JPH07116511B2

JPH07116511B2 - 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH07116511B2
Application number: JP1610490A
Authority: JP
Inventors: 昭彦西本; 邦和冨田; 清治中村
Original assignee: 日本鋼管株式会社
Priority date: 1990-01-29
Filing date: 1990-01-29
Publication date: 1995-12-13
Anticipated expiration: 2010-12-13
Also published as: JPH03223423A

Description

【発明の詳細な説明】［産業上の利用分野］本発明は、無方向性電磁鋼板の製造方法に関し、鉄損、
磁束密度ともに優れた電磁鋼板を低コストで製造し得る
方法を提供するものである。

［従来技術］ Si量が１％以下のいわゆる低級無方向性電磁鋼板は、鉄
損値は高いものの磁束密度が高く、また安価であること
から、家庭電気製品用小型モータを中心に多量に使用さ
れている。

電磁鋼板に要求される磁気特性としては、主として鉄損
と磁束密度の二つがあり、これらの磁気特性を決定する
冶金学的な要因としては、鋼成分、フェライト粒径、集
合組織等種々あることが知られている。鉄損低下のため
には、Si量を増し固有抵抗を高めることが有効である
が、一定のSiレベルにおいて鉄損値を低下させるために
は、フェライト粒径を増大させることが最も効果があ
る。また磁束密度向上に関しては、磁気特性上好ましい
集合組織を発達させる必要がある。これらを踏まえ、無
方向性電磁鋼板の磁気特性の向上を図るために、従来、
以下のような技術が開示されている。

熱間圧延後に熱延板焼鈍を行う技術（例えば、特開昭
54−68717号）熱延高温巻取により自己焼鈍を行う技術（例えば、特
開昭54−76422号）二冷圧、二回焼鈍を行う技術（例えば、特開昭60−39
121号） AlNの析出を利用し粒径を粗大化する技術（特公昭50
−8976号、特開昭61−136626号）上記した各種技術の中で、の方法は熱延板段階での焼
鈍により、冷圧、焼鈍後のフェライト粒径を増大するこ
とにより鉄損の低下を図り、また集合組織の改善により
磁束密度をも向上させようとするものであるが、新たに
焼鈍工程が加わるため、大幅なコスト上昇は免れ得な
い。

の方法は、圧延後の熱延板が保有する熱で自己焼鈍を
行うものであり、コスト面ではよりも有利である。し
かし、この方法により効果を得ようとする場合には、巻
取温度を極めて高くする必要があり、このため安定した
操業は困難であり、またコイル全長にわたり均一な特性
を得ることが難しい。さらに、巻取時の内部酸化により
表面性状が著しく劣化するという問題もある。

の方法は、の方法以上に工程が増加するため、大幅
なコスト上昇となり、低級電磁鋼板の使命である低コス
ト化と相反する製造法である。

の方法は、微細なAlN析出のピンニング効果を逆に利
用したもので、AlNのピンニングを解除して、仕上焼鈍
中に二次再結晶を起こさせることにより、粗大なフェラ
イト粒を出現させ、低鉄損化を図る技術である。このう
ち、特公昭50−8976号はＣを0.005wt％以上含有させ、
仕上焼鈍時のAlN析出を円滑化するものであるが、Ｃに
よる磁気時効を回避するためには、脱炭雰囲気で焼鈍を
行わねばならず、生産効率は大きく低下する。また、高
Ｃ材を用いることにより、仕上焼鈍中のAlNの析出を円
滑化するにもかかわらず、その一方で脱炭により低Ｃ化
する、という相反することを同時に行わせようとする製
造法である。このため、AlN析出の温度、時間と脱炭進
行の温度、時間は当然マッチングしないため、AlNの析
出状態を安定化することが難しく、粗大化も安定し難い
欠点があった。また、単にフェライト粒の粗大化による
低鉄損化のみを狙った技術であるため、磁気特性のもう
一方の重要な指標である磁束密度は、フェライト粒の粗
大化によりむしろ低下する傾向にある。また特開昭61−
136626号は、Ｐの添加によりAlNの析出を促進し、フェ
ライト粒を粗大化して低鉄損化を図ることを狙いとした
技術である。しかし、この技術も前記技術と同様に、単
にフェライト粒の粗大化による低鉄損化のみを狙った技
術であり、磁束密度向上に関しては全く考慮されていな
い。したがって鋼の成分組織もAlNの析出のための適正
化しかなされておらず、このため後述するような磁束密
度の向上効果は見られず、低いレベルにある。

［発明が解決しようとする課題］前記のAlN析出を利用したフェライト粒の粗大化技術
は、一応の低鉄損化は達成されるものの、磁束密度に関
しては決して満足のいくレベルではない。特に、本発明
が対象としている小型モータの分野においては、磁束密
度が低いとモータのより一層の小型化が達成できず、ま
た使用時の電流の増加にもつながるため、トータルの商
品特性として見た場合、高い評価は得られない。このた
め低コストのメリットを生かしつつ、鉄損、磁束密度と
もに優れた電磁鋼板の開発が待たれていた。

本発明は前述した従来法の問題に鑑み、低コストの製造
方法により、低鉄損化を可能とするとともに、磁束密度
が著しく高い無方向性電磁鋼板の製造方法を提供せんと
するものである。

［課題を解決するための手段］本発明者らは、低Si無方向性電磁鋼板の製造において、
コストの上昇なしに低鉄損化と高磁束密度化を両立すべ
く、実験、研究を重ねてきた。その結果、鋼成分と熱延
時の加熱温度、巻取温度の両者の規定により、仕上焼鈍
前のAlNの固溶状態を最適化し、且つ、その後の仕上焼
鈍において、まず前段の焼鈍により一次再結晶集合組織
を最適化し、続く後段の高温焼鈍中の二次再結晶により
フェライト粒を粗大化させる二段焼鈍法で連続焼鈍を行
うことにより、磁気特性、特に磁束密度を優れたものに
できることを新たに見いだし、本発明を完成させるに至
ったものである。

すなわち、本発明の特徴は、C:0.005wt％以下、Si:0.1
〜1.0wt、Mn:0.25wt％以上、P:0.03wt％以上、sol.Al:
0.004〜0.080wt％、N:0.001〜0.005wt％、残部Fe及び不
可避的不純物からなり、且つsol.Al含有量とＮ含有量と
の原子量比率が、２≦［sol.Al（at％）/N（at％）］≦15 を満足する成分組成のスラブを1150℃以上に加熱し、熱
間圧延後、 450≦CT≦−7.5｛Al（at％）/N（at％）｝＋600（℃）の範囲の巻取温度CT（℃）で巻取り、該鋼帯を酸洗、冷
間圧延後、仕上焼鈍し、該仕上焼鈍においては、その前
段において加熱速度５℃/secとし、且つ（再結晶完了温
度−50）℃以上、（再結晶完了音度＋100）℃以下の温
度範囲で30秒以上焼鈍し、引続き焼鈍後段において800
℃以上の温度で１分以上焼鈍する、二段焼鈍を行うよう
にしたことにある。

なお、本発明においては、上記再結晶完了温度を、該温
度で１分間保持した時に、100％再結晶する温度として
定義する。

以下、本発明の構成及びその限定理由について詳細に説
明する。

まず、鋼の成分組成の限定理由について説明する。

C:後述するようにＣが0.005wt％を超えると、他の成
分、プロセスを適正化しても、ＣとMnの相互作用による
集合組織改善効果が得られず、高磁束密度が達成されな
い。またＣを多量に含有させると、仕上焼鈍を脱炭雰囲
気で行う必要が生じ、この場合、脱炭の進行がAlNの析
出に影響を及ぼし、AlNの析出状態そのものが不安定と
なる。このため、高磁束密度化を達成し、AlN析出の安
定化と磁気時効の防止を図るべく、C:0.005wt％以下の
極低炭素鋼とする。

Si:Siの増加は固有抵抗を高め鉄損を低下させる効果が
大きいため、その下限を0.1wt％とする。但し、1.0wt％
を超えると飽和磁束密度を低下させ、またコストの上昇
を招くため、上限は1.0wt％とする。

Mn:本発明において、Mnは集合組織改善のために重要な
成分である。後述するように、Mn量が0.25wt％未満でも
フェライト粒は粗大化し低鉄損化は達成されるものの、
Ｃとの相互作用による、再結晶粒の選択性と集合組織の
改善が達成されず、磁束密度は向上しない。このため下
限を0.25wt％とする。但し、Mnを徒に増大させてもコス
ト上昇を招くだけであり、このためMnは２％を上限に添
加することが好ましい。

P:通常Ｐは打ち抜き性改善のために添加される場合が多
いが、本発明では打ち抜き性改善とともに、仕上焼鈍時
のAlNの析出を促進、安定化する元素として、必須の成
分として規定する。Ｐが0.03wt％未満では、仕上焼鈍前
のAlNの固溶状態を適正化しても、仕上焼鈍時に十分なA
lNの析出量が得られず、フェライト粒の粗大化が実現さ
れない。このため下限を0.03wt％とする。但し、脆化に
よる圧延性、打抜き性の低下を防止するという観点から
は、Ｐは0.5wt％以下とすることが望ましく、さらに、
Ｐを添加すると粒成長性抑制効果が強まることから、こ
の点も勘案した場合には、0.3wt％をその上限とするこ
とが好ましい。

sol.Al:sol.Alは本発明において最も重要な元素であ
る。本発明は、仕上焼鈍時における微細なAlNの析出に
よる粒界のピンニング効果と集合組織改善効果を利用す
るものである。このためsol.Al量は微細AlNの析出に適
した0.004〜0.080wt％に限定する。0.004wt％未満で
は、必要なAlNの析出量が得られない。一方、0.080wt％
を超えると析出したAlNが凝集、粗大化するためにピン
ニング効果が利用できない。

N:NもAlNの析出に影響を与える元素である。0.001wt％
未満では充分なAlNの析出が得られない。一方0.005wt％
を超えると磁気特性を劣化させる。

［sol.Al（at％）/N（at％）］：前記のようにAlNの析
出に関してはAl量、Ｎ量が影響を及ぼすが、個々の含有
量によってAlNの析出が一義的に決まるのではなく、Al
量とＮ量の存在比率によりAlNの析出量、大きさ及び分
布形態が決まってくる。sol.Al量とＮ量との原子量比率
［sol.Al（at％）／（at％）］（以下単に［Al/N］と記
す）が２未満ではピンニングに必要なAlNの析出量が得
られない。また［Al/N］が15を超えると、熱延条件を最
適化しても、一旦析出したAlNが凝集、粗大化してしま
うため、本発明において重要な要素である微細AlNのピ
ンニング効果を利用できない。

次に、本発明の加工、処理条件を成分条件とともに説明
する。

本発明では、上述のような成分組成の鋼を熱間圧延に供
する。熱間圧延時の加熱温度については、AlNの固溶を
充分に促進するために、1150℃以上の温度での加熱を必
須とする。また、本発明では仕上焼鈍前にAlNの固溶を
充分なものとしておくことが必須条件であり、且つこれ
を熱延板段階での溶体化焼鈍なしに低コストで実現しよ
うとするものである。このためには、熱延時の加熱温度
だけでなく、圧延後の巻取温度も適切な範囲に管理し、
巻取中のAlN析出を抑制することが重要なポイントであ
る。この点を明らかにすべるため、以下の試験を行っ
た。

第１表に示すようなAl量とＮ量を各々変えた鋼A1〜A8の
スラブを、1250℃に加熱して熱間圧延後、450〜650℃の
間の温度で巻取を行った。引き続き酸洗、冷間圧延を施
して0.5mmの板厚とした後、前段を５℃/sの加熱速度で6
30℃×１分、後段を３℃/sの加熱速度で850℃×２分と
する二段焼鈍サイクルの連続焼鈍により仕上焼鈍を行っ
た。第１図は、これら鋼板について鉄損（Ｗ_15/50）に
及ぼす［Al/N］と巻取温度の影響を調べたものである。
この図から明らかなように、鉄損が5.0W/kg未満の良好
な領域は［Al/N］と巻取温度の両者に依存している。
［Al/N］が２未満の領域においては、いずれの巻取温度
においても鉄損5.0W/kg未満は達成されておらず、逆に
同一巻取温度で見た場合［Al/N］が一定レベル以上でも
やはり鉄損が5.0W/kg以上となっており、最適［Al/N］
範囲が存在することが判る。この［Al/N］の最適範囲
は、巻取温度の低下に伴って拡大している。すなわち、
［Al/N］が15以下であれば、巻取温度を［−7.5｛Al（a
t％）/N（at％）｝＋600］℃以下とすることにより鉄損
値5.0W/kg未満が達成可能であることが明らかとなっ
た。この現象は、微細なAlNの析出と二次再結晶による
フエライト粒の粗大化によるものである。［Al/N］が２
未満の領域では、低温巻取というAlNの固溶に適した条
件であっても、AlNの析出量が少ないため粗大化は発生
しない。一方、［Al/N］が高い場合や巻取温度が高い場
合は、AlNの析出は起こるものの、AlNが凝集、粗大化す
るためにやはりフエライト粒の粗大化は起きない。これ
に対し、［Al/N］と巻取温度が本発明が規定する範囲に
ある場合は、一次再結晶の段階では微細AlNのピンニン
グにより結晶粒は細粒であるが、その後AlNのピンニン
グが弱まり、これが一定限界を超えると、解除される際
の粒成長駆動力により二次再結晶し、フエライト粒が粗
大化して低鉄損化が達成される。

本発明ではこれらの結果を踏まえ［Al/N］を２〜15と規
定するとともに、巻取温度をこの［Al/N］の関係で［−
7.5｛Al/（at％）/N（at％）｝＋600］℃以下に規定す
るものである。

なお、巻取時のAlN析出抑制に関しては巻取温度の低下
が有効であるが、巻取温度の極度の低温化は、水冷却時
の冷却むらに起因する板厚変動などの形状不良を生ずる
ため、下限を450℃に限定する。

本発明のように連続焼鈍においてAlN析出を安定的に制
御するためには、AlNの固溶状態の最適化だけでなく、
更にAlNの析出を促進する手段を講ずる必要がある。こ
のために種々の方法について検討した結果、Ｐの添加が
最も有効であることが明らかとなった。

第１表に示すような［Al/N］が約４でＰ量を変化させた
鋼B1〜B5と、［Al/N］が約11でＰ量を変化させた鋼C1〜
C4のスラブを、1250℃に加熱して熱間圧延後、500℃で
巻取り、引続き酸洗、冷圧を行い0.5mm厚の板厚とし
た。その後、前段を10℃/sの加熱速度で630℃×1.5分、
後段を10℃/sの加熱速度で830℃×1.5分とする二段焼鈍
サイクルにより連続焼鈍を行った。第２図はこのように
して得られた鋼板の鉄損（Ｗ_15/50）に及ぼすＰの影響
を示すものである。これによれば、いずれの［Al/N］で
も、Ｐ量が0.03wt％以上では二次再結晶が起き、フェラ
イト粒が粗大化することにより鉄損が5.0wt％以下と良
好な値を示す。一方、Ｐが0.03wt％未満では、AlNの析
出が不充分であるため二次再結晶が起きず、一次再結晶
粒の正常粒成長しか起きない。これらAlN析出に対する
Ｐの効果は、ＰがAlNの溶解度を低下させ、AlNの析出を
促進するためであると考えられる。

上記のように鋼の成分組成、熱延時の加熱、巻取温度を
規制することにより、仕上焼鈍前のAlNの固溶状態を最
適化し、またＰ添加により微細AlNの析出を促進するこ
とで、フェライト粒の粗大化による低鉄損化は達成でき
る。しかし本発明者らは、低鉄損化だけでなく、更に磁
束密度をも向上させる方法について検討を重ねた結果、
極低Ｃ材でかつMnを一定量以上含有させるとともに、仕
上焼鈍を二段焼鈍で行い、且つ前段の焼鈍温度と、後段
の焼鈍温度とを適切に組み合せることにより、低鉄損化
とともに高磁束密度化を達成し得ることを新たに見い出
したものである。以下に、本発明の最も重要な製造要件
である二段焼鈍の焼鈍条件について説明する。

第２表に示す鋼Ｄのスラブを1250℃に加熱して熱間圧延
後、520℃で巻取り、酸洗、冷間圧延により0.5mmの板厚
とした。この鋼板を用いて、加熱速度10℃/s、降温速度
５℃/sの条件で第３図（Ａ）、（Ｂ）に示す２つの焼鈍
サイクルで各種の仕上焼鈍を行った。第３図において、
（Ａ）は前段の焼鈍を500〜850℃の温度で１分間均熱し
て行い、引続き後段の焼鈍650〜900の温度で１分間均熱
して行う二段焼鈍である。（Ｂ）は比較として650〜850
℃の温度で均熱を２分間行う台形一段焼鈍であり、
（Ａ）における後段の焼鈍温度が前段と同一である場合
である。第４図はこれら各仕上焼鈍条件により連続焼鈍
を行った鋼板の磁気特性について、まず鉄損
（Ｗ_15/50）5W/kgで類別し、更に鉄損が5W/kg未満の鋼
板について、磁束密度（B₅₀）1.80Tで類別したものであ
る。

まず、鉄損について二段焼鈍法と台形一段焼鈍を比較す
ると、台形一段焼鈍の場合、焼鈍温度が800℃以下では
フェライト粒が細粒であるため、鉄損は高い値を示す、
焼鈍温度を850℃と高温にすることで、二次再結晶が起
き、鉄損値が5W/kg未満を達成する。一方、二段焼鈍法
を行った場合、後段の焼鈍が800℃未満の場合はいずれ
の条件でも二次再結晶は起きない。また後段の焼鈍が80
0℃以上であっても、前段の焼鈍温度が750℃以上と高い
場合には、この前段焼鈍の段階で、ある程度結晶粒が成
長してしまうため、やはり二次再結晶が起こらず鉄損は
高い。しかし、台形一段焼鈍法では二次再結晶が起きな
かった800℃の焼鈍であっても、前段に750℃未満の焼鈍
を行うことによって二段焼鈍化することにより、二次再
結晶が起き、鉄損値は5W/kg未満となる。このように、
二段焼鈍法において、前段に低温での焼鈍を行うことに
より二次再結晶が促進されており、二次再結晶促進のた
めにも二段焼鈍法が有効であることが判る。

次に、これら二段焼鈍法により二次再結晶が起き、低鉄
損化した領域について磁束密度の挙動を見ると、同じ低
鉄損領域であっても、二段焼鈍条件により磁束密度に差
が見られる。図のように、後段の焼鈍温度が800℃以上
で、前段の焼鈍温度がある温度範囲のものについての
み、磁束密度（B₅₀）1.80T以上が達成されている。この
温度範囲の下限は、本供試鋼における（再結晶完了温度
［＝590℃］−50）℃とほぼ一致しており、また、上限
は（再結晶完了温度＋100）℃に相当している。前段の
焼鈍温度が（再結晶完了温度−50）℃を下回った場合
や、（再結晶完了温度＋100）℃を上回った場合は、い
ずれも磁束密度は1.80T未満となっている。また、台形
一段焼鈍における焼鈍温度を前段焼鈍の温度範囲とした
場合や、同様に後段焼鈍の温度範囲とした場合では、こ
のような高磁束密度化は達成されておらず、本現象が二
段焼鈍を行うことにより、はじめて実現される二段焼鈍
固有の現象であることが判る。

この現象はAlN析出による集合組織改善効果に起因して
おり、以下のような理由によるものと推定される。すな
わち、前段の焼鈍温度が（再結晶完了温度−50）℃〜
（再結晶完了温度＋100）℃の範囲では、前段の焼鈍に
おいて、微細AlNの析出と回復、再結晶が競合すること
により、AlNが再結晶の核生成に選択性を与える。その
結果、再結晶粒の集合組織形成に影響を及ぼし、磁気特
性に有効な｛100｝、｛110｝面強度が高まり、磁気特性
に不利な｛111｝面の増加を抑制するものと考えられ
る。このように前段の焼鈍段階において、AlN析出の効
果により細粒かつ、｛100｝、｛110｝面成分が多く磁気
特性上好ましい集合組織が形成される場合、後段の高温
焼鈍時の二次再結晶においても、｛100｝、｛110｝面の
結晶粒の発生頻度が高まり、粗粒であるにもかかわらず
磁束密度が向上するものと考えられる。

一方、前段の焼鈍温度が（再結晶完了温度−50）℃より
低い場合は、前段の焼鈍ではAlNの析出は少なく、また
再結晶も不十分であるため、集合組織改善現象は起こら
ない。またその場合、AlNの析出と再結晶の進行は後段
焼鈍の昇温過程でしか起こらず、先に述べたような両者
の適正な競合が起きない。このため、有効な結晶粒の選
択性もないままに一次再結晶が進行するため、集合組織
は改善されず、また二次再結晶後も通常の台形一段焼鈍
サイクル並みの集合組織しか得られない。

逆に前段の焼鈍温度が高い場合は、前段の焼鈍における
再結晶の進行が速いため、AlNの析出と再結晶の競合関
係が最適化されず、結晶粒の選択現象が起きない。この
ため、後段焼鈍時の二次再結晶においても｛100｝面、
｛110｝面の優先成長は起きず、磁束密度は低い。

以上のように、仕上焼鈍を二段焼鈍化し、且つ前段の焼
鈍温度を制御してAlN析出と再結晶を競合させ、集合組
織を最適化することにより、低鉄損のみならず高磁束密
度化が達成可能であることが明らかとなった。このよう
な磁束密度に対する二段焼鈍条件依存性は、他のSi量、
［Al/N］、Ｐ量の鋼や他の巻取温度条件でも同様に見ら
れ、最適範囲も同一範囲であった。

これら高磁束密度材を安定して製造すべく、更に種々の
鋼について仕上焼鈍における二段焼鈍条件と磁束密度の
関係について詳細に調査したところ、焼鈍条件は本発明
範囲を満足しているにもかかわらず、磁束密度が低いレ
ベルの鋼が見られた。これらの鋼について成分組織と磁
束密度の関係を検討したところ、Ｃ量とMn量の両者の影
響を受けており、Ｃ量を一定量以下とし、更にMnを一定
以上含有させたうえで、二段焼鈍条件を適正化する必要
があることが明確となった。

第２表に示すような0.004％ＣベースでMn量を変えた鋼E
1〜E5、0.008％ＣベースでMn量を変えた鋼F1〜F4、およ
び0.013％ＣベースでMn量を変えた鋼G1〜G4の合計13種
の鋼のスラブを、1200℃に加熱して熱間圧延後、470℃
で巻取り、引続き酸洗、冷圧により0.5mm厚の鋼板とし
た。各鋼板の再結晶温度は、590℃〜620℃の範囲内であ
った。これら鋼板を、５℃/sの加熱速度で加熱し、前段
を640×1.5分、引続き後段を840℃×２分とする二段焼
鈍により仕上焼鈍を行った。第５図は仕上焼鈍後の磁束
密度（B₅₀）に及ぼすMn量とＣ量の影響を調べたもので
ある。図に示されるように0.008％Ｃ材や、0.013％Ｃ材
などＣ量が高い場合は、いずれのMn量においても磁束密
度は1.75程度と低いレベルである。また0.004％Ｃ材の
ようにＣが低い場合でも、Mn量が0.25wt％未満の場合
は、高Ｃ材と同等かやや劣るレベルであり、Mnが0.25wt
％以上含有された場合のみ、磁束密度が1.78以上と優れ
た特性値を示している。このように、低Ｃ、高Mnの条件
でのみ高磁束密度化が達成されていることが判る。

これらＣ、Mnによる磁束密度改善効果の詳細な機構は必
ずしも明らかではないが、以下のように考えられる。す
なわち、極低Ｃの条件下では、Mnが一定量以上共存する
ことにより、ＣとMnが適度に相互作用をし、AlNによる
再結晶方位の選択作用に影響を及ぼす。その結果｛10
0｝、｛110｝面が優先成長した集合組織が得られるもの
と思われる。高Ｃ材では高Mn化しても磁束密度は向上し
ていないが、これはMnとの相互作用が強まり過ぎて選択
性に悪影響を及ぼしているか、あるいはＣがAlNの析出
タイミングそのものをも変化させるため、適切に再結晶
と競合しないためであると考えられる。

以上のように、極低Ｃ材においてMnを一定量以上含有さ
せ、仕上焼鈍を二段化し、AlNの析出制御とAlNの再結晶
方位選択作用を利用することにより、低鉄損と高磁束密
度を両立させることが可能であるということが明らかと
なった。

このため本発明では、Ｃに関しては0.005wt％以下、Mn
に関しては0.25wt％以上をその条件として規定する。よ
り安定して高磁束密度化するためには、Mn量は0.50wt％
以上とすることが好ましい。また仕上焼鈍条件に関して
は、二段焼鈍の前段の焼鈍温度を磁束密度向上効果の大
きい（再結晶完了温度−50）℃以上、（再結晶完了温度
＋100）℃以下の範囲とし、後段の焼鈍温度を二次再結
晶が起きる800℃以上として規定する。後段の焼鈍温度
は、950℃を超えるとエネルギーコストが増すため950℃
以下が好ましい。本発明においては、AlNは前段の焼鈍
中に析出させる。このため前段焼鈍時の加熱速度は、昇
温過程での微細AlNの析出防止のため５℃/s以上と規定
する。後段焼鈍での加熱速度は、二次再結晶の進行に大
きな影響を与えないため特に規定しないが、本製造法は
連続焼鈍を前提とするものであるため、実質的には１℃
/s以上となる。次に、前段焼鈍における加熱時間は、本
発明の下限の焼鈍温度においても微細AlNの析出と再結
晶の進行を所要量確保するため30秒以上とし、後段焼鈍
における均熱時間は、二次再結晶進行のため１分以上と
する。また、均熱時間の上限は、生産効率の点から全体
で10分以内とすることが好ましい。

本発明法による電磁鋼板は、需要家での打ち抜き後にそ
のまま製品に組み立てても、非常にすぐれた特性を発揮
するものであるが、打ち抜き後に一旦歪取焼鈍を施し、
その後に製品に組み立てても何ら問題はなく、よりすぐ
れた特性を発揮する。

〔実施例〕

第３表に示す８種の成分組成のスラブを、第４表に示し
た熱延条件で熱間圧延し、引続き酸洗、冷間圧延を行
い、板厚0.5mmの鋼板とした。これら鋼板について、第
４表に示した仕上焼鈍条件で二段焼鈍を行った。なお、
均熱時間は前段焼鈍を１分、後段焼鈍を２分と一定とし
た。第４表の右欄にこれら鋼板の仕上焼鈍後の鉄損（Ｗ
_15/50）と磁束密度（B₅₀）を示す。同表から明らかなよ
うに、本発明範囲の成分、加熱温度、巻取温度および二
段焼鈍条件で製造した鋼板は、非常に優れた鉄損、磁束
密度バランスを示している。特に、磁束密度に関しては
0.19％Si材（鋼種Ｊ）で1.81以上、0.82％Si材（鋼種
Ｌ）で1.79以上を達成している。一方、本発明範囲外の
成分や加熱温度、巻取温度の場合には、二次再結晶が起
きないため鉄損が高い。また二段焼鈍の焼鈍条件が本発
明範囲外の場合には、ある程度低鉄損化しても磁束密度
は低い。

〔発明の効果〕以上のように本発明法によれば、無方向性電磁鋼板の製
造において、熱延板焼鈍や、二回冷圧、二回焼鈍といっ
たコストアップを招く手段を用いることなく、また表面
性状の劣化など商品特性を劣化させることなく、高い生
産効率で、鉄損、磁束密度ともに非常に優れた電磁鋼板
を提供でき、その産業上の効果は極めて大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は仕上焼鈍後の鉄損に及ぼす［Al/N］と巻取温度
の影響を示すグラフである。第２図は仕上焼鈍後の鉄損に及ぼす［Al/N］とＰの影響
を示すグラフである。第３図は仕上焼鈍における熱サイクルを示す説明図であ
る。第４図は鉄損と磁束密度に及ぼす仕上焼鈍条件の影響を
示すグラフである。第５図は磁束密度に及ぼすＣとMnの影響を示すグラフで
ある。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】C:0.005wt％以下、Si:0.1〜1.0wt％、Mn:
0.25wt％以上、P:0.03wt％以上、sol.Al:0.004〜0.080w
t％、N:0.001〜0.005wt％、残部Fe及び不可避的不純物
からなり、且つ sol.Al含有量とＮ含有量との原子量比率が、２≦［sol.Al（at％）/N（at％）］≦15 を満足する成分組成のスラブを1150℃以上に加熱し、熱
間圧延後、 450≦CT≦−7.5｛Al（at％）/N（at％）｝＋600（℃）の範囲の巻取温度CT（℃）で巻取り、該鋼帯を酸洗、冷
間圧延後、仕上焼鈍し、該仕上焼鈍においては、その前
段において加熱速度５℃/sec以上とし、且つ（再結晶完
了温度−50）℃以上、（再結晶完了温度＋100）℃以下
の温度範囲で30秒以上焼鈍し、引続き焼鈍後段において
800℃以上の温度で１分間以上焼鈍する、二段焼鈍を行
うことを特徴とする磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板
の製造方法。