本発明に適合する上記成分組成を有する鋼を転炉や電気炉、真空脱ガス装置などを用いた通常の精錬プロセスで溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法で鋼スラブとする。

次いで、上記鋼スラブを通常の方法で熱間圧延して、熱延板とした後、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。この熱延板焼鈍は、本発明においては必須の工程ではないが、磁気特性の向上に有効であるため、適宜採用するのが好ましい。熱延板焼鈍を施す場合の焼鈍温度は、７５０〜１０５０℃の範囲とするのが好ましい。焼鈍温度が７５０℃未満では、未再結晶組織が残存する可能性があり、一方、１０５０℃を超えると焼鈍設備に多大な負荷がかかるためである。より好ましくは８００〜１０００℃の範囲である。

上記熱間圧延後、あるいは、熱延板焼鈍後の鋼板は、その後、酸洗した後、１回の冷間圧延により最終板厚の冷延板とする。この際の冷延圧下率は、先述した図１および図２からわかるように、８５％以上とする必要がある。８５％未満では、急速加熱による磁気特性の改善効果が十分に得られないからである。また、上記ように冷延圧下率を高めるためには、１回の冷間圧延で最終板厚とするのが好ましい。なお、その他の圧延条件については、通常の無方向性電磁鋼板の製造条件と同様で構わない。

次いで、上記冷延後の鋼板は、再結晶焼鈍を施す。この再結晶焼鈍は、本発明において、重要な工程であり、加熱条件として、再結晶温度域までを急速加熱する、具体的には、室温〜７４０℃までの平均昇温速度を１００℃／ｓ以上とする急速加熱を行うことが必要である。
なお、急速加熱する終点温度は少なくとも再結晶が完了する温度である７４０℃であればよく、７４０℃を超える温度としてもよい。しかし、終点温度が高温になるほど、加熱に要する設備コストや電力コストが増大するため、安価に製造する上では好ましくない。なお、１００℃／ｓ以上で急速加熱する方法についても、特に制限はなく、例えば、直接通電加熱法あるいは誘導加熱法などを好適に用いることができる。

急速加熱して再結晶させた鋼板は、その後、均熱焼鈍を適宜施した後、冷却して、製品板とする。なお、上記均熱までの昇温速度や、均熱温度、均熱時間およびその後の冷却条件は、通常の無方向性電磁鋼板で行われている条件に従って行えばよく、特に制限はないが、均熱温度は８００〜１１００℃の範囲とするのが好ましい。より好ましい均熱温度は９００〜１０５０℃の範囲である。

表１に示した各種成分組成を有する鋼スラブを、１０８０×３０分加熱した後、熱間圧延して板厚１．６〜２．０ｍｍの熱延板とし、８００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で、同じく表１に示した板厚の冷延板とした。その後、上記冷延板を、直接通電加熱炉で昇温速度および昇温到達温度を、同じく表１に示したように変化させて加熱し、その後３０℃／ｓで、同じく表１に示した均熱温度まで昇温し、１０秒間保持した後、冷却し、冷延焼鈍板とした。

斯くして得た冷延焼鈍板から、Ｌ：１８０ｍｍ×Ｃ：３０ｍｍのＬ方向サンプルおよびＬ：３０ｍｍ×Ｃ：１８０ｍｍのＣ方向サンプルを切り出し、エプスタイン試験によって磁界の強さ５０００Ａ／ｍにおける磁束密度（Ｂ_５０）および周波数４００Ｈｚ、磁束密度１．０Ｔで励磁したときの鉄損（Ｗ_{１０／４００}）を測定し、その結果を表１中に示した。
表１から、本発明の条件を満たして製造した鋼板は、いずれも磁束密度Ｂ_５０が１．７０Ｔ以上でかつ鉄損Ｗ_{１０／４００}を１２Ｗ／ｋｇ以下の優れた磁気特性を有していることがわかる。

Claims (3)

1. Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２〜４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３〜３ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３〜０．２ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％以下およびＮ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、さらに、ＣａをＳに対する原子比（（Ｃａ（ｍａｓｓ％）／４０）／（Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２））で０．５〜３．５の範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板厚が０．１０〜０．２０ｍｍで、磁束密度Ｂ_５０が１．７０Ｔ以上、かつ、鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２Ｗ／ｋｇ以下である無方向性電磁鋼板。
2. 上記成分組成に加えてさらに、ＳｎおよびＳｂのうちから選ばれる１種または２種をそれぞれ０．００３〜０．５ｍａｓｓ％の範囲で含有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。
3. 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延した後、冷延圧下率８５％以上の冷間圧延で最終板厚の冷延板とし、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
   上記冷延板の最終板厚を０．１０〜０．２０ｍｍとし、
   上記仕上焼鈍における７４０℃までを平均昇温速度１００℃／ｓ以上で急速加熱することによって、
   磁束密度Ｂ_５０を１．７０Ｔ以上、かつ、鉄損Ｗ_{１０／４００}を１２Ｗ／ｋｇ以下とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。

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