JPH11229096A - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】｛１００｝集積度が高く、磁束密度と鉄損を改
善した無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供す
る。 【解決手段】Ｃ≦０．０１％、Ｓｉ：０．０５〜１％、
Ｍｎ：０．０１〜１％、Ｐ≦０．１５％、Ａｌ≦０．０
０３％、Ｍｎ／Ｓ≧１０、さらに、鋼中の酸化物系介在
物中のＭｎＯとＳｉＯ₂ の組成重量比が、ＭｎＯ／Ｓｉ
Ｏ₂ ≦０．４３であり、板厚中心部の｛１００｝集積度
がランダム比で３以上の無方向性電磁鋼板。鋼とロール
間の摩擦係数を０．２以下にして７００℃以上のα相領
域で仕上熱延し８００℃以上のα域で連続焼鈍する製造
方法。さらに５０％以下で冷間圧延し連続焼鈍する製造
方法。真空処理槽内の溶鋼にＭｎを添加した後真空処理
して成分調整する製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、電気機器の鉄心と
して広く用いられる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】無方向性電磁鋼板は、方向性電磁鋼板に
比較して板面内での磁気異方性が少なく、モーターの鉄
心や小型変圧器の鉄心などに広く使用されている。これ
らの、機器の効率を高めるために、電磁鋼板に対しては
低鉄損・高磁束密度化という磁気特性の改善が求められ
ている。

【０００３】従来、無方向性電磁鋼板の磁気特性の改善
は、Ｓｉ等の合金元素の含有量を増して鋼の固有抵抗を
高めて鉄損を低減する方法と、鋼中の不純物を少なくし
て結晶粒成長性を改善する方法を中心に検討されてき
た。しかし、Ｓｉ含有量を増すと磁束密度が低下する傾
向があるために高合金化には制約があり、結晶粒の成長
性を改善する方法もほぼ限界にきている。磁気特性を向
上させるための残された方法としては、集合組織を改善
して磁束密度を向上させる方法が考えられている。

【０００４】無方向性電磁鋼板の集合組織としては、結
晶の磁化容易軸である＜１００＞が最も多い結晶面であ
る｛１００｝が鋼板面に平行に集積している集合組織
（以下、単に「｛１００｝集合組織」と記す）が理想的
であり、これまでにその実現方法がいくつか開示されて
いる。

【０００５】鋼が凝固する際に発達する柱状晶組織を利
用する方法がある。この方法では、特殊な鋳造方法によ
って製造した柱状晶を持つ鋼塊から｛１００｝が板面に
平行となるように鋼を切り出し、１０００℃以上の温度
で焼鈍する。この考え方は最近実用化されたストリップ
キャステイング等の方法にも適用が可能であるが量産性
が悪く、コストが高いうえ、＜１００＞の集積度をさほ
ど高くできない。

【０００６】厚さを０．１５ｍｍ以下に薄くした珪素鋼
板を、弱酸化性雰囲気中で１０００℃以上で焼鈍し、結
晶方位による表面エネルギーの差を利用して｛１００｝
集合組織を増す方法がある。この方法では、結晶粒は、
一旦、板厚程度の大きさに成長した後、表面エネルギー
の差を駆動力として板面に平行な｛１００｝を有する結
晶粒を優先成長させる。しかし、表面エネルギーの差を
利用するためには鋼板の厚さを０．２ｍｍ以下にする必
要があるうえ、１０００℃以上の高温に加熱する箱焼鈍
が不可欠であるので生産性が良くない。

【０００７】米国特許Ｎｏ．３１６３５６４（１９６
４）には、微量のＡｌ等を添加した珪素鋼を直交方向に
圧延（クロス圧延）し、高温長時間の最終焼鈍をおこな
うことにより、｛１００｝＜００１＞方位の結晶粒を二
次再結晶させる方法が開示されている。しかしながらこ
の方法も、上述の表面エネルギーを利用する方法と同様
に、生産性が悪く経済性に劣る。

【０００８】特開昭５３−３１５１５号公報には、本質
的にＣを含まない鋼板をγ単相域に加熱した後、Ａ₁ 変
態点まで徐冷し、その時に生じるγ→α変態を利用して
板面に平行に｛１００｝を集積させる方法が開示されて
いる。しかしながら、この方法では｛１００｝集合組織
のＸ線積分強度の強さ（以下、単に「｛１００｝集積
度」と記す）が低い。特開平１−３１９６３２号公報に
は、Ｓｉ、ＣおよびＮを含む冷間圧延鋼帯を特定の温度
域で脱炭・脱窒焼鈍して｛１００｝集積度を高めること
を特徴とする珪素鋼板の製造方法が開示されている。こ
の方法では、｛１００｝集積度が、配向性がない材料の
｛１００｝集積度に比較して（以下、単に「ランダム
比」と記す）１５倍以上のものが得られるが、高温長時
間の焼鈍が必要であり、生産性が悪く価格が高くなる。

【０００９】特開平９−１９４９３９号公報には、無方
向性電磁鋼板の素材を熱間粗圧延した後コイル状に巻取
り、粗圧延材の温度を均一化させた後巻戻して熱間仕上
圧延する板厚１ｍｍ以下の熱延電磁鋼板の製造方法が開
示されている。この方法は冷間圧延行程がないので安価
に製造できる方法であるが、磁気特性の改善効果は不十
分である。

【００１０】無方向性電磁鋼板中の微細なＡｌＮなどの
析出物や、冷間圧延で微細に破砕された非金属介在物
は、冷間圧延した鋼板を焼鈍する時の結晶粒の成長を阻
害し、磁気特性の改善を妨げる原因になることが知られ
ている。

【００１１】特開昭６３−１９５２１７号公報では、こ
のような非金属介在物の悪影響を除くために、鋼中の酸
化物系介在物を構成する各種の組成の酸化物の内、Ｍｎ
Ｏの重量の割合を１５％以下とした磁気特性に優れた無
方向性電磁鋼板を開示している。この発明では、ＭｎＯ
の重量の割合が上記の範囲を超えると介在物の軟化点が
低下して圧延中に延ばされ、これが焼鈍時の結晶粒成長
を妨げる、としている。しかしながら、これらの方法で
も磁気特性が不十分なうえ、経済性にも改善すべき点が
ある。

【００１２】上記の発明では、ＭｎＯの重量の割合を低
下させる方法として、転炉出鋼時に従来よりも多量のＦ
ｅ−Ｍｎ合金を添加し、Ｍｎによる溶鋼の脱酸を強化し
ている。しかし、転炉出鋼時は溶鉄中の酸素含有量が高
いうえ、スラグと鋼とが強く撹拌されている状態である
ためにＭｎが酸化されやすく、かつ、スラグに移行しや
すい。このため、Ｍｎの歩留まりが悪く、成分調整も十
分にはおこなえない。この方法ではＡｌで脱酸した後に
再度Ｍｎ成分の調整が必要になるので経済性に欠けるう
え、精錬末期のＭｎ添加によってＭｎＯが新たに生じる
問題もある。

【００１３】以上述べたように、これまでに開示されて
いる｛１００｝集合組織を有する無方向性電磁鋼板は、
｛１００｝集積度が十分でなく、その製造方法も効率性
や経済性に欠けるのが問題であった。

【００１４】

【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、｛１００｝集積度が高く、磁束密度ばかり
でなくその鉄損も大幅に改善した無方向性電磁鋼板およ
びその安価な製造方法を提供することにある。

【００１５】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は下記
（１）に記載の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板なら
びに（２）、（３）および（４）に記載のその製造方法
にある。

【００１６】（１）化学組成が、重量％で、Ｃ：０．０
１％以下、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．０１〜１
％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ａ
ｌ：０．００３％以下、Ｂ：０〜０．０１％、Ｓｂおよ
びＳｎの内の１種または２種を合計で０〜０．３％、全
酸素：０．０２％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純
物からなる鋼であって、鋼中のＭｎとＳの含有量の比率
Ｍｎ／Ｓが１０以上、鋼中に存在する酸化物系介在物中
のＭｎＯとＳｉＯ₂ の重量比ＭｎＯ／ＳｉＯ₂ が０．４
３以下、板厚中心部の｛１００｝の集積度がランダム比
で３以上である無方向性電磁鋼板。

【００１７】（２）上記（１）に記載の化学組成と酸化
物系介在物を有する鋼の熱間圧延の仕上圧延を、鋼とロ
ール間の摩擦係数が０．２以下、圧延終了温度が７００
℃以上のα相領域となる条件でおこなって厚さが１．０
ｍｍ以下の熱延鋼板とし、これを酸洗して８００℃以上
のα相領域で連続焼鈍することによる上記（１）の無方
向性電磁鋼板の製造方法。

【００１８】（３）上記（１）に記載の化学組成と酸化
物系介在物を有する鋼の熱間圧延の仕上圧延を、鋼とロ
ール間の摩擦係数が０．２以下、圧延終了温度が７００
℃以上のα相領域となる条件でおこなって得た厚さが
１．０ｍｍ以下の熱延鋼板に、圧下率５０％以下で冷間
圧延をおこない、８００℃以上のα相領域で焼鈍するこ
とを特徴とする請求項１に記載の磁気特性に優れた無方
向性電磁鋼板の製造方法。

【００１９】（４）真空処理槽内の溶鋼にＭｎを添加
し、その後真空処理を施して溶鋼中のＣを０．０００５
〜０．０１重量％、フリー酸素を０．０１〜０．０４重
量％に調整し、ＡｌおよびＳｉを添加して鋼の化学組成
および酸化物系介在物組成を制御して得た溶鋼から製造
された鋼を熱間圧延する上記（２）または（３）の無方
向性電磁鋼板の製造方法。

【００２０】本発明者等は熱間圧延時に発生する｛１０
０｝集合組織の有用性に着目し、これを安定化し、さら
に強化する方法について詳細な研究をおこない以下に述
べる新たな知見を得た。

【００２１】一般に熱延鋼板の板厚中心部には、圧延集
合組織として｛１００｝集合組織が形成される。しかし
鋼板表層部には圧延ロールによるせん断変形を受けて
｛１１０｝集合組織が強く形成されるので、｛１００｝
方位が形成される範囲は全板厚の約１／２程度しかない
うえ、その｛１００｝集合組織自体も不安定である。こ
のため、これまでの熱延鋼板においては、鋼板中心部に
｛１００｝集合組織が形成されても、これを鋼板全体の
磁気特性の改善に利用するのは困難であった。熱間圧延
時に鋼板とロール間に十分な潤滑を施して熱間圧延する
と、鋼板表層部の｛１１０｝集合組織の発達が抑制され
て板厚中心部の｛１００｝集積度が高められるととも
に、｛１００｝集積度の高い領域が板厚中心部から表面
方向にも拡大される。さらに、酸化物系介在物の構成組
成の内、ＭｎＯの比率を低めた鋼では、上述の潤滑熱間
圧延により生じる｛１００｝集合組織がさらに強化さ
れ、安定化して維持できる。

【００２２】さらに、通常は、圧延加工後に再結晶焼鈍
すると｛１１１｝集合組織が発達して｛１００｝集積度
が低下するのに対し、上述の本発明の方法で得られる熱
延鋼板に適度の焼鈍を施すと｛１００｝集合組織が極め
て安定になり、その後焼鈍を施しても｛１００｝集合組
織が十分に維持され、逆に｛１１１｝集合組織が弱くな
るという極めて特異な現象がある。

【００２３】また、製鋼作業、特に、脱炭を主目的とし
て行なう溶鋼の真空処理や脱酸剤添加方法を特定の条件
でおこなうことより、介在物の組成を経済的、かつ、容
易に制御できる。本発明は、これらの知見を基にして完
成されたものである。

【００２４】

【発明の実施の形態】以下に本発明の実施の形態を詳細
に述べる。なお、以下に記す化学組成の％表示は重量％
を意味する。

【００２５】（ａ）鋼の化学組成 Ｃ：磁気特性を劣化させるので製品の鋼板においては少
ないほど良い。Ｃ含有量は、磁気特性に顕著な悪影響が
現れない限界として、０．０１％以下に限定する。

【００２６】Ｓｉ：鋼を脱酸する作用を有するうえ、鋼
の電気抵抗を増して渦電流損失を低下させる作用があ
る。本発明では、鋼を脱酸するため、および鉄損を低減
するためにＳｉを０．０５％以上含有させる。しかし、
Ｓｉ含有量が増すにつれて磁束密度が低下するので、鉄
損を低減する目的であっても、十分な磁束密度を確保す
るためにＳｉの含有量は１％を上限とする。

【００２７】Ｍｎ：ＦｅＳに起因する熱間圧延時の割れ
（熱間脆性）の抑止と、ＭｎＳを粗大に析出させて結晶
粒成長に対して無害化することを主目的にＭｎを０．０
５％以上、かつ、Ｍｎ／Ｓが１０以上となるように含有
させる。Ｍｎは、鋼の電気抵抗を増し鉄損を低減する作
用を有するので、鉄損低減を目的として含有させてもよ
い。しかし、Ｍｎは高価であり、鉄損低減に対する効果
がＳｉに比べて小さいので、その含有量の上限は１％と
する。

【００２８】Ｐ：Ｐは安価な元素であるうえ、鋼の電気
抵抗を増し鉄損を低減する作用と、鋼を硬くして打抜き
性を向上させる効果があるので含有させてもよい。しか
し過度に含有させると鋼が脆くなり圧延が困難になるの
で、含有させる場合でも０．１５％以下とする。

【００２９】Ｓ：鋼の熱間脆性の原因となるうえ、硫化
物系介在物を形成し磁気特性を損なう。他方、Ｓには鋼
板の打抜き性や切削性を改善する作用がある。このた
め、磁気特性を重視する場合には０．００６％以下とす
るのがよい。打抜き性や切削性を重視する場合には、
０．０１５％以上、０．０３５％以下とするのがよい。

【００３０】Ａｌ：溶鋼の脱酸作用を有するので脱酸剤
として用いてもよい。Ａｌを用いて脱酸した結果生じる
脱酸生成物は、その大部分は浮上し溶鋼中から除かれる
が、残余は酸化物系介在物として鋼中に残存し、さらに
過剰に含有されたＡｌはＡｌＮなどの微細析出物を形成
しやすい。これらの酸化物や窒化物が増すと結晶粒成長
や磁壁移動の障害になるのでＡｌは少ないほど好まし
い。このため、Ａｌの含有量は０．００３％以下とす
る。

【００３１】Ｂ：必須元素ではないが、熱間圧延時、ま
たは、冷間圧延後の焼鈍時の再結晶の際に｛１１１｝集
合組織の形成を抑制し、｛１００｝集合組織の形成が促
進される効果があるので含有させてもよい。その場合に
は０．０００２％以上含有させるのが効果的である。し
かし、過剰に含有させると再結晶完了後の粒成長を抑制
し、鉄損を悪化させるのでその上限は０．０１％とする
のがよい。

【００３２】Ｓｂ、Ｓｎ：必須元素ではないが、両元素
とも、鋼の再結晶に際して、結晶粒界からの｛１１１｝
方位の再結晶核の生成を抑制する作用がある。また、冷
間圧延時に、変形帯の生成を促進して｛４１１｝方位の
再結晶核を増す作用がある。｛４１１｝は｛１００｝方
位に近い方位であるので、面内平均の磁気特性の向上に
寄与する。このため、さらに磁気特性を向上させる場合
には、ＳｂおよびＳｎの内の１種または２種を合計で
０．００５％以上含有させるのが効果的である。しか
し、過剰に含有させると鋼が脆化して圧延が困難になる
ので、含有させる場合の上限は０．３％とするのがよ
い。

【００３３】全酸素：全酸素はフリー酸素（鋼中に固溶
している酸素）と介在物として存在する酸素からなって
おり、化学分析で求められる。鋼板中ではフリー酸素は
少なく、大部分は介在物中の酸素として存在する。この
ため、鋼の全酸素量が増すことは介在物が増すことを意
味している。酸化物系の介在物の総量を抑制するため
に、鋼板中の全酸素の含有量の上限を０．０２％とす
る。

【００３４】本発明の鋼は、上記以外はＦｅおよび不可
避的不純物で構成される。なお、不可避的不純物として
のＮ含有量は、ＳｉとＭｎの存在によりＳｉ−Ｍｎ−Ｎ
系の微細析出物の発生のおそれがあるので、０．００５
％以下とするのが望ましい。さらに望ましくは、０．０
０３％以下である。

【００３５】（ｂ）酸化物系介在物 Ａｌ含有量が低い電磁鋼板において観察される介在物
は、ＳｉＯ₂ とＭｎＯを主成分とする酸化物系介在物が
主体である。この介在物中のＭｎＯの比率が高くなる
と、介在物の軟化温度が低下して熱間圧延時に延伸され
易くなる。圧延方向に延伸された介在物が増すと、熱間
圧延後の板厚中心部での｛１００｝集合組織の集積度が
損なわれるうえ、熱間圧延中および熱間圧延後に生じる
結晶粒成長を阻害して、鉄損などの磁気特性の向上を妨
げる。このような酸化物系介在物による悪影響を除くた
めに、酸化物系介在物を構成するＳｉＯ₂ に対するＭｎ
Ｏの重量組成比（ＭｎＯ／ＳｉＯ₂ 、以下、単に「Ｍｎ
Ｏ比」と記す）を０．４３以下とする。ＭｎＯ比は低い
方がよいが、ＳｉＯ₂ に対する比率が重量比で０．４３
以下であれば、上述の有害さが大幅に減少される。な
お、ＭｎＯ比は、介在物をヨウ素―メタノール法による
抽出分離定量法により分析して求めるものである。

【００３６】（ｃ）｛１００｝集積度 鋼板の｛１００｝集積度が高いほど鋼板は磁化されやす
く磁気特性が良好になる。本発明の無方向性電磁鋼板
は、磁束密度を高め磁気特性を向上させるために、板厚
中心部における｛１００｝集積度がランダム比で３以上
であるものとする。好ましくは５以上、さらに好ましく
は７以上である。

【００３７】鋼板の板厚中心部の集合組織は、例えば、
化学研磨などの方法で鋼板の片面側を板厚中心部まで除
去して板厚中心部を測定面とする試料を得、これをＸ線
回折する等の方法で測定される。ランダム比は、この測
定値と配向性がない材料の｛１００｝Ｘ線積分強度を用
いて容易に求められる。

【００３８】本発明の鋼板は、鋼板表層部の｛１００｝
集積度も従来のものに較べて良好である。板厚中心部の
ランダム比が３以上の鋼板であれば、その表層部では１
以上、板厚中心部のランダム比が７以上であれば表層部
では３以上の良好な集積度が期待できる。この鋼板表層
部の集積度は、圧延時に生じる鋼板最表面の不均一変形
部分を除くために、最表面を厚さで１０μｍ程度化学研
磨法などの方法で除去した後に測定されるものである。

【００３９】本発明の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼
板の素材となる鋼は、転炉や電気炉で溶製された溶鋼を
処理し、連続鋳造法などで鋳造され、熱間圧延されて製
造される。

【００４０】（ｄ）溶鋼の処理 溶鋼の処理方法については、特に限定するものではな
く、通常おこなわれている公知の方法で溶鋼を真空処理
してＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎ等で脱酸し、最終的な目標とする
化学組成に調整すればよい。真空処理は、例えばＲＨ法
やＶＯＤ法等が好適である。所定の化学組成に調整され
た溶鋼は鋳片に鋳造される。鋳造方法や条件は任意であ
るが、公知の連続鋳造方法を用いて鋳片にするのがよ
い。なお、溶鋼処理は以下の方法でおこなうのが好まし
い。

【００４１】Ｍｎ添加：Ｍｎ源は、通常は転炉からの出
鋼時や、真空処理槽で真空処理した後に添加される。し
かし、転炉や電気炉で溶製された溶鋼を真空処理槽に移
した後に、最終的に鋼板の目標成分にするのに必要な量
を予測して、真空処理する前に所要のＭｎ源を添加する
のが好ましい。ＲＨ処理槽内に溶鋼を移した後に添加す
れば、スラグとの撹拌がほとんどないため、転炉出鋼時
にＭｎ源を添加する従来の方法に比べて、Ｍｎが酸化し
てスラグに移行することが少なく、Ｍｎの歩留まりがよ
い。

【００４２】Ｍｎ源の投入が真空処理前であるので溶鋼
の酸素含有量が高く、一部のＭｎはＭｎ酸化物となって
スラグ中に移行する。しかし、後述するように、真空処
理後にＡｌとＳｉを添加するとスラグ中のＭｎＯが解離
し、金属Ｍｎとして溶鋼中に戻る。これにより、Ｍｎ含
有量は目標成分に調整される。スラグとの攪拌が少ない
状態でＭｎ源が添加されるので、スラグ中でＭｎＯが高
くなるのは、スラグが溶鋼と接触している部分に限られ
る。このために、その後の脱酸でＭｎが還元しやすい。
このことも上述の方法でＭｎの調整が容易に行える理由
の一つである。

【００４３】このような方法でＭｎ含有量を調整すれ
ば、Ｍｎ含有量は低い状態から徐々に高められるので介
在物中にＭｎＯが生成し難い。また、介在物中のＭｎＯ
比率上昇の一因である、真空処理とＡｌ脱酸後のＭｎ成
分調整のためのＭｎ源投入が不要となり、目標とする介
在物組成が実現できる。

【００４４】真空処理：溶鋼にＭｎを添加した後、減圧
下で到達真空度と処理時間を制御して溶鋼中のＣ含有量
およびフリー酸素（溶鋼中に溶存する酸素）含有量を調
整する。脱炭反応は、”溶鋼中のＣとＯの溶解度積は、
真空度に応じて一定”の関係を基に進行する。溶鋼中の
Ｃ含有量は０．０００５〜０．０１％、望ましくは０．
００２〜０．００５％の範囲に制御する。溶鋼中のＣ含
有量が０．０１％を超えると最終的な鋼板のＣ含有量
０．０１％以下を実現できない。また、０．０００５％
に満たない場合には溶鋼中のフリー酸素が０．０４％を
超えてしまう。

【００４５】溶鋼中のフリー酸素は０．０１〜０．０４
％の範囲に調整する。この量が０．０４％を超えると、
その後のＡｌおよびＳｉ添加に際して介在物が大量に生
成し、鋼板の清浄度が悪化すると共に介在物組成の制御
も困難になる。その上、ノズルが閉塞するなどの製造上
の問題も生じる。フリー酸素が０．０１％に満たない場
合には脱炭が不十分になり、鋼板のＣ含有量を低減でき
ない。

【００４６】Ａｌ、Ｓｉ添加：Ｃとフリー酸素を上記の
ように調整した後、ＡｌおよびＳｉを添加する。全酸素
含有量を低減し、さらに介在物の組成を制御するため
に、Ａｌを添加した後にＳｉを添加するのが望ましい。
Ａｌ添加の目的は、脱炭のために必要であったフリー酸
素のみならず全酸素含有量をも低減することである。Ｒ
Ｈ等で溶鋼を適切に攪拌すれば、溶鋼の最終のＡｌ含有
量が０．００３％以下であっても、全酸素含有量を０．
００６以下にすることができる。

【００４７】このような状態で、鋼板の目標成分を実現
するのに必要な量だけＳｉを添加する。この方法によれ
ば、ＳｉのみならずＭｎについても容易に目標組成を得
ることができる。さらに介在物の組成も目標組成に制御
できる。

【００４８】（ｅ）熱間圧延条件 上述の化学組成を有する鋳片は、仕上圧延温度を確保す
るために、公知の方法により、圧延前に加熱炉に装入し
たり局部加熱することができる。加熱温度を低くすると
硫化物系介在物が粗大化し磁気特性が向上するので、加
熱温度は仕上圧延温度が確保できる範囲内で低くするの
がよい。加熱温度は１２００℃以下が好ましく、１１５
０℃以下であればなお好ましい。仕上圧延温度が確保で
きる場合には、製造コスト低減のために圧延前の加熱は
省略してもよい。

【００４９】上述の鋳片は常法に従い粗圧延された後仕
上圧延される。厚さが薄い鋳片（薄鋳片）では、粗圧延
を省略して仕上圧延しても構わない。粗圧延が終了した
鋼片または薄鋳片は、仕上圧延機前でコイル状に一旦巻
取って保温したり、仕上圧延機の前方やスタンド間に設
けた保熱装置や加熱装置を用いて温度効果を防止するな
どの処理を施してもよい。

【００５０】仕上圧延に際しては、鋼と圧延ロール間の
摩擦係数が０．２以下になるように潤滑を施して圧延す
るのがよい。鋼とロール間の摩擦係数が大きくなると、
鋼板表層部のせん断加工領域が拡大され、表層部には
｛１００｝よりも｛１１０｝集合組織の方がはるかにが
強く形成される。このため、板厚中心部に形成される
｛１００｝集合組織が弱くなり、鋼板全体の磁気特性を
改善する効果は大きくない。

【００５１】摩擦係数が０．２以下になるように潤滑し
て圧延すれば、鋼板表層部でのせん断変形が抑制され、
表層部での｛１１０｝集積度が弱まり、鋼板中心部の
｛１００｝集積度が高まるとともに｛１００｝集合組織
を示す領域が表面方向に拡大される。摩擦係数は、通常
用いられている方法、例えば、先進率から逆算するなど
の方法で求めることができる。

【００５２】摩擦係数を０．２以下にするのは、合成エ
ステルなど公知の圧延用潤滑剤をスプレーなどの公知の
方式で熱間圧延中の鋼板表面やロール表面に塗布して圧
延すればよい。熱間潤滑は仕上圧延時の全ての圧延スタ
ンドで施すのが望ましいが、仕上圧延機の最初のスタン
ドおよび圧下率が１０％に満たないスタンドでは摩擦係
数は０．２を超えても構わない。最初のスタンドにおい
ては板厚が厚いのでせん断変形の悪影響度が小さいう
え、潤滑し過ぎると圧延ロールへの噛み込みが不安定に
なることがあるからである。圧下率が１０％に満たない
場合には、潤滑が十分でなくても悪影響は軽微である。

【００５３】上述の化学組成の鋳片は、上述の方法によ
り１ｍｍ以下の厚さに熱間圧延される。電磁鋼板の鉄損
は板厚に影響され、厚さが１ｍｍを超えると鉄損が悪く
なるので好ましくない。

【００５４】熱間圧延の仕上圧延終了温度（仕上温度）
は、７００℃以上のα相領域となる温度域とするのがよ
い。仕上圧延後に鋼が変態すると集合組織が破壊され
る。また、鋼板圧延時の形状不良を防止するために仕上
圧延の最終圧下はα相領域でおこなうのがよい。

【００５５】本発明の製造方法においては、圧延と同時
に再結晶させることにより、圧延で得られた板厚中心部
の｛１００｝集合組織を安定化し強化する。仕上温度が
７００℃に満たない場合には、圧延中の再結晶が不十分
になるので、熱間圧延で得られた｛１００｝集積度の強
化が不十分になる。このため、仕上温度は７００℃以上
とするのがよい。

【００５６】圧延終了後の巻取温度は特に限定するもの
ではないが、良好な集合組織を得るために５００〜７５
０℃の範囲とするのが好ましい。

【００５７】（ｆ）熱延板焼鈍 板厚中心部に形成されている｛１００｝方位の結晶粒を
成長させ、その集積度を高めて磁束密度を改善し、合わ
せてヒステリシス損を減少させて鉄損を改善するため
に、熱延鋼板に焼鈍を施すのが望ましい。この焼鈍はγ
変態を生じさせない温度範囲でおこなう必要がある。ま
た、焼鈍温度が高いほど結晶粒の成長が促進される。こ
れらの理由で熱延板焼鈍は、８００℃以上のα相領域で
おこなうのがよい。焼鈍温度の上限は特に限定するもの
ではないが、以下に述べる連続焼鈍方式で良好に焼鈍で
きる１１００℃を上限とするのがよい。

【００５８】焼鈍方法は、高温焼鈍が容易で鋼板の平坦
形状を良好に保つことができるので連続焼鈍法がよい。
焼鈍時間は１０秒以上あればよい。焼鈍前には常法に従
って酸洗しておくのが望ましい。また、焼鈍前には、鋼
板の平坦度や表面粗さを整えるため、常法に従ってスキ
ンパス圧延等を施しても構わない。さらに、焼鈍後には
常法に従って絶縁コーティングを施すのが望ましい。

【００５９】（ｇ）冷間圧延および焼鈍 上述の熱延鋼板は、その状態で無方向性電磁鋼板として
使用できる。しかし、熱間圧延製品であるために板厚精
度や平坦形状が好ましくない場合がある。この様な場合
には、熱間圧延板に冷間圧延と焼鈍を施し、冷延無方向
性電磁鋼板として用いるのが好ましい。

【００６０】冷間圧延に先だって熱延鋼板に焼鈍を施し
ておけば、以後に冷間圧延と焼鈍をおこなった際に｛１
００｝集合組織が安定し、一層良好な磁気特性を維持す
ることができるのでさらに好ましい。この場合の熱延板
の焼鈍では結晶粒成長が生じればよいので、焼鈍温度は
６００℃以上のα相領域とするのがよい。焼鈍温度の上
限は、１１００℃以下であればよい。焼鈍方法は連続焼
鈍、箱焼鈍いずれの方法でも構わない。

【００６１】冷間圧延時の圧下率は５０％以下とするの
がよい。５０％を超えると、焼鈍後に｛１１１｝集合組
織の集積度が強くなるので好ましくない。好ましくは２
０％以下である。冷間圧下率の下限は特に限定するもの
ではないが、板厚精度や平坦形状を改善するには０．５
％以上とするのが好ましい。さらに好ましくは、１％以
上である。

【００６２】冷間圧延後には焼鈍し、｛１００｝方位の
結晶粒を成長させて｛１００｝集積度を高め、磁束密度
と鉄損を向上させる。焼鈍温度が高いほど結晶粒の成長
が促進されるので焼鈍温度は高い方がよいが、γ変態を
生じさせない範囲でおこなう必要がある。このため、焼
鈍は８００℃以上のα相領域でおこなうのがよい。焼鈍
温度の上限は特に限定するものではないが、連続焼鈍方
式で良好に焼鈍できる１１００℃を上限とするのがよ
い。焼鈍方法は、高温焼鈍が容易で鋼の平坦形状を良好
に保つことができる連続焼鈍法がよい。焼鈍の後、常法
に従って絶縁コーティングを施すのが望ましい。

【００６３】無方向性電磁鋼板には、鋼板の製造業者側
で仕上焼鈍を行い、使用者側では特に焼鈍をせずに使用
するフルプロセス材と、使用者にて打抜き加工後焼鈍す
ることを前提に製造されるセミプロセス材とがあるが、
本発明の無方向性電磁鋼板は、これらいずれの場合にも
好適である。

【００６４】

【実施例】（実施例１）表１に示す１３種類の鋼を転炉
−ＲＨ−連続鋳造の工程で製造した。

【００６５】

【表１】

【００６６】これらの鋼は、転炉で溶解し、溶鋼をＲＨ
真空処理装置を用いて真空処理をおこない、溶鋼中のＣ
量、フリー酸素量を調整した後ＡｌとＳｉを添加した。

【００６７】鋼Ａ〜ＧおよびＬ、Ｍは、真空処理を施す
前のＲＨ槽内の溶鋼にＦｅ−Ｍｎ合金を添加した。鋼Ｈ
は転炉からの出鋼時に、鋼ＩはＲＨでの真空処理終了後
に、鋼ＪとＫは転炉からの出鋼時とＲＨでの真空処理終
了後の２回に分けて、それぞれ所要量のＦｅ−Ｍｎ合金
を添加し、Ｍｎ含有量を調整した。

【００６８】溶鋼は連続鋳造してスラブとし、加熱炉に
装入して１１８０℃に加熱し、粗圧延して厚さ３０ｍｍ
の鋼片とした後、連続式熱間仕上圧延機により厚さ０．
５２ｍｍの熱延鋼板とした。仕上圧延時には、合成エス
テル油をそれぞれのスタンドのワークロールにスプレー
で吹き付けて、潤滑した。鋼板とロール間の摩擦係数
は、先進率から逆算して求める公知の方法で測定し、そ
の値は０．１４であった。仕上温度は何れも８００〜８
１０℃、巻取温度は６６０〜６８０℃の範囲内であっ
た。これらの鋼板は、冷却した後酸洗し、スキンパス圧
延して、０．５０ｍｍに圧延し、９００℃で１分間保持
する連続焼鈍を施した。その後、通常の無方向性電磁鋼
板と同様の有機成分と無機成分を含有する複合組成から
なる表面絶縁コーティングを施した。

【００６９】これらの鋼板から、長さ２５ｍｍ、幅２５
ｍｍのＸ線回折用試験片と、外径４５ｍｍ、内径３３ｍ
ｍの磁気特性測定用のリング試料を打ち抜き、いずれも
９００℃で１分間保持する連続焼鈍相当の熱処理を施し
た。Ｘ線回折用試験片は、その片面を板厚中心まで化学
研磨して除去し、板厚中心部をＸ線回折して｛１００｝
面反射積分強度を測定した。磁束密度測定用のリング試
料を用いて、磁化力５０００Ａ／ｍの時の磁束密度（Ｂ
₅₀）と飽和磁束密度（Ｂ_S ）を測定した。飽和磁束密度
は鋼の化学組成によって変動するため、Ｂ₅₀／Ｂ_S を求
めて化学組成が異なる鋼の磁化され易さを比較評価し
た。また、鋼板の酸化物系介在物組成を、臭素−メタノ
ール法による抽出分離定量法により分析して求めた。鋼
板のＭｎＯ比を表１に、｛１００｝集積度および磁気特
性測定結果を表２に示した。

【００７０】

【表２】

【００７１】表２に示すように、本発明が規定する範囲
内の化学組成とＭｎＯ比を有し、ランダム比が３以上で
ある鋼Ａ〜Ｇは、鉄損が低く、磁束密度も良好であっ
た。これに対し、鋼Ｈは化学組成は本発明の範囲内であ
るがＭｎＯ比が高く、鋼Ｉは酸素含有量が高いうえにＭ
ｎＯ比が高く、鋼Ｊは化学組成は本発明の範囲内である
がＭｎＯ比が高く、鋼ＫはＳ含有量も高いために、いず
れも、ランダム比が劣り、鉄損と磁束密度がよくなかっ
た。鋼Ｍは、全酸素含有量が高いために磁気特性が好ま
しくなかった。鋼ＬはＰ含有量が高過ぎてスキンパス圧
延の際に割れが発生し、その後の処理を断念した。

【００７２】（実施例２）化学組成が実施例１に記載し
た鋼Ｃと同一のスラブを粗圧延して得た厚さ３０ｍｍの
鋼片を、実施例１と同様の方法で潤滑して熱間仕上圧延
し、仕上温度を種々変更しつつ厚さ０．７ｍｍの熱間圧
延鋼板とし、６００℃で巻取った。一部のスラブは潤滑
しないで０．７ｍｍに圧延した。熱延後酸洗し、常法に
従って厚さ０．６ｍｍに冷間圧延した。これらの冷間圧
延鋼板から、長さ２５ｍｍ、幅２５ｍｍのＸ線回折用試
験片と、外径４５ｍｍ×内径３３ｍｍのリング試料を打
ち抜き、９５０℃に１分間保持する連続焼鈍相当の熱処
理を施した。その後、Ｘ線回折用試験片は、その片面を
板厚中心まで化学研磨して除去し、実施例１と同様に、
板厚中心部をＸ線回折して｛１００｝面反射積分強度を
測定した。また、リング試験片を用いて磁束密度
（Ｂ₅₀）を測定した。これらの結果を熱間圧延条件と共
に表３に示す。

【００７３】

【表３】

【００７４】表３に示されているように、好ましい条件
範囲で熱間圧延した試番１〜４は、｛１００｝積分強度
がランダム比にして６倍以上と高く、磁束密度もＢ₅₀が
著しく良好である。これに対し、仕上圧延温度がα相域
を超えた試番５は、圧延後γ→α変態が生じたために
｛１００｝集積度が低くなり、Ｂ₅₀が好ましくなかっ
た。試番６は、仕上圧延時に潤滑しなかったために｛１
００｝積分強度が低くなり、Ｂ₅₀が好ましくなかった。
試番７は、仕上圧延温度が低すぎたために熱間圧延後の
再結晶が不十分になり、｛１００｝積分強度が低くＢ₅₀
が好ましくなかった。

【００７５】（実施例３）化学組成が実施例１に記載し
た鋼Ｃと同一のスラブを粗圧延し、実施例２の試番４に
記載したのと同様の潤滑条件で圧延し、仕上厚さを０．
５３〜０．９２ｍｍの間に変更して熱間圧延した。得ら
れた鋼板を圧下率５〜８３％の範囲で冷間圧延して厚さ
０．５ｍｍの鋼板とし、１０００℃で１分間保持する連
続焼鈍を施し、実施例２に記載したのと同様の方法で、
板厚中心部をＸ線回折して｛１００｝面反射積分強度を
測定し、Ｂ₅₀を測定した。冷間圧下率とこれらの測定結
果を表４に示す。

【００７６】

【表４】

【００７７】冷間圧下率が５０％以下であれば、十分良
好な｛１００｝集合組織とＢ₅₀を有していた。特に冷圧
率２０％以下の場合に良好であった。冷圧率が５０％を
超えた試番およびでは、｛１００｝積分強度が著し
く低下し、得られたＢ₅₀も低く、好ましくなかった。

【００７８】

【発明の効果】本発明の無方向性電磁鋼板は、板厚中心
部の｛１００｝集合組織が発達した磁束密度の高い極め
て良好な磁気特性を有する電磁鋼板である。本発明の無
方向性電磁鋼板は冷間圧延を施さなくても磁気特性がよ
いので経済性に優れる。冷間圧延すれば、さらによい。
このため、汎用性に優れた高性能の電気器機の鉄心とし
て極めて好適である。本発明の製造方法によれば安定し
て組成の制御が出来る。さらに潤滑圧延して連続熱間圧
延する方法であるので、従来にない高い磁束密度を有す
る無方向性電磁鋼板を効率よく経済的に安定して製造で
きる。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】化学組成が、重量％で、Ｃ：０．０１％以
   下、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．０１〜１％、
   Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ａｌ：
   ０．００３％以下、Ｂ：０〜０．０１％、ＳｂおよびＳ
   ｎの内の１種または２種を合計で０〜０．３％、全酸
   素：０．０２％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物
   からなる鋼であって、鋼中のＭｎとＳの含有量の比率Ｍ
   ｎ／Ｓが１０以上、鋼中に存在する酸化物系介在物中の
   ＭｎＯとＳｉＯ₂ の重量比ＭｎＯ／ＳｉＯ₂ が０．４３
   以下、板厚中心部の｛１００｝の集積度がランダム比で
   ３以上である磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板。
2. 【請求項２】請求項１に記載の化学組成と酸化物系介在
   物を有する鋼の熱間圧延の仕上圧延を、鋼とロール間の
   摩擦係数が０．２以下、圧延終了温度が７００℃以上の
   α相領域となる条件でおこなって厚さが１．０ｍｍ以下
   の熱延鋼板とし、これを酸洗して８００℃以上のα相領
   域で連続焼鈍することを特徴とする請求項１に記載の磁
   気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】請求項１に記載の化学組成と酸化物系介在
   物を有する鋼の熱間圧延の仕上圧延を、鋼とロール間の
   摩擦係数が０．２以下、圧延終了温度が７００℃以上の
   α相領域となる条件でおこなって得た厚さが１．０ｍｍ
   以下の熱延鋼板に、圧下率５０％以下で冷間圧延をおこ
   ない、８００℃以上のα相領域で焼鈍することを特徴と
   する請求項１に記載の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼
   板の製造方法。
4. 【請求項４】真空処理槽内の溶鋼にＭｎを添加し、その
   後真空処理を施して溶鋼中のＣを０．０００５〜０．０
   １重量％、フリー酸素を０．０１〜０．０４重量％に調
   整し、ＡｌおよびＳｉを添加して鋼の化学組成および酸
   化物系介在物組成を制御して得た溶鋼から製造された鋼
   を熱間圧延する請求項２または３に記載の磁気特性に優
   れた無方向性電磁鋼板の製造方法。