WO2014129034A1 - 磁気特性に優れるセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

磁気特性に優れるセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法 Download PDF

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善彰 財前
尾田　善彦
広朗 戸田
花澤　和浩
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Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a semi-processed non-oriented electrical steel sheet, and specifically to a method for manufacturing a semi-processed non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties.
  • Non-oriented electrical steel sheets are widely used as core materials for electrical equipment.
  • high magnetic flux density and low iron loss of non-oriented electrical steel sheets are indispensable. is there.
  • the non-oriented electrical steel sheet mainly by adding elements that increase the specific resistance such as Si and Al, or by reducing the plate thickness, the reduction of iron loss,
  • efforts have been made to increase the magnetic flux density by increasing the grain size before cold rolling and optimizing the cold rolling reduction ratio.
  • a full-process material that is used without being annealed after being punched into a predetermined iron core shape and a semi-process material that is used after being subjected to stress relief annealing after punching to improve magnetic properties.
  • the latter semi-process material can obtain good iron loss characteristics by reducing the crystal grains before punching and coarsening the crystal grains by subsequent strain relief annealing.
  • Patent Document 1 contains 0.75 to 1.5 mass% of Mn, coexists with a large amount of C with respect to the Mn, and cold rolling under the coexistence of Mn and C. It is disclosed that a semi-process material having excellent magnetic properties after strain relief annealing can be obtained by performing subsequent annealing and setting the C content to 0.005% or less.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned problems of the prior art, and its purpose is to provide a semi-processed non-oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density and low iron loss at low cost after strain relief annealing. It is in.
  • the inventors have intensively studied to solve the above problems. As a result, Se contained as impurities is reduced as much as possible, and the heating rate in recrystallization annealing after cold rolling is heated more rapidly than before, so that the magnetic flux density and iron loss characteristics after strain relief annealing are remarkably excellent.
  • the inventors have found that a grain-oriented electrical steel sheet can be obtained, and have developed the present invention.
  • the present invention is C: 0.005 mass% or less, Si: 4 mass% or less, Mn: 0.03 to 2 mass%, P: 0.2 mass% or less, S: 0.004 mass% or less, Al: 2 mass% or less , N: 0.004 mass% or less and Se: 0.0010 mass% or less, the steel slab having a composition composed of Fe and unavoidable impurities in the balance is hot-rolled, cold-rolled, and then subjected to recrystallization annealing.
  • the semi-processed non-oriented electrical steel sheet is heated by setting the average temperature rising rate up to 740 ° C. in the recrystallization annealing as 100 ° C./s or more. .
  • the steel slab used in the present invention is characterized by further containing 0.003 to 0.5 mass% of one or two selected from Sn and Sb in addition to the above component composition.
  • the steel slab used in the present invention is characterized by further containing 0.0010 to 0.005 mass% of Ca in addition to the above component composition.
  • the non-oriented electrical steel sheet which has the outstanding magnetic characteristic which contributes to high efficiency of electrical equipment, such as a rotary machine and a small transformer, can be provided at low cost, without adding a special element. .
  • the steel sheet was heated by varying the average rate of temperature increase up to 740 ° C. in the range of 30 to 300 ° C./s, held at 740 ° C. for 10 seconds, and then cooled to form a cold-rolled annealed plate.
  • the magnetic properties can be greatly improved by setting the average temperature elevation rate in the recrystallization annealing to 100 ° C./s or more. This is because, by increasing the rate of temperature increase during recrystallization annealing, recrystallization of ⁇ 111 ⁇ grains is suppressed, and recrystallization of ⁇ 110 ⁇ grains and ⁇ 100 ⁇ grains is promoted. , ⁇ 110 ⁇ grains and ⁇ 100 ⁇ grains phagocytose ⁇ 111 ⁇ grains and preferentially grow grains, which is considered to improve the magnetic properties.
  • C: 0.0021 mass%, Si: 1.8 mass%, Mn: 0.50 mass%, P: 0.03 mass%, S: 0.0019 mass%, Al: 0.3 mass% and N: 0.0025 mass% are the basic components, and Se is added to Tr.
  • Steel added with various changes in a range of up to 0.0050 mass% was melted in a laboratory, made into a steel ingot, and then hot-rolled to form a hot-rolled sheet having a thickness of 2.0 mm.
  • the magnetic properties are improved by reducing the Se content to 0.0010 mass% or less, in other words, when Se is added in excess of 0.0010 mass%, MnSe precipitates at the grain boundaries, It became clear that the grain growth at the time of strain relief annealing was inhibited and the magnetic properties were deteriorated.
  • the present invention has been made on the basis of the above novel findings.
  • C 0.005 mass% or less If C is contained in the product steel plate in an amount exceeding 0.005 mass%, magnetic aging is caused to deteriorate the iron loss characteristics, so the upper limit is made 0.005 mass%. Preferably it is 0.003 mass% or less.
  • Si 4 mass% or less Si is an element effective for increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss. In order to obtain such an effect, addition of 1 mass% or more is preferable. On the other hand, if added over 4 mass%, the magnetic flux density is lowered or it is difficult to roll and manufacture, so the upper limit is made 4 mass%.
  • the range is preferably 1 to 4 mass%, more preferably 1.5 to 3 mass%.
  • Mn 0.03 to 2 mass%
  • Mn is an element effective for improving the hot workability, but if it is less than 0.03 mass%, a sufficient effect cannot be obtained. On the other hand, addition of more than 2 mass% leads to an increase in raw material cost.
  • the range is 0.03 to 2 mass%.
  • the range is preferably 0.05 to 2 mass%, more preferably 0.1 to 1.6 mass%.
  • P 0.2 mass% or less P is an element effective for increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss. However, addition of 0.2 mass% or more hardens the steel and lowers the rollability. Therefore, the upper limit is set to 0.2 mass%. Preferably, it is in the range of 0.01 to 0.1 mass%.
  • S 0.004 mass% or less
  • S is an impurity element that is inevitably mixed in. If it exceeds 0.004 mass%, it forms a sulfide-based precipitate and inhibits grain growth during strain relief annealing. However, since the magnetic properties are deteriorated, the upper limit is set to 0.004 mass% in the present invention. Preferably it is 0.003 mass% or less.
  • Al 2 mass% or less
  • Al, like Si, is an element effective for increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss. However, if it is added in excess of 2 mass%, it becomes difficult to produce by rolling. Therefore, the upper limit is 2 mass%.
  • the lower limit is not particularly limited, and may be 0 mass%. The range is preferably 0.001 to 2 mass%, more preferably 0.1 to 1 mass%.
  • N 0.004 mass% or less
  • N is an impurity element that is inevitably mixed.
  • the upper limit is set to 0.004 mass%. Preferably it is 0.003 mass% or less.
  • Se 0.0010 mass% or less
  • Se is a harmful element that degrades the magnetic properties after strain relief annealing, as can be seen from the experimental results described above. Therefore, in the present invention, Se is limited to 0.0010 mass% or less. Preferably it is 0.0005 mass% or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention can appropriately contain the following components in addition to the essential components.
  • Sn, Sb 0.003 to 0.5 mass% each Sn and Sb not only improve the texture and improve the magnetic flux density, but also prevent the deterioration of the magnetic properties by suppressing the oxidation and nitridation of the steel sheet surface layer and the generation of the surface layer fine grains associated therewith. It is an element that has an effect. In order to obtain such an effect, it is preferable to add 0.003 mass% or more of one or two of Sn and Sb. On the other hand, if added over 0.5 mass%, on the contrary, the growth of crystal grains is hindered and there is a possibility that the magnetic properties are lowered. Therefore, Sn and Sb are preferably added in the range of 0.003 to 0.5 mass%, respectively.
  • Ca 0.0010 to 0.005 mass% Ca is compounded with the Se compound to form coarse precipitates, and therefore has an effect of promoting grain growth during strain relief annealing and improving magnetic properties. In order to exhibit such an effect, it is preferable to add 0.0010 mass% or more. On the other hand, if added over 0.005 mass%, the amount of precipitated CaS increases and the iron loss increases on the contrary, so the upper limit is preferably made 0.005 mass%.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities. However, as long as the effects of the present invention are not impaired, the inclusion of other elements is not rejected.
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to the present invention first involves melting a steel having the above-mentioned composition suitable for the present invention in a normal refining process using a converter, an electric furnace, a vacuum degassing apparatus, etc. Steel slabs are produced by continuous casting or ingot-bundling.
  • the steel slab is hot-rolled by a normal method to form a hot-rolled sheet, and then subjected to hot-rolled sheet annealing as necessary.
  • this hot-rolled sheet annealing is not an essential step in the present invention, it is preferably employed as appropriate because it is effective in improving magnetic properties.
  • the annealing temperature is preferably in the range of 750 to 1050 ° C. If the annealing temperature is less than 750 ° C., an unrecrystallized structure may remain and the effect of hot-rolled sheet annealing may not be obtained. On the other hand, if it exceeds 1050 ° C., a great load is applied to the annealing equipment. More preferably, it is in the range of 800 to 1000 ° C.
  • the steel sheet subjected to hot-rolled sheet annealing is then pickled and then cold-rolled twice or more times with one or more cold-rolling and intermediate annealing. It is a cold-rolled sheet with the final thickness.
  • the rolling conditions such as the rolling reduction at this time may be the same as the manufacturing conditions for a normal non-oriented electrical steel sheet.
  • the heating condition is rapid heating up to the recrystallization temperature range.
  • the average temperature increase rate from room temperature to 740 ° C is set to 100 ° C. It is necessary to carry out rapid heating to at least / s.
  • the end point temperature for rapid heating may be at least 740 ° C., which is the temperature at which recrystallization is completed, or may be a temperature exceeding 740 ° C.
  • the higher the end point temperature the higher the equipment cost and power cost required for heating.
  • the rate of temperature increase from the recrystallization temperature to the soaking temperature, the soaking temperature, and the soaking time may be performed in accordance with the conditions used in ordinary non-oriented electrical steel sheets, but are not particularly limited.
  • the rate of temperature increase from 740 ° C. to the soaking temperature is preferably 1 to 50 ° C./s
  • the soaking temperature is preferably 740 to 950 ° C.
  • the soaking time is preferably 5 to 60 seconds.
  • a more preferable soaking temperature is in the range of 740 to 900 ° C.

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Abstract

Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：４ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．０３～２ｍａｓｓ％、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００４ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：２ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００４ｍａｓｓ％以下およびＳｅ：０．００１０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延した後、７４０℃までの平均昇温速度を１００℃／ｓ以上とする再結晶焼鈍を行うことで、歪取焼鈍後に高磁束密度かつ低鉄損となるセミプロセス無方向性電磁鋼板を得る。

Description

磁気特性に優れるセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法
　本発明は、セミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法に関し、具体的には、磁気特性に優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
　近年の省エネルギー化という世界的な流れの中で、電気機器には、高効率化が強く望まれるようになってきている。無方向性電磁鋼板は、電気機器の鉄心材料として広く使用されており、電気機器の高効率化を達成するためには、無方向性電磁鋼板の高磁束密度化、低鉄損化が不可欠である。このような要求に対応して、無方向性電磁鋼板においては、主に、ＳｉやＡｌ等の固有抵抗を高める元素を添加したり、板厚を低減したりすることで低鉄損化を、また、冷延前の結晶粒径の粗大化や、冷延圧下率の最適化などによって高磁束密度化を図る努力がなされてきている。
　ところで、無方向性電磁鋼板には、所定の鉄心形状に打ち抜いた後、焼鈍を施さないで使用するフルプロセス材と、打ち抜き後に歪取焼鈍を施し、磁気特性を改善して使用するセミプロセス材がある。後者のセミプロセス材は、打ち抜き性を向上させるために、打ち抜き前の結晶粒を小さくしておき、その後の歪取焼鈍で結晶粒を粗大化させることによって、良好な鉄損特性を得ることができるという利点がある。しかし、結晶粒の成長にともなって、｛１１１｝粒が発達するため、磁束密度が低下するという問題がある。
　この問題に対しては、例えば、特許文献１には、Ｍｎを０．７５～１．５ｍａｓｓ％含有させ、そのＭｎに対し多い目のＣを共存させ、このＭｎ，Ｃ共存の下で冷延後の焼鈍を実施し、Ｃ量を０．００５％以下とすることで、歪取焼鈍後に優れた磁気特性を有するセミプロセス材が得られることが開示されている。
特公平０６－０４３６１４号公報
　しかしながら、上記特許文献１の方法では、Ｃを添加しているため、最終製品板とする前に脱炭焼鈍を施す必要があり、製造コストが大きくなるという問題がある。
　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、歪取焼鈍後において高磁束密度かつ低鉄損のセミプロセス無方向性電磁鋼板を安価に提供することにある。
　発明者らは、上記課題を解決するべく鋭意検討を重ねた。その結果、不純物として含まれるＳｅを極力低減するとともに、冷延後の再結晶焼鈍における昇温速度を従来よりも急速加熱することで、歪取焼鈍後の磁束密度と鉄損特性が著しく優れる無方向性電磁鋼板が得られることを見出し、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：４ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．０３～２ｍａｓｓ％、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００４ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：２ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００４ｍａｓｓ％以下およびＳｅ：０．００１０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延した後、再結晶焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、上記再結晶焼鈍における７４０℃までの平均昇温速度を１００℃／ｓ以上として加熱することを特徴とするセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法である。
　本発明に用いる上記鋼スラブは、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％含有することを特徴とする。
　また、本発明に用いる上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｃａを０．００１０～０．００５ｍａｓｓ％含有することを特徴とする。
　本発明によれば、回転機や小型トランスなど電気機器の高効率化に寄与する優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を、特別な元素を添加することなく、安価に提供することができる。
歪取焼鈍後の磁束密度に及ぼす再結晶焼鈍における昇温速度の影響を示すグラフである。 歪取焼鈍後の鉄損に及ぼす再結晶焼鈍における昇温速度の影響を示すグラフである。 歪取焼鈍後の磁束密度に及ぼすＳｅ含有量の影響を示すグラフである。 歪取焼鈍後の鉄損に及ぼすＳｅ含有量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。
　歪取焼鈍後の磁気特性に及ぼす再結晶焼鈍における昇温速度の影響について調査するため、Ｃ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１９ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％およびＳｅ：０．０００２ｍａｓｓ％を含有する鋼スラブを１１００℃×３０分の再加熱後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、９８０℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で板厚０．３５ｍｍの冷延板とし、その後、直接通電加熱炉で、７４０℃までの平均昇温速度を３０～３００℃／ｓの範囲で種々に変化させて加熱し、７４０℃で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方向試験片およびＬ：３０ｍｍ×Ｃ：１８０ｍｍのＣ方向試験片を切り出し、７５０℃×２時間の歪取焼鈍を施した後、エプスタイン法で磁気特性（磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１５／５０）を測定し、その結果を図１および図２に示した。
　これらの図から、再結晶焼鈍における平均昇温速度を１００℃／ｓ以上とすることによって、磁気特性を大きく向上することができることがわかる。これは、再結晶焼鈍時の昇温速度を高めることで、｛１１１｝粒の再結晶が抑制されて、｛１１０｝粒や｛１００｝粒の再結晶が促進される結果、歪取焼鈍時に、｛１１０｝粒や｛１００｝粒が｛１１１｝粒を蚕食して優先的に粒成長するため、磁気特性が向上したものと考えられる。
　次いで、上記の知見に基いて、上記実験に用いた鋼に類似した成分組成の鋼を数チャージ出鋼して無方向性電磁鋼板を製造し、その鋼板から上記と同じ要領でエプスタイン試験片を切り出し、歪取焼鈍を施した後、磁気特性を測定したところ、大きなバラつきが認められた。この原因を調査するため、特性が良好な試験片と劣位な試験片について比較調査したところ、磁気特性の劣位な試験片では、粒界にＭｎＳｅが多く析出しており、歪取焼鈍後の粒径も小さくなっていることが明らかになった。
　そこで、歪取焼鈍時の粒成長性におよぼすＳｅ含有量の影響について調査するため、Ｃ：０．００２１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．８ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．３ｍａｓｓ％およびＮ：０．００２５ｍａｓｓ％を基本成分とし、これにＳｅをＴｒ．～０．００５０ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化させて添加した鋼を実験室にて溶解し、鋼塊とした後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、その後、板厚０．３５ｍｍまで冷間圧延して、直接通電加熱炉で、平均昇温速度２００℃／ｓで７４０℃まで加熱し、７４０℃から８００℃まで３０℃／ｓで加熱し、その温度で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方向試験片およびＬ：３０ｍｍ×Ｃ：１８０ｍｍのＣ方向試験片を切り出し、７５０℃×２時間の歪取焼鈍を施した後、エプスタイン法で磁気特性（磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１５／５０）を測定し、その結果を図３および図４に示した。
　これらの図から、Ｓｅの含有量を０．００１０ｍａｓｓ％以下に低減することによって、磁気特性が向上すること、言い換えれば、Ｓｅを０．００１０ｍａｓｓ％超え添加すると、粒界にＭｎＳｅが析出して、歪取焼鈍時の粒成長を阻害するようになり、磁気特性を劣化させることが明らかとなった。本発明は、上記の新規な知見に基いてなされたものである。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板（製品板）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：４ｍａｓｓ％以下
　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１ｍａｓｓ％以上の添加が好ましい。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を困難としたりするので、上限は４ｍａｓｓ％とする。好ましくは１～４ｍａｓｓ％、より好ましくは１．５～３ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：０．０３～２ｍａｓｓ％
　Ｍｎは、熱間加工性を改善するのに有効な元素であるが、０．０３ｍａｓｓ％未満では十分な効果が得られず、一方、２ｍａｓｓ％を超える添加は、原料コストの上昇を招くので、０．０３～２ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０５～２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．１～１．６ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下
　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が、０．２ｍａｓｓ％以上の添加は、鋼を硬質化し、圧延性を低下させるため、上限は０．２ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０１～０．１ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓ：０．００４ｍａｓｓ％以下
　Ｓは、不可避的に混入してくる不純物元素であり、０．００４ｍａｓｓ％を超えて含有すると、硫化物系析出物を形成して歪取焼鈍時の粒成長を阻害し、磁気特性を劣化させるので、本発明においては、上限を０．００４ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。
Ａｌ：２ｍａｓｓ％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、２ｍａｓｓ％を超えて添加すると、圧延して製造することが難しくなるので、上限は２ｍａｓｓ％とする。下限値は、特に制限はなく、０ｍａｓｓ％であってもよい。好ましくは０．００１～２ｍａｓｓ％、より好ましくは０．１～１ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｎ：０．００４ｍａｓｓ％以下
　Ｎは、不可避的に混入してくる不純物元素であり、０．００４ｍａｓｓ％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、本発明においては、上限を０．００４ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｅ：０．００１０ｍａｓｓ％以下
　Ｓｅは、上述した実験結果からわかるように、歪取焼鈍後の磁気特性を劣化させる有害な元素である。そこで、本発明においては、Ｓｅを０．００１０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．０００５ｍａｓｓ％以下である。
　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等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のうちの１種または２種を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、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。
Ｃａ：０．００１０～０．００５ｍａｓｓ％
　Ｃａは、Ｓｅ化合物と複合化して粗大な析出物を形成するため、歪取焼鈍時の粒成長を促進し、磁気特性を改善する効果がある。このような効果を発現させるためには、０．００１０ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、０．００５ｍａｓｓ％を超えて添加すると、ＣａＳの析出量が多くなり、却って鉄損が上昇するため、上限は０．００５ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
　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、本発明のセミプロセス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には、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し、熱延板焼鈍の効果が得られないおそれがあり、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、上記熱間圧延後、熱延板焼鈍を施した鋼板は、その後、酸洗した後、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とする。この際の圧下率等の圧延条件は、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、上記冷間圧延後の鋼板は、再結晶焼鈍を施す。この再結晶焼鈍は、本発明において、最も重要な工程であり、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℃まで間の平均昇温速度を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、通電加熱法あるいは誘導加熱法などの方法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、上記再結晶温度から均熱温度までの昇温速度や、均熱温度、均熱時間は、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、例えば、７４０℃から均熱温度までの昇温速度は１～５０℃／ｓ、均熱温度は７４０～９５０℃、均熱時間は５～６０秒の範囲とすることが好ましい。より好ましい均熱温度は７４０～９００℃の範囲である。また、均熱焼鈍後の冷却条件についても特に制限はない。
　表１に示した各種成分組成を有する鋼を溶製して鋼スラブとした後、該鋼スラブを１０８０℃×３０分の再加熱後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、同じく表１に示した各種条件で熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で、同じく表１に示した各種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、同じく表１に示した条件で急速加熱終点温度まで急速加熱した後、均熱温度まで２０℃／ｓで加熱し、１０秒間保持した後、冷却して冷延焼鈍板（無方向性電磁鋼板）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、Ｃ：１８０ｍｍ×Ｌ：３０ｍｍのＣ方向サンプルを切り出し、７５０℃×２時間の歪取焼鈍を施した後、エプスタイン法で磁気特性（磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１５／５０）を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上記測定の結果を、鋼成分、再結晶焼鈍条件とともに表１に示した。表１から、本発明の成分組成を満たす無方向性電磁鋼板は、いずれも歪取焼鈍後に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：４ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．０３～２ｍａｓｓ％、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００４ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：２ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００４ｍａｓｓ％以下およびＳｅ：０．００１０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延した後、再結晶焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、上記再結晶焼鈍における７４０℃までの平均昇温速度を１００℃／ｓ以上として加熱することを特徴とするセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法。
  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％含有することを特徴とする請求項１に記載のセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法。
  3. 上記成分組成に加えてさらに、Ｃａを０．００１０～０．００５ｍａｓｓ％含有することを特徴とする請求項１または２に記載のセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法。
     
     
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