JPH03229821A - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、需要家で打ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍さ
れることを前提としたセミプロセス無方向性電磁鋼板の
製造方法、および打ち抜き・剪断加工と歪取焼鈍工程を
含む無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。

〔従来の技術〕

近年、省エネルギーの社会的要請から、冷蔵庫、クーラ
ー等に使用される小型モータの効率向上、蛍光灯安定器
の小型化、温度上昇防止等の要求があり、このためこれ
らのコア材として用いられる無方向性電磁鋼板に対して
も、高磁束密度−低鉄損化のニーズが高い。

このような背景のもとで、近年、鉄損は比較的高いもの
の低コストで磁束密度が高い、ＳｉＳ２．０％のいわゆ
る低級無方向性電磁鋼板の需要と、その低鉄損化に対す
る要求が増大しつつある。このような低級無方向性電磁
鋼板の低鉄損化を具現したものとして、鋼板を需要家で
打ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍するようにしたセミプ
ロセス材がある。このセミプロセス材は以下の（１）、
（２）に大別される。

は）１次冷圧、焼鈍後、２次冷圧として１〜１０％程度
の調圧を施したものを、需要家で打ち抜き・剪断加工後
、歪取焼鈍する、２回冷圧によるセミプロセス材。この
鋼板は調圧歪による全粒成長によって歪取焼鈍時に結晶
粒を粗大化させ、低鉄損化を図るものであるが、同時に
磁束密度も低下するという欠点がある。

（２）フルプロセス材と同様に１回の冷間圧延と焼鈍を
施したものを、需要家で打ち抜き・剪断加工後、歪取焼
鈍する、１回冷圧によるセミプロセス材（プロセス的に
はフルプロセス材を需要家で再度焼鈍することになるた
め、以下便宜的に「フルプロセス焼鈍材」と呼ぶ）。こ
の鋼板は鉄損の低下式は２回冷圧によるものに比へて小
さいものの、磁束密度があまり低下しないという長所が
ある。

これらのうち、最近は器具の小型化・高効率化の観点か
ら従来の（１）のセミプロセス材に加えて、磁束密度上
有利な（２）のフルプロセス焼鈍材の需要が急増してい
る。このようなフルプロセス焼鈍材の場合、磁束密度を
劣化させることなく、（１）の２冷圧によるセミプロセ
ス材に比べ見劣りのする鉄損を改善することが課題とな
る。

従来、フルプロセス焼鈍材の鉄損或いは磁束密度改善に
対し、以下のような技術が開示されている。

まず、製造プロセスを考慮したものには、以下のような
技術がある。

（ａ）特開昭５７−３５６２８号： 熱延板の短時間焼鈍を行う技術 （ｂ）特開昭５８−１３６７１８号： 超高温巻取による自己焼鈍により上 記熱延板の短時間焼鈍を代替する技 （Ｃ）特開昭６１−１５９２０号： Ａｒ３変態点以上で仕上圧延した熱延 板を水冷して組織の微細化を図り。

さらにこれを冷圧後、回復焼鈍程度 の低温で焼鈍することで組織を微細 なままとし、これにより歪取焼鈍時 の粒成長性を向上させる技術 また、成分条件を考慮したものには、以下のような技術
がある。すなわち、これらは成分を考慮して歪取焼鈍時
の粒成長性を改善することで、歪取焼鈍後の粒径を太き
くし、鉄損を低下させる技術である。

（ｉ）粒成長性を劣化させる微細ＡｉＮの析出防止に関
するもの （ｄ）特公昭５９−２０７３１号： Ａｆ１≦０．１％鋼においてＢを添加し、Ｎを粒成長に
対する悪影響の少ない ＢＮとして固定する技術 （ｅ）特公昭６２−４９３．２１号： 同　　上 （ｆ）特公昭６２−２１８４９号： 同　　上 （ｇ）特公昭５８−５５２１０号： Ａｎ≦０．００１％とし、実質上ＡｆｉＮフリーとする
技術 （ｉｉ）粒成長性を劣化させる微細ＭｎＳの析出防止に
関するもの （ｈ）極低Ｓ化技術 （１）特開昭６３−１０３０２３号： ｉ≦０．００２％鋼においてＣａを添加し、Ｓを粒成長
に対する悪影響の少 ないＣａＳとして固定する技術 〔発明が解決しようとする課題〕 以上のように、従来フルプロセス焼鈍材の特性改善に関
して種々の技術が提案されているが、これらはいずれも
次のような問題点を有している。

まず、製造プロセスを考慮したもののうち、（ａ）は熱
延板焼鈍付加によるコスト上昇が、また、（ｂ）は超高
温巻取によるスケール増大とそれに伴う酸洗性の低下、
或いは粒界酸化に起因した表面性状の著しい劣化が問題
となる。また、（Ｃ）では、熱延板の水冷による形状不
良に加え、低温焼鈍に起因した著しい硬質化が打ち抜き
・剪断加工時に問題を起こす。このように製造プロセス
の改変によるものは未だ幾多の課題を残しており、十分
満足のいくものとは言い難い。

また、成分を考慮したものでは、（ｄ）〜（１）のいず
れもがｉ≦０．１％（実施例等からして実質上はＡｆｆ
ｉ≦０．０２％）の鋼についての技術であり、Ａｆｆｉ
≧０．１％を含む鋼については、その特性改善について
有用な技術は見い出されていない。もとより、ＡＱ≧０
．１％の鋼では、ＡＲＮが比較的粗大に析出するためＡ
ＩＩＮに対する考慮は不要であるものの、ＡＱは固有抵
抗を大きく上昇させるため、低鉄損のフルプロセス焼鈍
材を製造する上で積極的に活用すべき元素であり、この
意味でｌ≧０．１％鋼の特性改善が望まれるものである
。

本発明はこのような事情に鑑み、ＡＭを０．１％以上含
むフルプロセス焼鈍材および該フルプロセス焼鈍材を素
材とする打ち抜き・剪断加ニー歪取焼鈍材の特性改善、
特に鉄損の改善をその目的とする。

〔課題を解決するための手段〕

本発明者らは、Ａｆｆｉ≧０．１％のフルプロセス焼鈍
材の特性改善について鋭意研究を重ねた結果、Ｐ量の適
正化および肚、Ｓ量、Ｍｎ／Ｓ比の適正化を図った上で
、これを特定の製造条件に供した際に、磁気特性および
打ち抜き性が向上することを新たに知見し、これに基づ
き本発明を完成させたものである。

すなわち、本発明の構成は以下の通りである。

（１）打ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍が施されるセミ
プロセス無方向性電磁鋼板の製造方法において、重量％
で、Ｃ≦０．００５０％、０．０６％≦Ｓｉ≦１．０％
、０．５％≦Ｍｎ≦１．５％、０．０１％≦Ｐ≦０．０
６％、０．０１０％≦Ｓ≦０．０３０％、０．１％≦Ａ
ｌ≦０．５％、Ｎ≦ｏ、ｏｏｓｏ％、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物からなり、且つＭｎ（％）／Ｓ（％）≧４
０を満足する鋼を、 Ｔ≦１．３８［Ｍｎ／Ｓ］　＋１１１５但し、Ｍｎ　：
　Ｍｎ含有量（ｗｔ％）Ｓ　：Ｓ含有ｆｆ１（ｗｔ％） を満足する加熱温度Ｔ（℃）にて加熱後、仕上温度Ａ　
ｒ　３変態点以下、巻取温度６００℃以上７２０℃以下
で熱間圧延し、次いで酸洗および冷間圧延した後、６２
５℃以上８００℃以下の温度にて焼鈍し、必要に応じて
絶縁皮膜等の塗布・焼付けを施すことを特徴とする無方
向性電磁鋼板の製造方法。

（２）重量％で、Ｃ≦０．００５０％、０．０６％≦Ｓ
ｉ≦１．０％、０．５％≦Ｍｎ≦１．５％、０．０１％
≦Ｐ≦０．０６％、０．０１０％≦Ｓ≦０．０３０％、
０．１％≦Ａ党≦０．５％、Ｎ≦０．００５０％、残部
Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つＭｎ（％）／
Ｓ（％）≧４０を満足する鋼を、 Ｔ≦１．３８〔Ｍｎ／Ｓ）　＋　１１１５但し、Ｍｎ　
：　Ｍｎ含有量（ｗｔ％）Ｓ　：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する加熱温度Ｔ（℃）にて加熱後、仕上温度Ａｒ
、変態点以下、巻取温度６００℃以上７２０℃以下で熱
間圧延し、次いで酸洗および冷間圧延した後、６２５℃
以上８００℃以下の温度にて焼鈍し、必要に応じて絶縁
皮膜等の塗布・焼付けを施してセミプロセス鋼板となし
、該鋼板を打ち抜き・剪断加工後、３５０〜７００℃の
温度域における加熱速度ＨＲ（℃／ｍ１ｎ）が、ＨＲ≧
６０ＣＰ）　＋　１．４ 但し、Ｐ：鋼板のＰ含有量（ｗｔ％） を満足するようにして歪取焼鈍することを特徴とする無
方向性電磁鋼板の製造方法。

〔作　　用〕

以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。

ます、本発明における成分組成の限定理由は以下の通り
である。

１）　Ｐ量 Ｐは通常、フルプロセス材およびセミプロセス材におい
て、磁気特性を劣化させることなく、硬度上昇と打ち抜
き性の向上をもたらす元素として広く添加されている。

したがって１本発明が対象とするようなフルプロセス焼
鈍材においても、従来硬度上昇と打ち抜き性の向上を必
要とする場合には、特別な配慮なく比較的多量（０，１
％前後）に添加されるのが通常である。このように従来
Ｐの功罪については、その硬度上昇・打ち抜き性向上効
果が明らかにされているだけであり、これ以外のＰの功
罪に着目した技術は現状では皆無であるといってよい。

しかし、本発明者らがフルプロセス焼鈍材におけるＰの
功罪について改めて詳細に検討したところによれば、Ｐ
は確かに硬度上昇と打ち抜き性の向上をもたらすものの
、磁気特性、特に鉄損に関してはＰ量に最適値があり、
Ｐを適正量に制御した場合にのみ、固有抵抗の増大を通
じて鉄損の低下が得られること、そしてこの適正量を超
えてＰを添加した場合には（従来、Ｐを添加する場合は
いずれもこの範囲）、歪取焼鈍時の粒成長性を阻害し、
却って鉄損の上昇をもたらすことが判明した。このため
本発明では、上記Ｐの適正範囲をその要件とした。

また、さらに検討を進めた結果、鉄損に対する上記Ｐの
適正量の存在はフルプロセス焼鈍材に特有のものであり
、フルプロセス材や２回冷圧によるセミプロセス材の場
合にはかかる適正量の存在は認められなかった。すなわ
ち、よく知られているように鉄損は粒径に依存するとこ
ろが太きいが、フルプロセス材では冷圧−焼鈍時に比較
的粒径の小さいところで組織形成をさせるため、粒成長
の駆動力が高く、且つ焼鈍条件（特に焼鈍温度）が粒径
に対して圧倒的な影響を及ぼすため、Ｐの影響が顕在化
しないものと考えられる。また、２回冷圧によるセミプ
ロセス材の場合も、粒成長は調圧歪をその駆動力とする
ため、Ｐの影響は顕在化しない。これに対し、フルプロ
セス焼鈍材の場合は、冷圧−焼鈍により一旦ある粒径に
粒成長させたものを、再び需要家で歪取焼鈍してさらに
粗大に粒成長させるため、歪取焼鈍時は粒成長の能動力
が粒界のエネルギー差だけであるに加えて、その駆動力
そのものも小さく、粒成長性に対するＰの影響が顕在化
するものと考えられる。なお、ここでいうＰの粒成長性
に対する影響のメカニズムは必ずしも明確ではないが、
Ｐは粒界に偏析しやすい元素であり、したがって５ｏｌ
ｕｔｅ　−ｄｒａｇにより粒成長時の粒界の移動度（ｍ
ｏｂｉｌｉｔｙ　）を低下させるのがその本質ではない
かと考えられる。

次に、試験例に基づいて上記Ｐの功罪を明らかにすると
ともに、適正なＰ量についてその限定範囲と理由につい
て説明する。

Ｃ：　０．００２８％、Ｓｉ　：　０．３１％、Ｍｎ　
：　０．８１％、Ｓ：０．０１８％〔Ｍｎ／Ｓ　＝　４
５）、ｉ　：　０．２３％、Ｎ　：　０．００１９％と
一定で、Ｐ量が０．００２〜０．０８８％と種々変化し
た鋼（Ａ群）、およびＣ：　０．００４３％、Ｓｉ　：
　０．８０％、　　Ｍｎ　：　１．３１％、Ｓ　：　０
．０２４％〔Ｍｎ／５＝５５）、　ＡＱ　：　０，３８
％、Ｎ　：　０．００３５％と一定で。

Ｐ量が０．００３〜０．０９１％と種々変化した鋼（Ｂ
群）を用い、当該スラブを１１５０℃に加熱後、仕上温
度８２０℃１巻取温度６７０℃の条件で熱間圧延し、酸
洗後０．５ｍｍの仕上厚に冷間圧延したものを７００℃
で焼鈍し、引き続き需要家での歪取焼鈍相当の７５０℃
ｘ２ｈｒ（加熱速度７℃／ｍ１ｎ）の焼鈍に供した。第
１図はこのようにして得られた供試材のＰ量と鉄損（Ｗ
１Ｓｚ５ｏ）および磁束密度（Ｂ５．）との関係を示し
たものである。

同図から明らかなように、Ａ群、Ｂ群のいずれにおいて
もＰ量が０．０１〜０．０６％の範囲でのみ、Ａ群では
４．４Ｗ／ｋｇ前後の、またＢ群では３．６Ｗ／ｋｇ前
後の良好な鉄損値が得られている。これに対し、Ｐ量が
０．０１％未満では固有抵抗増加による鉄損の改善代が
小さいため、またＰ量が０．０６％超では固有抵抗増加
による鉄損の改善代を粒成長性の劣化が上回るため、と
もに鉄損はＰ　：　０．０１〜０．０６％の範囲に比へ
てＡ群、Ｂ群とも０．６Ｗ／ｋｇ以上高くなっている。

このようにＰ量には適正範囲があり、これはＡ群、Ｂ群
にかかわりなく、すなわち鋼種にかかわりなく　０．０
１〜０．０６％であるため、本発明ではＰ量を０、Ｏ１
〜０．０６％と規定した。また、Ｂ　ｓｏについても、
Ｐ量が０．０６％以下ではＰ量増加に伴うＢ　ｓｏの低
下が少なく、Ｐを０．０１〜０．０６％とすることで良
好なり　５ｏが得られることも判る。

ｆ２１　　Ｍｎ量、Ｓ量、Ｍｎ／Ｓ比 以上のように、Ｐ量を０．０１−０．０６％の範囲に適
正化することによって、ＡＭを０．１％以上含むフルプ
ロセス焼鈍材の鉄損は大幅に改善され、本発明の目的は
達成されるが、さらに望ましくは打ち抜き性の改善を図
るべきである。その理由は、Ｐは打ち抜き性を改善する
効果を持つ元素であり、これを通常の０．１％前後から
０．０１−０．０６％に低下させると、打ち抜き性がそ
の分低下するからである。このような打ち抜き性の問題
に対し、本発明ではＭｎ量およびＳ量とＭｎ／Ｓ比の適
正化を行う。すなわち、従来は粒成長性を損なうために
忌避されていたＭｎＳに看目し、これを粗大に析出させ
る限りは、粒成長をほとんど損なうことなく打ち抜き性
を改善できることを一連の検討より見い出し、これを本
発明の第二の要件とした。

以下、試験例に基づいてＭｎ量、Ｓ量、肚／Ｓ比の適正
値とその限定理由について説明する。

Ｃ：　０．００３１％、Ｓｉ　：　０．３３％、Ｐ　：
　０．０３１％、１１：　０．２５％、Ｎ　：　０．０
０２３％と一定で、Ｍｎ、　Ｓ量を種々変化させた鋼（
０群）を用い、当該スラブを１１６５℃に加熱後、仕上
温度８１０℃、巻取温度７００℃の条件で熱間圧延し、
酸洗後０．５ｍｍの仕上厚に冷間圧延したものを、７２
０℃で焼鈍し、得られた焼鈍板を連続打ち抜き機にて２
０万回打ち抜いたときのかえり高さを調べた。第２図は
その結果を供試材のＭｎ、Ｓ量で整理したものである。

同図から明らかなように、１量にかかわりなく、Ｓ≧ｏ
、ｏｉ。

％でかえり高さ≦１０　μｍと良好な打ち抜き性が得ら
れることが判る。これは、Ｓ量の増加によりＭｎＳ量が
増加するためであると考えられる。

第３図は、上述の焼鈍板を需要家での歪取焼鈍相当の７
５０℃Ｘ２ｈｒ（加熱速度７℃７’ｍ１ｎ）の焼鈍に供
した際の鉄損（Ｗ　Ｌ　Ｓ　／　Ｓ。）を、Ｍｎ、Ｓ量
で整理したものである。同図から明らかなように、訃≧
０．５％、Ｓ量０．０３０％、Ｍｎ／Ｓ比以上でＪ　５
　ｙ　ｓ　ｏ≦４，７Ｗ／ｋｇと良好な鉄損値が得られ
ることがわかる。これは、この領域ではＭｎＳが粗大に
析出する結果、粒成長性が　はとんど損なわれないため
であると考えられる。一方、この領域以外ではＷ　１５
　／　５゜〉５．２Ｗ／ｋｇと良好な鉄損値が得られて
いないが、これはＭｎ／Ｓ＜４０ではＭｎＳが粗大に析
出しないために粒成長性が劣化し、またＳ＞０．０３０
％では、たとえＭｎ／Ｓ≧４０であってＭｎＳが粗大に
析出するとしても、ＭｎＳの絶対量そのものが過大とな
るため粒成長性が劣化し、またＭｎ＜０．５％では固有
抵抗が過少であるため、各々鉄損が上昇したものと考え
られる。なお、磁束密度（Ｂ５１１１）に関しては、−
上記検討範囲ではいずれも１．７５　Ｔ前後であり、Ｍ
ｎ、　Ｓの影響は少なかった。

以上、第２図、第３図に示した結果から、粒成長性を損
なうことなく、すなわち良好な鉄損値が得られる前提の
下で、良好な打ち抜き性を得るためには、肚≧０．５％
、０．０１０％≦Ｓ≦０．０３０％、Ｍｎ／Ｓ≧４０と
することが必要である。これを図に示すと第４図のよう
になる。

同図ではＭｎの上限を１．５％としであるが、これは、
これを超えてＭｎ　を添加しても磁気特性上の利点がな
く、且つ徒らにコスト上昇を招くからである。

本発明者らは、以上のような検討を、Ｐ量については本
発明で規定する０、０１〜０．０６％の範囲で、その他
のＣ，Ｓｉ、　ＡＭ、Ｎについては以下の（３）に示す
範囲でそれぞれ種々変化させた鋼についても同様に行い
、その結果、打ち抜き性、鉄損、磁束密度について第２
図、第３図と同様の結論を得た。そのため本発明では、
Ｍｎ量、Ｓ量、Ｍｎ／Ｓ比を第４図に示すように、０．
５％≦Ｍｎ≦１．５％、０．０１０％≦Ｓ≦０．０３０
％、Ｍｎ／Ｓ≧４０に規定した。

（３）　　その他の成分 ｃ　：０．００５０％超では磁気特性が劣化し、また磁
気時効上の問題もあるため、上限が ｏ、ｏｏｓｏ％の極低炭素鋼とする。

Ｓｌ：固有抵抗を高め鉄損を低下させる効果を持つが、
この効果を十分に得るには ０．０６％以上の添加が必要である。一方、１．０％を
超えて添加した場合には磁束密度が低下するとともに、
コスト上昇も招くため、上限は１．０％とする。

ＡＭ　：　Ｓｉと同様に鉄損を低下させる元素であり積
極的に添加すべきものであるが、 ０．１％未満の場合、微細ＡｆｌＮを形成し粒成長性を
損なう。これを防止し良好な鉄損値を得るために、下限
は０．１％とする。

但し、０．５％を超えて添加すると磁束密度が低下し、
また徒らなコスト上昇を招くため上限は０．５％とする
。

Ｎ　　：　０．００５０％を超えると磁気特性が劣化す
るため、ｏ、ｏｏｓｏ％を上限とする。

次に、処理条件について説明する。

上記のような成分を前提とし、本発明ではさらに以下に
述べるように処理条件を特定することをその第三の要件
とする。成分を適正化したとしても、これが顕著な効果
を発揮し得るのはある特定の処理条件を経た場合だけで
あり、この条件を外れた場合には、成分適正化の効果が
大幅に減少するからである。

（１）熱延加熱温度 熱延加熱温度が徒らに高いと、スラブ段階で一旦粗大に
析出したＡＭＮ、　ＭｎＳが再溶解する。その場合、特
に問題となるのは、ＭｎＳの再溶解とそれに伴う以降の
微細再析出である。

前述したようにＭｎＳが比較的多量にあっても、これが
粗大に析出する限りは粒成長性を損なうことなく打ち抜
き性を改善できる。しかし、仮りにスラブの高温加熱に
よりＭｎＳが再溶解し、その後これが微細に再析出する
ならば、これによって粒成長性が低下し、鉄損の上昇を
生じる。

一方、ＡＭＮに関しては、本発明鋼はＡＱ≧０．１％で
あるため、たとえＡｆｉＮの再溶解が生じたとしても、
その後再び粗大に析出し、したがって特段の配慮は必要
としない。

このように熱延時の加熱温度はＭｎＳの再溶解防止の観
点からその上限を持つことになるが、本発明者らはさら
に検討を進めた結果、この上限温度がＭｎ／Ｓ比に依存
することを知見した。すなわちＭｎ／Ｓ比が大きい場合
には、たとえある程度ＭｎＳが再溶解したとしても、そ
の後再析出する際に再び粗大化し易いため（微細ＭｎＳ
のまま留まるものが少ないため）、多少の高温加熱は許
容される。一方、Ｍｎ／Ｓ比が小さい場合には、逆の理
由で熱延加熱温度は低温とする必要がある。かかる考察
の下で、本発明者らは以下に示す実験・検討を行い、熱
延加熱温度の上限を決定した。

Ｃ：　０．００３１％、Ｓｉ　：　０．３３％、Ｐ　：
　０．０３１％、ＡＱ：　０．２５％、Ｎ　：　０．０
０２３％と一定で、Ｓ　：　０．０１３％のもとＭｎが
０．５〜１．５％の範囲で種々変化シタ鋼（Ｄ−１群）
、マタ同シ＜Ｓ：０．０１６％のもとＭｎが０．５〜１
．５％の範囲で種々変化した鋼（Ｄ−２群）、さらに同
しくｓ：０．０２９％のもとＭｎが０．５−１．５％の
範囲で種々変化した鋼（Ｄ−３群）を用い、当該スラブ
を種々の温度に加熱後、仕上温度８１０　℃１巻取温度
７００℃の条件で熱間圧延し、酸洗後０．５ｍｍの仕上
厚に冷間圧延したものを、７２０　℃で焼鈍し、引き続
き需要家での歪取焼鈍相当の７５０℃Ｘ２ｈｒ（加熱速
度７℃／ｍ１ｎ）の焼鈍に供した。

第５図は、このようして得られた供試材の鉄損（Ｗ工、
７．。）をＭｎ／Ｓ比と熱延加熱温度Ｔ（℃）で整理し
たものである。同図から、Ｍｎ／Ｓ≧４０を満たす本発
明鋼にあっては、Ｍｎ量およびＳ量にかかわりなく、加
熱温度Ｔ　（℃）の上限がＴ　＝　１．３８（阿ｎ／Ｓ
）　＋　１１１５というＭｎ／Ｓ比の関数で表わされる
こと、そして加熱温度がこれ以下の場合にｗ１Ｓ１５Ｇ
≦４．７Ｗ／ｋｇと良好な鉄損値が得られることが判る
。これに対し、加熱温度が上限を超える場合には、Ｍｎ
Ｓの再溶解と続く再析出時の粗大化不足、すなわちＭｎ
Ｓの微細析出に起因して歪取焼鈍時の粒成長性が劣化し
、鉄損がＷ　１．　Ｓ　／　Ｓ。〉５．２Ｗ／ｋｇと高
くなる。また、Ｍｎ／Ｓ＜４０　ト本発明範囲を逸脱す
る場合には、たとえ１０００℃程度の極低温加熱を行っ
ても良好な鉄損値が得られないことも確認できる。なお
、磁束密度（Ｂ１１）に関しては、上記検討範囲ではい
ずれも１．７５　Ｔ前後となり、熱延加熱温度の影響は
小さかった。

以上の結果に基づき、本発明では熱間圧延における加熱
温度Ｔ（℃）を、Ｔ≦１．３８〔Ｍｎ／Ｓ）＋　１１１
５と規定する。

（２）熱延仕上温度 Ａｒ３変態点以上で熱延を終了した場合、磁気特性、特
に磁束密度が大幅に低下するため、仕上温度はＡｒ、変
態点以下とする。

（３）熱延巻取温度 第５図で用いた鋼Ｄ−１群（Ｓ＝０．０１３％）および
鋼Ｄ−３群（Ｓ＝０．０２９％）を用い、当該スラブを
１１５０℃に加熱後、仕上温度を８１０℃と一定にし、
巻取温度を種々変えて熱間圧延したものを、酸洗後０．
５ｍ厚に冷間圧延し、次いで７２０℃で焼鈍し、引き続
き需要家での歪取焼鈍相当の７５０℃Ｘ２ｈｒ（加熱速
度７℃／ｍｉｎ　）の焼鈍に供した。第６図はこのよう
にして得られた供試材の鉄損（ｗ１５７Ｋｌｌ）　＋磁
束密度（Ｂ　Ｓ。）および表面粗さＲａを、Ｍｎ／Ｓ比
と巻取温度で整理したものである。

同図から、Ｍｎ／Ｓ≧４０を満たす本発明鋼にあっては
、Ｍｎ量、Ｓ量にかかわりなく、巻取温度が６００〜７
２０℃である場合にのみ、ｗ、５／Ｓ。≦４．７Ｗ／ｋ
ｇ、　Ｂ５ｏ＝ｌ、７５　Ｔ　、表面粗さ　Ｒａ＜０．
４μｍという優れた磁気特性および表面性状が得られる
ことがわかる。これに対し、Ｍｎ／Ｓ≧４０と本発明成
分条件を満足した鋼であっても、巻取温度が５９０℃の
場合は、熱延板の再結晶の進展、粗粒化およびｉＮ、Ｍ
ｎＳの粗大化が不十分となり、鉄損、磁束密度とも大幅
に劣化する。また、逆に巻取温度が７３０℃と高過ぎる
場合には、磁気特性上は問題がないものの、巻取時に難
酸洗性の内部酸化層が発達し、粒界酸化も著しく、これ
が酸洗時粒界侵食を起こし、これを起点に冷圧時微少ク
ラックが多発し、Ｒａ＞０．７μｍと表面性状の大幅な
劣化をきたす。さらに、Ｍｎ／Ｓ＜４０と本発明範囲を
逸脱する鋼においては、いかなる巻取温度の場合も、Ｗ
　ｉ　Ｓ　／　Ｓ。〉５、ＯＷ／ｋｇであり、良好な鉄
損が得られないことも判る。

以上の結果から、本発明では熱間圧延における巻取温度
を６００℃以上７２０℃以下と規定する。

（４）酸洗および冷間圧延 特に規定する必要はなく、常法により行うことができる
。

（５）冷圧後の焼鈍温度 この焼鈍温度が８００℃を超えると粒径が粗大となり、
磁気特性上好ましくない（１１１）粒が発達し、磁束密
度が低下する。また軟質化も著しく、コイルの巻きぐせ
に起因して、打ち抜き時或いは打ち抜き品の積層・かし
め時に不良品を生し易くなるため、上限は８００℃とす
る。一方、需要家での歪取焼鈍後の鉄損は冷圧後の本焼
鈍温度にほとんど依存しないため、この意味からは焼鈍
温度の下限はないが、６２５℃を下回る低温焼鈍を行っ
た場合には、硬質化が著しく打ち抜き性の劣化を招く。

すなわち、著しい硬質材を打ち抜くため型の損耗が激し
く、連続打ち抜き時のかえり高さの増加が加速される。

このため焼鈍温度の下限は６２５℃とする必要がある。

（６）打ち抜き・剪断加工後の焼鈍条件鋼板は上述した
焼鈍の後、必要に応じて絶縁皮膜等の塗布、焼付が施さ
れてフルプロセス焼鈍材としての最終製品となり、その
後、打ち抜き・剪断加工され、さらに歪取焼鈍が施され
る。この打ち抜き・剪断加工および歪取焼鈍は、通常需
要家においてなされる。

ここで、上述したような条件で製造されたフルプロセス
焼鈍材では、所望の磁気特性を得るためには歪取焼鈍時
の加熱速度が重要であり、鋼板の製造法を歪取焼鈍まで
含めて考えた場合、歪取焼鈍時の加熱速度を規定する必
要がある。これは、前述したように歪取焼鈍時、Ｐの粒
界偏析に起因したｓｏｌ、ｕｔｅｄｒａｇにより粒界の
移動度が低下し、粒成長性が劣化することから、本発明
ではＰの低減化をその特徴としているが、このようにＰ
量を低下したとしても、歪取焼鈍時の加熱速度が不適切
に遅い場合には、粒界移動とＰの粒界偏析が競合するか
、或いは後者が勝り、粒界はＰ偏析を起こし、その後粒
界はこの偏析したＰをｓｏｌｕｔｅ−ｄｒａｇＬながら
移動せざるを得す、この結果、粒界移動度の低下、すな
わち粒成長性の劣化をきたすからである。

したがって、歪取焼鈍時の加熱速度に関しては偏析のし
易さ、すなわちＰ量に応じた下限値が存在することにな
る。また、ここで問題となるのはＰの粒界偏析であるた
め、加熱速度の下限は粒界偏析の活発な３５０〜７００
℃の範囲で考えればよいことになる。

以下、試験例に基づき、この加熱速度の下限とその限定
理由について説明する。

前述した鋼Ａ群、Ｂ群を用い、当該スラブを１１３０℃
に加熱後、仕上温度８４０℃、巻取温度７００℃の条件
で熱間圧延し、酸洗後０．５ｍの仕上厚に冷間圧延した
ものを、次いで７００℃で焼鈍し、引き続き需要家での
歪取焼鈍相当の７５０℃Ｘ２ｈｒの焼鈍を、３５０〜７
００℃における加熱速度を種々変えて行った。第７図は
このようにして得られた供試材の鉄損（ｗ□５７５ｏ）
をＰ′ｉｉと３５０−７００℃における加熱速度ＨＲ（
Ｔ：／ｍ１ｎ）で整理したものである。

同図から、０．０１≦Ｐ≦０．０６％を満たす本発明鋼
にあっては、Ａ群、Ｂ群とも、すなわち鋼種にかかわり
なく、加熱速度ＨＲの下限がＨＲ＝６０［Ｐ量　＋　１
．４というＰ量の関数となること、そして加熱速度がこ
れ以上の場合にＡ群ではＷ、５．、、＜４．６Ｗ／ｋｇ
、　Ｂ群ではｗ１５／Ｓ。

＜３．７Ｗ／ｋｇと良好な鉄損値が得られることが判る
。これに対し、たとえ０．Ｏ１≦Ｐ≦０．０６％という
本発明成分条件を満足する鋼であっても、加熱速度が上
記式で規定される下限を下回ると、Ｐの粒界偏析に起因
して歪取焼鈍時の粒成長性が劣化し、Ａ群、Ｂ群ともに
鉄損は０．３Ｗ／ｋｇ以上高くなってしまう。また、ｐ
＜　ｏ、ｏｉ％またはＰ＞０．０６％と本発明範囲を逸
脱する鋼においては、いかなる加熱速度においても良好
な鉄損が得られないことも確認できる。なお、磁束密度
（Ｂ　Ｓ。）に関しては、加熱速度の影響は小さかった
。

以上の結果から、本発明では歪取焼鈍時の加熱速度ＨＲ
（℃／ｍ１ｎ）を−ＨＲ≧６０［Ｐ、］　＋　１．４と
規定する。一方、上限については磁気特性の面からは特
に規定する必要はないが、徒らに加熱速度を大きくした
場合には、温度分布の不均一や、これによる鋼板の変形
が生しる。

したがって加熱速度の上限は、需要家毎に歪取焼鈍炉の
仕様、焼鈍１０ツトの量等を勘案して決定する必要があ
る。

歪取焼鈍温度、時間し二ついては、上記のように加熱速
度を適正化することにより、Ｐの粒界偏析を回避できる
ため、特段の配慮の必要はなく、常法通り７２０−８０
０℃、ｌ−２ｈｒ程度の条件でよい。

〔実施例〕

第１表に示す鋼成分のスラブを第２−ａ表〜第２−　ａ
表に示す熱延条件で熱間圧延し、これを酸洗後仕上厚０
．５ｍｍに冷間圧延した後、引き続き同表に示す焼鈍温
度にて３　ｍｉｎ焼鈍した。

このようにして得られた焼鈍板について、第２図上段に
記載の条件で２０万回の連続打ち抜き試験を行い、２０
万回打ち抜き時のかえり高さを測定した。また、上記焼
鈍板を需要家での歪取焼鈍相当の７５０℃Ｘ２ｈｒの焼
鈍に供した後、磁気特性をＪＩＳ法に基づくエプスタイ
ン試験にて評価した。これらの測定の結果を第２−　ａ
表〜第２−ａ表に併せて示す。

なお、これらの実施例のうち、第２−ａ表は成分条件の
影響を、第２−ｂ表は熱間圧延−焼鈍条件の影響を、ま
た第２−　ａ表は歪取焼鈍時の加熱速度の影響をそれぞ
れ調べたものである。

第２−ａ表〜第２−ａ表から明らかなように、本発明法
によるものは良好な磁気特性（鉄損：Ｗ　Ｉ　５　／　
、。と磁束密度：　Ｂ５ｏ）と打ち抜き性（かえり高さ
５１０μｍ）が得られている。これに対して、比較法（
成分、製造条件のいずれか一方が本発明範囲より外れる
もの）では鉄損、磁束密度、打ち抜き性のいずれかが劣
っており（鉄損：Ｗ１５１５゜は本発明法に比へて０．
５Ｗ／ｋｇ以上高く、磁束密度：Ｂ、。は本発明法に比
へて０．０２　Ｔ以上低く、かえり高さはいずれも２５
μｍ以上）、これより本発明の効果、有用性が明白に理
解できる。

〔発明の効果〕

以上述べた本発明によれば、特殊な合金元素の添加やプ
ロセスの付加等によるコスト上昇を招くことなく、簡便
に磁気特性および打ち抜き性に優れた無方向性電磁鋼板
のフルプロセス焼鈍材、およびこれを素材とした打ち抜
き・剪断加ニー歪取焼鈍材を製造できる。磁気特性の向
上、特に低鉄損化は社会的ニーズである省エネルギーの
要請に応えるものであり、また打ち抜き性の向上は、型
研磨なしで連続打ち抜き可能な回数を増加させ、生産性
の向上に寄与するものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は、鉄損と磁束密度に対するＰ量の影響とその適
正範囲を示すグラフである。第２図は、打ち抜き性に対
する肚、Ｓ量の影響とその適正範囲を示すグラフである
。第３図は、鉄損に対するＭｎ、　Ｓ量およびＭｎ／Ｓ
比の影響とその適正範囲を示すグラフである。第４図は
、Ｍｎ、Ｓ量およびＭｎ／Ｓ比に関する本発明範囲を示
すグラフである。第５図は、鉄損に対する熱延加熱温度
およびＭｎ／Ｓ比の影響とその適正範囲を示すグラフで
ある。第６図は、鉄損、磁束密度、表面粗さに対する熱
延巻取温度およびＭｎ／Ｓ比の影響とその適正範囲を示
すグラフである。第７図は、鉄損に対する歪取焼鈍時の
加熱速度およびＰｊｔの影響とその適正範囲を示すグラ
フである。 第 図 ρ！ （Ｖｒ’ｌｏ） 量 Ｃｖｔｏｔｏ） Ｓ 量 （ｖ　ｔ　Ｏｔｏ　） Ｓ量 （Ｖｔ”１０） Ｍｎ／　Ｓ 第 図 ０ ０ 印 ０ ００ ２００ ２０４０　６０ 関 ｎ１５

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）打ち抜き・剪断加工後、歪取焼鈍が施されるセミ
   プロセス無方向性電磁鋼板の製造方法において、重量％
   で、Ｃ≦０．００５０％、０．０６％≦Ｓｉ≦１．０％
   、０．５％≦Ｍｎ≦１．５％、０．０１％≦Ｐ≦０．０
   ６％、０．０１０％≦Ｓ≦０．０３０％、０．１％≦Ａ
   ｌ≦０．５％、Ｎ≦０．００５０％、残部Ｆｅおよび不
   可避的不純物からなり、且つＭｎ（％）／Ｓ（％）≧４
   ０を満足する鋼を、 Ｔ≦１．３８〔Ｍｎ／Ｓ〕＋１１１５ 但し、Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する加熱温度Ｔ（℃）にて加熱後、仕上温度Ａｒ
   ＿３変態点以下、巻取温度６００℃以上７２０℃以下で
   熱間圧延し、次いで酸洗および冷間圧延した後、６２５
   ℃以上８００℃以下の温度にて焼鈍し、必要に応じて絶
   縁皮膜等の塗布・焼付けを施すことを特徴とする無方向
   性電磁鋼板の製造方法。
2. （２）重量％で、Ｃ≦０．００５０％、０．０６％≦Ｓ
   ｉ≦１．０％、０．５％≦Ｍｎ≦１．５％、０．０１％
   ≦Ｐ≦０．０６％、０．０１０％≦Ｓ≦０．０３０％、
   ０．１％≦Ａｌ≦０．５％、Ｎ≦０．００５０％、残部
   Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つＭｎ（％）／
   Ｓ（％）≧４０を満足する鋼を、 Ｔ≦１．３８〔Ｍｎ／Ｓ〕＋１１１５ 但し、Ｍｎ：Ｍｎ含有量（ｗｔ％） Ｓ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足する加熱温度Ｔ（℃）にて加熱後、仕上温度Ａｒ
   ＿３変態点以下、巻取温度６００℃以上７２０℃以下で
   熱間圧延し、次いで酸洗および冷間圧延した後、６２５
   ℃以上８００℃以下の温度にて焼鈍し、必要に応じて絶
   縁皮膜等の塗布・焼付けを施してセミプロセス鋼板とな
   し、該鋼板を打ち抜き・剪断加工後、３５０〜７００℃
   の温度域における加熱速度ＨＲ（℃／ｍｉｎ）が、ＨＲ
   ≧６０〔Ｐ〕＋１．４ 但し、Ｐ：鋼板のＰ含有量（ｗｔ％） を満足するようにして歪取焼鈍することを特徴とする無
   方向性電磁鋼板の製造方法。