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WO2012029621A1 - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板の製造方法 Download PDF

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WO2012029621A1
WO2012029621A1 PCT/JP2011/069136 JP2011069136W WO2012029621A1 WO 2012029621 A1 WO2012029621 A1 WO 2012029621A1 JP 2011069136 W JP2011069136 W JP 2011069136W WO 2012029621 A1 WO2012029621 A1 WO 2012029621A1
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WO
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mass
steel sheet
less
annealing
rolling
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善彰 財前
尾田　善彦
河野　雅昭
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JFE Steel Corp
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JFE Steel Corp
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    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a non-oriented electrical steel sheet, and more particularly to a method for producing a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic flux density in the steel sheet rolling direction.
  • non-oriented electrical steel sheets have conventionally been made to optimize the alloy elements to be added, further increase the crystal grain size before cold rolling, and optimize the cold rolling reduction ratio. While increasing the magnetic flux density by, for example, reducing the iron loss by adding an electric resistance increasing element or reducing the plate thickness.
  • a split core is adopted from the viewpoint of improving the yield.
  • This split core is not punched as a single piece from the raw steel plate as in the past, but the core is split into several parts and punched so that the length direction of the teeth of each part is the rolling direction of the steel sheet. Assemble the core.
  • the length direction of the teeth where the magnetic flux concentrates is the rolling direction of the electrical steel sheet. Therefore, in order to improve the characteristics of the motor, the characteristics in the rolling direction of the electrical steel sheet are extremely important.
  • Examples of the material having an increased magnetic flux density in the rolling direction include grain-oriented electrical steel sheets in which the Goss orientation is aligned in the rolling direction.
  • the grain-oriented electrical steel sheet is manufactured through a secondary recrystallization process, the manufacturing cost is high, and the fact is that it is hardly adopted for the split core. Therefore, in an inexpensive non-oriented electrical steel sheet, if the magnetic flux density in the rolling direction can be improved, it can be considered that it can be an optimum material for the split core.
  • Patent Document 1 discloses a technique that meets such a requirement: C: 0.002 mass% or less, Si: 0.1 mass% or more and less than 0.8 mass%, Al: 0.3 to 2.0 mass%, A steel containing Mn: 0.1 to 1.5 mass% and Si + 2Al-Mn: 2% or more is hot-rolled and then subjected to hot-rolled sheet annealing to an average crystal grain size of 300 ⁇ m or more.
  • a method for producing a non-oriented electrical steel sheet is disclosed in which rolling is performed at a rolling reduction of 85 to 95% to obtain a final thickness, and finish annealing is performed at 700 to 950 ° C. for 10 seconds to 1 minute.
  • Patent Document 2 discloses that after hot-rolled sheets containing C: 0.005 mass% or less, Si: 2 to 4 mass%, Al: more than 1 mass% and 2 mass% or less, cold rolling is performed once. Then, by performing recrystallization annealing, the recrystallized structure has an average crystal grain size of 40 to 200 ⁇ m, and the magnetic flux density B 50 in the rolling direction (L direction) and 90 ° direction (C direction) ( C), the magnetic flux density B 50 (X) and the sheet thickness t (mm) in the rolling direction (L direction) and the 45 ° direction (X direction) are as follows: Plate thickness having magnetic properties satisfying B 50 (C) / B 50 (X) ⁇ ⁇ 0.5333 ⁇ t 2 + 0.3907 ⁇ t + 0.945: non-directional electromagnetic for split core of 0.15 to 0.3 mm A steel sheet is disclosed.
  • Patent Document 1 by controlling the grain size after hot-rolled sheet annealing and the cold rolling reduction ratio, an electrical steel sheet having excellent magnetic properties in the rolling direction and in the vertical direction in the plate surface is obtained. be able to.
  • a high temperature eg 1000 to 1050 ° C.
  • the method of Patent Document 2 requires that the hot-rolled sheet annealing temperature be high (above 900 ° C. and 920 to 1100 ° C. is exemplified), and a large amount of Al needs to be added. There is a problem in terms.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned problems of the prior art, and its purpose is to propose an advantageous method for producing a non-oriented electrical steel sheet capable of remarkably increasing the magnetic flux density in the steel sheet rolling direction. There is to do.
  • the inventors have intensively studied to solve the above problems. As a result, the magnetic properties in the rolling direction of the steel sheet are remarkably improved by heating the cold-rolled steel sheet containing a proper amount of C or more and rolled to the final sheet thickness at a higher speed than the temperature increase rate in the conventional finish annealing. As a result, the present invention has been completed.
  • the present invention includes C: 0.01 to 0.1 mass%, Si: 4 mass% or less, Mn: 0.05 to 3 mass%, Al: 3 mass% or less, S: 0.005 mass% or less, N: 0.00.
  • the average rate of temperature increase during heating is 100 ° C. / This is a method for producing a non-oriented electrical steel sheet, which is subjected to finish annealing at a temperature of 750 to 1100 ° C. for at least sec.
  • the steel slab used in the production method of the present invention preferably further contains 0.005 to 0.1 mass% of any one or two of Sn and Sb.
  • the production method of the present invention is preferably decarburized and annealed after the finish annealing.
  • a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties in the steel sheet rolling direction can be provided. Therefore, the steel sheet of the present invention greatly contributes to improving the efficiency of motors and transformers by being applied to applications that require excellent magnetic properties in the rolling direction, such as split cores and transformer cores.
  • FIG. 3 is a graph showing the influence of a temperature increase rate (horizontal axis: ° C./sec) in finish annealing on a magnetic flux density B 50-L (vertical axis: T) in a rolling direction. It is a graph which shows the influence which C content (horizontal axis: mass%) has on magnetic flux density B 50-L (vertical axis: T) in the rolling direction.
  • a cold-rolled sheet having a final sheet thickness of 0.35 mm is obtained by one cold rolling, and then this cold-rolled sheet is directly energized. Heating is performed in a heating furnace while changing the heating rate in the range of 30 to 300 ° C / sec. After finishing annealing at 900 ° C x 10 sec, decarburization annealing at 850 ° C x 30 sec in an atmosphere with a dew point of 30 ° C And nothing Tropism electromagnetic steel sheet was prepared.
  • C is contained in the range of 0.005 to 0.5 mass%, Si: 3.3 mass%, Mn: 0.15 mass%
  • a steel slab containing Al: 0.001 mass%, N: 0.0022 mass%, and S: 0.0013 mass% is heated at 1100 ° C. for 30 minutes, and then hot-rolled to form a hot-rolled sheet having a thickness of 2.3 mm. After subjecting to 1000 ° C. ⁇ 30 sec. Hot rolling annealing, a cold rolling with a final thickness of 0.35 mm is performed by one cold rolling, and then this cold rolling plate is heated in a direct current heating furnace.
  • a non-oriented electrical steel sheet heated at a rate of 20 ° C./sec and 300 ° C./sec, subjected to finish annealing at 950 ° C. ⁇ 10 sec, and then subjected to decarburization annealing at 850 ° C. ⁇ 30 sec in an atmosphere with a dew point of 30 ° C. was made.
  • a test piece having a rolling direction (L direction): 180 mm ⁇ a perpendicular direction of rolling (C direction): 30 mm was sampled in the same manner as the above experiment, and the magnetic flux in the L direction was collected.
  • the density B 50-L was measured, and the result is shown in FIG. FIG. 2 shows that the magnetic flux density in the rolling direction can be increased by heating a cold-rolled sheet containing 0.01 mass% or more of C at a heating rate of 100 ° C./sec or more and performing finish annealing.
  • C 0.01 to 0.1 mass% C dissolved in the steel adheres to the dislocations introduced during cold rolling and facilitates the formation of deformation bands.
  • This deformation band has the effect of improving the magnetic properties in the rolling direction because the Goss orientation ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> is preferentially grown by recrystallization during finish annealing.
  • the C content in the steel sheet before cold rolling needs to be 0.01 mass% or more.
  • C is set in the range of 0.01 to 0.1 mass%. Preferably, it is in the range of 0.015 to 0.05 mass%. A more preferred lower limit is 0.02 mass%.
  • the decarburization annealing may be performed at any time after rapid heating.
  • Si 4 mass% or less Si is an element added to increase the specific resistance of steel and improve iron loss characteristics. To obtain such an effect, it is preferable to add 1.0 mass% or more. . On the other hand, addition exceeding 4 mass% hardens the steel and makes it difficult to roll, so the upper limit is made 4 mass%. Preferably, it is in the range of 1.0 to 4.0 mass%. A more preferred lower limit is 1.5 mass%.
  • Mn 0.05-3 mass%
  • Mn is an element necessary for preventing cracking in hot rolling due to S, and in order to obtain such an effect, addition of 0.05 mass% or more is necessary.
  • addition exceeding 3 mass% causes an increase in raw material cost. Therefore, Mn is set to a range of 0.05 to 3 mass%.
  • a more preferable upper limit is 2.5 mass%.
  • Mn increases the specific resistance, so when further reducing the iron loss, it is preferably 1.5 mass% or more, and when workability and manufacturability are more important, it is 2.0 mass% or less. It is preferable that
  • Al 3 mass% or less
  • Al like Si, has the effect of increasing the specific resistance of steel and improving the iron loss characteristics, so is an element added as necessary. However, addition exceeding 3 mass% lowers the rollability, so the upper limit is made 3 mass%. More preferably, it is 2.5 mass% or less. Further, Al is preferably 1.0 mass% or more when the iron loss is more important, and 2.0 mass% or less when the workability and manufacturability are more important. In addition, although addition of Al is not essential, even if it is not added, a small amount is usually present as an inevitable impurity.
  • S and N are impurity elements that are inevitably mixed in the steel, and when they exceed 0.005 mass%, the magnetic properties are deteriorated. Therefore, in the present invention, S and N are limited to 0.005 mass% or less, respectively.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention may contain Sn and Sb in the following ranges in addition to the essential components.
  • Sn 0.005 to 0.1 mass%
  • Sb 0.005 to 0.1 mass%
  • Sn and Sb not only improve the texture after finish annealing to improve the magnetic flux density in the rolling direction, but also prevent oxidation and nitridation of the steel sheet surface layer and suppress the formation of fine grains on the steel sheet surface layer, and magnetic properties It is an element that has the effect of preventing the decrease in the amount. In order to express such an effect, it is preferable to add 0.005 mass% or more of any one or two of Sn and Sb.
  • Sn and Sb are preferably added in the range of 0.005 to 0.1 mass%, respectively.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • it does not refuse to contain elements other than the above components and to contain the above-mentioned optional additive components as impurities as less than the above lower limit amount.
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to the present invention is a method in which a steel having the above-mentioned component composition suitable for the present invention is melted by a generally known refining process using a converter, an electric furnace, a vacuum degassing apparatus, etc.
  • the steel slab is made into a steel slab by a casting method or ingot-bundling rolling method, and this steel slab is hot-rolled by a generally known method, hot-rolled sheet annealing is carried out if necessary, and cold-rolled to cold-roll the final sheet thickness.
  • a plate it is preferable to use a plate, then finish annealing, decarburization annealing, and further deposit various insulating films as necessary to obtain products.
  • this manufacturing method until cold rolling, there is no restriction
  • the hot-rolled sheet annealing does not need to be performed at a high temperature, and a temperature of about 850 to 1000 ° C. is sufficient. However, hot-rolled sheet annealing outside this range is not excluded.
  • Cold rolling Cold rolling may be performed as cold rolling twice or more with one cold rolling or intermediate annealing.
  • introduction of a deformation zone will be ensured by setting it as the component composition mentioned above.
  • Finish annealing As for the temperature increase rate of finish annealing, it is necessary to heat from 300 ° C. to 800 ° C. at 100 ° C./sec or more. This is because a texture with a (111) orientation unfavorable for magnetic properties develops at a heating rate of less than 100 ° C./sec. Preferably it is 200 degrees C / sec or more. Although the upper limit is not particularly defined, a temperature of about 500 ° C./sec or less is practical. The soaking temperature needs to be in the range of 750 to 1100 ° C. This is because the lower limit temperature may be a temperature equal to or higher than the recrystallization temperature, but is necessary to be 750 ° C.
  • the soaking temperature exceeds 1100 ° C.
  • the recrystallized grains become coarse and the load on the annealing furnace increases, which is not preferable.
  • it is in the range of 800 to 1050 ° C.
  • the soaking time may be a time during which recrystallization proceeds sufficiently, and for example, 5 sec or more can be used as a guide.
  • the effect will be saturated if it exceeds 120 sec, it is preferable to set it as 120 sec or less.
  • the cooling conditions after annealing what is necessary is just a normal condition, and there is no restriction
  • the method of setting the temperature increase rate at the time of the said finish annealing heating to 100 degrees C / sec or more For example, a direct current heating method or a dielectric heating method can be used suitably.
  • Decarburization annealing The steel sheet subjected to the finish annealing is preferably decarburized and annealed to reduce the amount of dissolved C and prevent magnetic aging, so that C in steel is preferably reduced to 0.0050 mass% or less. This is because if the C content exceeds 0.0050 mass%, the product steel plate may cause magnetic aging.
  • Conditions for this decarburization annealing may be generally known conditions.
  • the decarburization annealing may be performed under conditions of 800 to 850 ° C. ⁇ 10 to 30 sec in an oxidizing atmosphere with a dew point of 30 ° C. or higher.
  • the decarburization annealing may be performed continuously following the finish annealing, or may be performed separately in another line.
  • the steel sheet after decarburization annealing is then preferably used as a product by forming various insulating coatings as necessary.
  • a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties in the steel sheet rolling direction can be provided. Therefore, the steel sheet of the present invention greatly contributes to improving the efficiency of motors and transformers by being applied to applications that require excellent magnetic properties in the rolling direction, such as split cores and transformer cores.

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Abstract

Ｃ：０．０１～０．１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：４ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．０５～３ｍａｓｓ％、Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延し、仕上焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法において、加熱時の平均昇温速度を１００℃／ｓｅｃ以上とし、均熱温度を７５０～１１００℃の温度域とする仕上焼鈍を施すことにより、鋼板圧延方向の磁束密度を著しく高めた無方向性電磁鋼板を有利に製造する。

Description

無方向性電磁鋼板の製造方法
　本発明は、無方向性電磁鋼板の製造方法に関し、詳しくは、鋼板圧延方向の磁束密度に優れる無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
　近年、電力をはじめとするエネルギーの削減という世界的な流れの中において、電気機器の高効率化・小型化が強く要求されるようになってきている。その結果、電気機器の鉄心材料等として広く使用されている無方向性電磁鋼板にも、電気機器の小型化・高効率化を達成するため、磁気特性の向上、すなわち高磁束密度化・低鉄損化が不可欠な課題となってきている。
　斯かる要求に対して、無方向性電磁鋼板は、従来、添加する合金元素を適正化し、さらに、冷間圧延する前の結晶粒径を大きくしたり、冷延圧下率を最適化したりすることなどで高磁束密度化を図る一方、電気抵抗増大元素を添加したり、板厚を低減したりすることなどで低鉄損化を図ってきている。
　ところで、ハイブリッド自動車などの駆動モータでは、歩留りを向上する観点から、分割コアが採用されている。この分割コアは、従来のように素材鋼板から一体としてコアを打ち抜くのではなく、コアを幾つかの部分に分割し、それぞれの部分のティースの長さ方向が鋼板の圧延方向となるように打ち抜いてコアを組み立てるものである。この分割コアでは、磁束が集中するティースの長さ方向が電磁鋼板の圧延方向となるため、モータの特性向上を図るためには、電磁鋼板の圧延方向の特性が極めて重要となる。
　圧延方向の磁束密度を高めた材料としては、圧延方向にＧｏｓｓ方位を揃えた方向性電磁鋼板が挙げられる。しかし、方向性電磁鋼板は、二次再結晶プロセスを経て製造されるものであるため、製造コストが高く、分割コアにはほとんど採用されていないのが実情である。したがって、安価な無方向性電磁鋼板において、圧延方向の磁束密度を向上させることができれば、分割コアの最適材料となり得ると考えられる。
　このような要求に応える技術としては、たとえば、特許文献１には、Ｃ：０．００２ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．１ｍａｓｓ％以上０．８ｍａｓｓ％未満、Ａｌ：０．３～２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１～１．５ｍａｓｓ％、かつＳｉ＋２Ａｌ－Ｍｎ：２％以上を含有する鋼を熱間圧延後、熱延板焼鈍を施して平均結晶粒径を３００μｍ以上とし、一回の冷間圧延を圧下率８５～９５％として最終板厚とし、仕上焼鈍を７００～９５０℃で１０ｓｅｃ～１分施す無方向性電磁鋼板の製造方法が開示されている。
　また、特許文献２には、Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２～４ｍａｓｓ％、Ａｌ：１ｍａｓｓ％超２ｍａｓｓ％以下含有する熱延板に焼鈍を施した後、冷間圧延を一回施し、次いで、再結晶焼鈍を施すことで、平均結晶粒径が４０～２００μｍの再結晶組織を有し、かつ、圧延方向（Ｌ方向）と９０°の方向（Ｃ方向）の磁束密度Ｂ５０（Ｃ）と、圧延方向（Ｌ方向）と４５°の方向（Ｘ方向）の磁束密度Ｂ５０（Ｘ）および板厚ｔ（ｍｍ）が、下記式；
Ｂ５０（Ｃ）／Ｂ５０（Ｘ）≧－０．５３３３×ｔ２＋０．３９０７×ｔ＋０．９４５を満たす磁気特性を有する板厚：０．１５～０．３ｍｍの分割コア用無方向性電磁鋼板が開示されている。
特開２００４－３３２０４２号公報 特開２００８－１２７６００号公報
　特許文献１の方法によれば、熱延板焼鈍後の結晶粒径と冷間圧延の圧下率を制御することによって、圧延方向とその板面内垂直方向の磁気特性に優れた電磁鋼板を得ることができる。しかし、この方法は、３００μｍ以上の冷延前結晶粒径を得るため、鋼内の不純物含有量を著しく低減し、熱延板焼鈍を高温（１０００～１０５０℃を例示）で行う必要があるなど、製造性、コスト面で問題がある。また、特許文献２の方法は、熱延板焼鈍温度を高温（９００℃超とし、９２０～１１００℃を例示）にする必要があり、Ａｌを多量に添加する必要もあるため、製造面およびコスト面で問題がある。
　そこで、本発明は、上記従来技術が抱える問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、鋼板圧延方向の磁束密度を著しく高めることができる無方向性電磁鋼板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重ねた。その結果、Ｃを適正量以上含有させ、最終板厚まで圧延した冷延鋼板を、従来の仕上焼鈍における昇温速度よりもさらに速い速度で加熱することで、鋼板圧延方向の磁気特性が著しく向上することを見出し、本願発明を完成させた。
　すなわち、本発明は、Ｃ：０．０１～０．１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：４ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．０５～３ｍａｓｓ％、Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延し、仕上焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法において、加熱時の平均昇温速度を１００℃／ｓｅｃ以上とし、均熱温度を７５０～１１００℃の温度域とする仕上焼鈍を施す、無方向性電磁鋼板の製造方法である。
　本発明の製造方法に用いる上記鋼スラブは、さらに、ＳｎおよびＳｂのうちのいずれか１種または２種をそれぞれ０．００５～０．１ｍａｓｓ％以下含有することが好ましい。
　また、本発明の製造方法は、上記仕上焼鈍後、脱炭焼鈍することが好ましい。
　本発明によれば、鋼板圧延方向に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。したがって、本発明の鋼板は、分割コアやトランス用コアなど圧延方向に優れた磁気特性が要求される用途に適用することで、モータや変圧器の効率向上に大きく寄与する。
仕上焼鈍での昇温速度（横軸：℃／ｓｅｃ）が圧延方向の磁束密度Ｂ５０－Ｌ（縦軸：Ｔ）に及ぼす影響を示すグラフである。 Ｃ含有量（横軸：ｍａｓｓ％）が圧延方向の磁束密度Ｂ５０－Ｌ（縦軸：Ｔ）に及ぼす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。
　仕上焼鈍加熱時の昇温速度が鋼板圧延方向の磁束密度に及ぼす影響を調査するため、Ｃ：０．００２５ｍａｓｓ％および０．０２ｍａｓｓ％を含有し、さらにＳｉ：３．３ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１９ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１０ｍａｓｓ％を基本成分組成とする鋼スラブを１１００℃で３０分加熱後、熱間圧延して板厚２．６ｍｍの熱延板とし、１０００℃×３０ｓｅｃの熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で最終板厚が０．３５ｍｍの冷延板とし、その後、この冷延板を、直接通電加熱炉で昇温速度を３０～３００℃／ｓｅｃの範囲で変化させて加熱し、９００℃×１０ｓｅｃの仕上焼鈍を施した後、露点が３０℃の雰囲気中で８５０℃×３０ｓｅｃの脱炭焼鈍を施し、無方向性電磁鋼板を作製した。
　斯くして得られた各無方向性電磁鋼板から、圧延方向（Ｌ方向）：１８０ｍｍ×圧延直角方向（Ｃ方向）：３０ｍｍの試験片を切り出し、単板磁気試験によってＬ方向の磁束密度Ｂ５０－Ｌを測定し、その結果を図１に示した。図１から、Ｃを０．０２ｍａｓｓ％含有する冷延板を、昇温速度１００℃／ｓｅｃ以上で加熱して仕上焼鈍することで、圧延方向の磁束密度を高めることができることがわかる。
　次に、Ｃ含有量が圧延方向の磁束密度に及ぼす影響を調査するため、Ｃ：０．００５～０．５ｍａｓｓ％の範囲で含有し、さらにＳｉ：３．３ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２２ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１３ｍａｓｓ％を含有する鋼スラブを１１００℃で３０分加熱後、熱間圧延して板厚２．３ｍｍの熱延板とし、１０００℃×３０ｓｅｃの熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で最終板厚が０．３５ｍｍの冷延板とし、その後、この冷延板を、直接通電加熱炉で昇温速度を２０℃／ｓｅｃおよび３００℃／ｓｅｃとして加熱し、９５０℃×１０ｓｅｃの仕上焼鈍を施した後、露点が３０℃の雰囲気中で８５０℃×３０ｓｅｃの脱炭焼鈍を施し無方向性電磁鋼板を作製した。
　斯くして得られた各無方向性電磁鋼板から、上記実験と同様にして、圧延方向（Ｌ方向）：１８０ｍｍ×圧延直角方向（Ｃ方向）：３０ｍｍの試験片を採取し、Ｌ方向の磁束密度Ｂ５０－Ｌを測定し、その結果を図２に示した。図２から、Ｃを０．０１ｍａｓｓ％以上含有する冷延板を、昇温速度１００℃／ｓｅｃ以上で加熱して仕上焼鈍することで、圧延方向の磁束密度を高めることができることがわかる。
　上記理由も、現時点では明確になっていないが、Ｃが０．０１ｍａｓｓ％以上とすることで、固溶Ｃ量が増加し、冷間圧延時に変形帯を形成しやすくなり、焼鈍後にＧｏｓｓ組織が発達すること、さらに、急速加熱を行うことによって、（１１１）方位の発達が抑制される結果、圧延方向に（１１０）方位や（１００）方位が向いた結晶組織が発達して、圧延方向の磁束密度が向上したものと考えられる。この結果から、圧延方向の磁束密度を高めるには、仕上焼鈍加熱時の昇温速度は１００℃／ｓｅｃ以上とするに加えて、仕上焼鈍前における固溶Ｃを確保する観点から、素材鋼板中のＣは０．０１ｍａｓｓ％以上とする必要があることがわかった。
　本発明は、上記知見にさらに検討を加えてなされたものである。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板の成分組成を限定する理由について説明する。
Ｃ：０．０１～０．１ｍａｓｓ％
　鋼中に固溶したＣは、冷間圧延時に導入された転位を固着し変形帯を形成しやすくする。この変形帯は、仕上焼鈍時の再結晶によってＧｏｓｓ方位｛１１０｝＜００１＞を優先的に成長させるため、圧延方向の磁気特性を向上する効果がある。この固溶Ｃの効果を得るためには、冷間圧延前の鋼板中のＣ含有量は０．０１ｍａｓｓ％以上としておくことが必要である。一方、製品鋼板中の固溶Ｃが多いと、磁気時効を起こして磁気特性を劣化させるため、冷間圧延後の焼鈍工程で脱炭し、Ｃを０．００５ｍａｓｓ％以下に低減する必要があるが、鋼中Ｃが０．１ｍａｓｓ％を超えると、上記脱炭焼鈍で十分に脱炭できないおそれがある。よって、Ｃは０．０１～０．１ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．０１５～０．０５ｍａｓｓ％の範囲である。より好ましい下限は、０．０２ｍａｓｓ％である。なお、脱炭焼鈍は、急速加熱後であれば、何時行っても構わない。
Ｓｉ：４ｍａｓｓ％以下
　Ｓｉは、鋼の固有抵抗を高めて、鉄損特性を改善するために添加される元素であり、斯かる効果を得るためには、１．０ｍａｓｓ％以上添加することが好ましい。一方、４ｍａｓｓ％を超える添加は、鋼を硬質化し、圧延することを困難とするので、上限は４ｍａｓｓ％とする。好ましくは、１．０～４．０ｍａｓｓ％の範囲である。より好ましい下限は、１．５ｍａｓｓ％である。
Ｍｎ：０．０５～３ｍａｓｓ％、
　Ｍｎは、Ｓに起因する熱間圧延での割れを防止するために必要な元素であり、斯かる効果を得るためには、０．０５ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、３ｍａｓｓ％を超える添加は、原料コストの上昇を招く。よって、Ｍｎは、０．０５～３ｍａｓｓ％の範囲とする。より好ましい上限は、２．５ｍａｓｓ％である。なお、Ｍｎは、固有抵抗を上昇させるため、さらなる低鉄損化を図る場合には１．５ｍａｓｓ％以上とするのが好ましく、加工性、製造性をより重視する場合には２．０ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下
　Ａｌは、Ｓｉと同様、鋼の固有抵抗を高めて、鉄損特性を改善する効果があるので、必要に応じて添加する元素である。しかし、３ｍａｓｓ％を超える添加は、圧延性を低下させるので、上限は３ｍａｓｓ％とする。より好ましくは２．５ｍａｓｓ％以下である。また、Ａｌは、鉄損をより重視する場合は１．０ｍａｓｓ％以上、加工性、製造性をより重視する場合は２．０ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。なお、Ａｌの添加は、必須ではないが、添加しない場合でも、通常、不可避的不純物として少量存在する。
Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下
　ＳおよびＮは、鋼中に不可避的に混入してくる不純物元素であり、それぞれ０．００５ｍａｓｓ％を超えると磁気特性を劣化させる。よって、本発明においては、Ｓ，Ｎはそれぞれ０．００５ｍａｓｓ％以下に制限する。
　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、ＳｎおよびＳｂを下記の範囲で含有させてもよい。
Ｓｎ：０．００５～０．１ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５～０．１ｍａｓｓ％
　ＳｎおよびＳｂは、仕上焼鈍後の集合組織を改善して圧延方向の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を防止して鋼板表層の微細粒の生成を抑制し、磁気特性の低下を防止する効果のある元素である。かかる効果を発現させるには、ＳｎおよびＳｂいずれか１種または２種を０．００５ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、それらの元素の含有量が、いずれも０．１ｍａｓｓ％を超えると、結晶粒の成長が阻害され、却って磁気特性の劣化を招くおそれがある。よって、ＳｎおよびＳｂは、それぞれ０．００５～０．１ｍａｓｓ％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、本発明の効果を害しない範囲であれば、上記成分以外の元素を含有すること、および、上記した任意添加成分を不純物として上記下限量未満含有することを拒むものではない。
　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、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、真空脱ガス装置等を用いた通常公知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し、この鋼スラブを通常公知の方法で熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍し、冷間圧延して最終板厚の冷延板とし、その後、仕上焼鈍し、脱炭焼鈍し、さらに必要に応じて各種の絶縁被膜を被成し、製品とする方法が好ましい。なお、この製造方法において、冷間圧延までは、素材成分組成を本発明の成分組成に適合させること以外に特に制限はなく、通常公知の製造プロセスを採用することができる。また、上記熱延板焼鈍は、高温で行う必要は無く、８５０～１０００℃程度で充分であるが、この範囲外での熱延板焼鈍を除外するものではない。
　以下、冷間圧延以降の製造方法について説明する。
冷間圧延
　冷間圧延は、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延としてもよい。なお、無方向性電磁鋼板の製造における通常の圧下率（約５０％以上）であれば、上述した成分組成とすることにより、変形帯の導入は確保される。
仕上焼鈍
　仕上焼鈍の昇温速度は、３００℃から８００℃までを１００℃／ｓｅｃ以上で加熱することが必要である。１００℃／ｓｅｃ未満の昇温速度では、磁気特性に好ましくない（１１１）方位の集合組織が発達するからである。好ましくは２００℃／ｓｅｃ以上である。上限は特に定めないが、５００℃／ｓｅｃ程度以下が実用的である。
　また、均熱温度は、７５０～１１００℃の範囲とする必要がある。下限温度は、再結晶温度以上の温度であればよいが、連続焼鈍で十分な再結晶を起こさせるためには７５０℃以上とする必要があるからである。一方、均熱温度が１１００℃を超えると、再結晶粒が粗大化したり、焼鈍炉の負荷が大きくなったりするので好ましくない。好ましくは８００～１０５０℃の範囲である。
　また、均熱保持時間は、再結晶が充分進行する時間行えばよく、例えば、５ｓｅｃ以上を目安とすることができる。一方、１２０ｓｅｃを超えると、その効果が飽和するので、１２０ｓｅｃ以下とすることが好ましい。
　なお、焼鈍後の冷却条件については、通常の条件であればよく、特に制限はない。また、上記仕上焼鈍加熱時の昇温速度を１００℃／ｓｅｃ以上と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電加熱法などを好適に用いることができる。
脱炭焼鈍
　上記仕上焼鈍した鋼板は、その後、脱炭焼鈍して、固溶Ｃ量を低減して磁気時効を防止するため、鋼中Ｃを０．００５０ｍａｓｓ％以下に低減するのが好ましい。Ｃ量が０．００５０ｍａｓｓ％超えでは、製品鋼板が磁気時効を起こすおそれがあるからである。この脱炭焼鈍の条件は、通常公知の条件でよく、例えば、露点を３０℃以上とした酸化性雰囲気下で、８００～８５０℃×１０～３０ｓｅｃの条件で行うことができる。
　なお、この脱炭焼鈍は、仕上焼鈍に引き続いて連続的に行っても、あるいは、別途、他のラインで行ってもよい。脱炭焼鈍後の鋼板は、その後、必要に応じて各種の絶縁被膜を形成し、製品とするのが好ましい。
　表１に記載した成分組成からなるＮｏ．１～２９の鋼を通常公知の精錬プロセスで溶製し、連続鋳造して鋼素材（スラブ）とし、そのスラブを１０８０℃×３０分加熱後、熱間圧延して板厚２．４ｍｍの熱延板とした。次いで、この熱延板に９００℃×３０ｓｅｃの熱延板焼鈍を施してから１回の冷間圧延で最終板厚０．３５ｍｍの冷延板とし、その後、直接通電加熱炉で、３０℃／ｓｅｃ以上の種々の昇温速度で加熱し、均熱を表１に示す温度で１０ｓｅｃ間保持する仕上焼鈍を施し、その後、８５０℃×３０ｓｅｃ（露点：３０℃）の脱炭焼鈍し、無方向性電磁鋼板を作製した。
　次いで、上記のようにして得た各無方向性電磁鋼板から、Ｌ：１８０ｍｍ×Ｃ：３０ｍｍのＬ方向試験片を切り出して単板磁気試験を行い、Ｌ方向の磁束密度Ｂ５０（５０００Ａ／ｍで磁化したときの磁束密度）を測定し、この測定結果を表１に併記した。表１の結果から、本発明に適合する成分組成の鋼板を、本発明に適合する条件で仕上焼鈍した鋼板は、いずれもＬ方向のＢ５０（Ｂ５０－Ｌ）が１．７５Ｔ以上であり、高い磁束密度が得られていることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　本発明によれば、鋼板圧延方向に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。したがって、本発明の鋼板は、分割コアやトランス用コアなど圧延方向に優れた磁気特性が要求される用途に適用することで、モータや変圧器の効率向上に大きく寄与する。

Claims (3)

  1. Ｃ：０．０１～０．１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：４ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．０５～３ｍａｓｓ％、Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延し、仕上焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法において、加熱時の平均昇温速度を１００℃／ｓｅｃ以上とし、均熱温度を７５０～１１００℃の温度域とする仕上焼鈍を施す、無方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 上記鋼スラブは、さらに、ＳｎおよびＳｂのうちのいずれか１種または２種をそれぞれ０．００５～０．１ｍａｓｓ％以下含有する請求項１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  3. 上記仕上焼鈍後、脱炭焼鈍する請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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