(57)【要約】【課題】常法の製造工程を変えることなく、コストと生産性に優れて製造することが可能で、歪取り焼鈍時の結晶粒成長性に優れ、かつ高周波鉄損の良好な無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：１．０％以上３．５％以下、Ａｌ：０．２％以上３．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００１５％以上０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｄ：０．００１％以上０．０１％以下からなり、残部が鉄および不可避的不純物であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：１．０％以上３．５％以下、Ａｌ：０．２％以上３．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００１５％以上０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｄ：０．００１％以上０．０１％以下からなり、残部が鉄および不可避的不純物であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
【請求項２】
質量％で、さらに、Ｃｕ：０．５％以下あるいはＣｒ：２０％以下の何れか１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
【請求項３】
質量％で、さらに、ＳｎまたはＳｂの何れか１種以上の合計量が０．３％以下含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板。
【請求項４】
質量％で、さらに、Ｎｉ：１．０％以下含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板。
【請求項５】
質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：１．０％以上３．５％以下、Ａｌ：０．２％以上３．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００１５％以上０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｄ：０．００１％以上０．０１％以下に溶鋼成分を調整し、該溶鋼を鋳造して得られた鋳片を熱間圧延し、得られた熱延板に対して１０００℃〜１２００℃の範囲内に１０分以上保持する熱処理を行うことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記の溶鋼成分を調整する際に、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下あるいはＣｒ：２０％以下の何れか１種以上を添加することを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記の溶鋼成分を調整する際に、さらに、質量％で、ＳｎまたはＳｂの一種または二種をその合計量で０．３％以下添加することを特徴とする請求項５または６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記の溶鋼成分を調整する際に、さらに、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下を添加することを特徴とする請求項５〜７のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、モーター鉄芯などの高周波用途に用いられる高級グレードの無方向性電磁鋼板の鉄損を下げて、エネルギーロスを少なくし、電気機器の効率化を図り省エネに寄与する、鉄損、特に歪取焼鈍後の鉄損に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球温暖化防止の観点から省エネが大きな問題となっており、冷暖房器具のモーターや電気自動車のメインモーターなどの分野で更なる消費電力の低減が求められている。これらのモーターは高回転で使用されることが多い。このため、モーター素材となる無方向性電磁鋼板に対し、従来の商用周波数である５０〜６０Ｈｚよりも高周波の４００〜８００Ｈｚ域での鉄損の改善が求められている。
【０００３】
無方向性電磁鋼板の高周波域での鉄損を改善する方策として、例えば特許文献１に記載されたように、ＳｉやＡｌの含有量を増加させ電気抵抗を増加させることが従来一般的に行われている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】ＷＯ９３／０８３１３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
ここで、ＳｉやＡｌ量の増加に伴い、合金原料に不可避的に含まれるＴｉが鋼板に多量に混入するようになる。鋼板中のＴｉが増えると、Ｔｉは鋼板中でＴｉＮ、ＴｉＳ、ＴｉＣなどの析出物（以降、「Ｔｉ介在物」と記載する場合がある。）を生成する。鋼板中にこれらの析出物が微細かつ多量に析出すると、鋼板の焼鈍時での結晶粒成長をピン止め阻害して結晶粒成長を抑制し、磁気特性を劣化させる。特に、需要家が打ち抜き加工の後に、例えば７５０℃×２時間程度の歪取り焼鈍を行って結晶粒を成長させる方策が択られているが、Ｔｉ介在物は歪取り焼鈍中に結晶粒界に微細かつ多量に析出し易いため、結晶粒成長を著しく損ねて磁気特性を大きく劣化させる。
【０００６】
このため、鋼板中の微細なＴｉ介在物を極力低減させることが必要である。その方策のひとつは、不純物としてのＴｉ含有量の少ない合金原料を使用することであるが、コストアップを招くという問題がある。また鋼中のＮ、Ｓ、Ｃを低下させることもＴｉ介在物を低減する方策のひとつであり、真空脱ガス処理などによってＳやＣを充分下げることは現在の技術で可能であるものの、長時間の処理が必要となり、生産性の悪化が避けられない。また、Ｎを溶鋼中に混入させない様に、精錬容器のシールを強化することも考えられるが、コストアップを招くとともに、この様な処置を行ってもやはりＮの溶鋼への混入は避けられないという問題がある。
【０００７】
本発明は、常法の製造工程を変えることなく、コストと生産性に優れて製造することが可能で、歪取り焼鈍時の結晶粒成長性に優れ、かつ高周波鉄損の良好な無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の要旨は次の通りである。
（１）  質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：１．０％以上３．５％以下、Ａｌ：０．２％以上３．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００１５％以上０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｄ：０．００１％以上０．０１％以下からなり、残部が鉄および不可避的不純物であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
（２）  質量％で、さらに、Ｃｕ：０．５％以下あるいはＣｒ：２０％以下の何れか１種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の無方向性電磁鋼板。
（３）  質量％で、さらに、ＳｎまたはＳｂの何れか１種以上の合計量が０．３％以下含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の無方向性電磁鋼板。
（４）  質量％で、さらに、Ｎｉ：１．０％以下含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板。
（５）  質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：１．０％以上３．５％以下、Ａｌ：０．２％以上３．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００１５％以上０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｎｄ：０．００１％以上０．０１％以下に溶鋼成分を調整し、該溶鋼を鋳造して得られた鋳片を熱間圧延し、得られた熱延板に対して１０００℃〜１２００℃の範囲内に１０分以上保持する熱処理を行うことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
（６）  前記の溶鋼成分を調整する際に、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下あるいはＣｒ：２０％以下の何れか１種以上を添加することを特徴とする（５）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
（７）  前記の溶鋼成分を調整する際に、さらに、質量％で、ＳｎまたはＳｂの一種または二種をその合計量で０．３％以下添加することを特徴とする（５）または（６）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
（８）  前記の溶鋼成分を調整する際に、さらに、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下を添加することを特徴とする（５）〜（７）のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【０００９】
本発明により、ＳｉやＡｌの含有量が高い無方向性電磁鋼板中に内存する微細なＴｉ介在物を充分抑制することができ、焼鈍時の結晶粒成長性を改善でき、高周波域での鉄損に優れた無方向性電磁鋼板を、コストと生産性に優れて製造することが可能となり、モーター特性を改善して省エネに貢献できる。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】鋼中のＮｄ含有量と歪取り焼鈍後の鉄損値との関係を示す。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
以下に、本発明について具体的に述べる。
【００１２】
無方向性電磁鋼（以下、鋼と略記する）へＮｄを添加すると、鋼中のＴｉＳの形成が抑制され、かつＴｉＮの析出・成長が促進されて鋼中に粗大ＴｉＮが生成し、さらに歪取り焼鈍後の製品板におけるＴｉＣが著しく減少し、以上によって微細なＴｉ介在物が減少し、微細Ｔｉ介在物による結晶粒成長の抑制が緩和され、結晶粒成長性が大幅に改善されることが、鋭意調査の結果明らかとなった。以下、これについて詳細に説明する。なお、Ｎｄは原子番号６０の元素であり、ランタノイドの一種である。
【００１３】
真空溶解を用いたラボ実験を行い、質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：１．０％以上３．５％以下、Ａｌ：０．２％以上３．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００１５％以上０．０１％以下、Ｎ：０．０００４％以上０．００５％以下、の成分の溶鋼をベースとして、Ｎｄ：０％超０．０５％以下の範囲内で成分を変化させた種々の溶鋼を製造し、凝固した後、ラボで熱延、熱延板焼鈍、冷延、仕上げ焼鈍、歪取り焼鈍の順で実験を行って製品サンプルを製造し、以下の方法により介在物ならびに結晶粒の調査を行った。
【００１４】
介在物調査方法の一例を説明する。サンプルを表面から適宜厚さにまで研磨して鏡面とし、後述のエッチングを施した後にレプリカを採取し、レプリカに転写された介在物をフィールドエミッション型透過式電子顕微鏡およびフィールドエミッション型走査式電子顕微鏡により観察した。なお、前者の場合、レプリカでなく薄膜を作成して観察してもよい。
【００１５】
エッチング方法は、例えば、黒沢らの方法（黒沢文夫、田口  勇、松本龍太郎：日本金属学会誌、４３（１９７９），ｐ．１０６８）により非水溶性溶媒液中でサンプルを電解腐食し、介在物を残したまま鋼のみ溶解させて介在物を抽出した。
【００１６】
また、結晶粒径はサンプルの断面を鏡面研磨し、ナイタールエッチングを施して結晶粒を現出させて平均結晶粒径を測定した。
【００１７】
上述の結果、製品サンプルにおいて、質量％で０．００１％以上のＮｄを含有させた場合に、歪取り焼鈍後の製品サンプルにおけるＴｉ介在物が著しく減少し、結晶粒成長性が大幅に改善されることが、鋭意調査の結果明らかとなった。このメカニズムについて以下に詳細に説明する。
【００１８】
鋼中で形成されるＴｉ析出物の種類にはＴｉＮ、ＴｉＳおよびＴｉＣがある。それぞれ析出開始する温度が異なり、ＴｉＮは１０００℃以上で、ＴｉＳは１０００℃未満で、ＴｉＣは８００℃以下で析出する。これらは通常、結晶粒界や転位等を析出サイトにして微細に多数析出し、鋼の結晶粒成長をピン止め阻害する。
【００１９】
鋼中にＮｄをＳと結合してＮｄＳを形成する量を超えて添加した場合、Ｎｄの一部は溶鋼段階でＳと結合してＮｄＳを形成する。これにより鋼中のＳはＮｄＳとして固定され、ＴｉＳやＭｎＳ等の硫化物の形成が抑制される。
【００２０】
また、残りのＮｄは鋼中に固溶する。固溶したＮｄにより鋼中におけるＴｉＮおよびＴｉＣの形成は促進される。このメカニズムは明らかでないが、固溶Ｎｄが鋼中のＴｉの活量を上げることにより、Ｔｉ析出物の析出、成長が促進されたものと考えられる。
【００２１】
しかしながら、鋼は熱間圧延などにおいて１０００℃超の高温から冷却されるが、このとき固溶Ｎｄの効果によってＴｉ析出物の形成が促進された場合、ＴｉＣより高温で析出を開始するＴｉＮの析出・成長が促進され、鋼中のＴｉがＴｉＮの析出によって消費される。このため、Ｔｉ量が０．０１質量％以下であれば、ＴｉはＴｉＮの析出により、ほとんど消費され、残りのＴｉが大幅に減少するため、ＴｉＣの析出は寧ろ抑制される。
【００２２】
この様に、ＴｉＮの析出・成長が促進させるためには、Ｔｉ量が０．００１５質量％以上存在する必要があることも、併せて知見している。
【００２３】
すなわち、Ｔｉ量が０．００１５〜０．０１質量％の範囲で、同一のＴｉ含有量で比較すると、Ｎｄを添加した場合、ＴｉＮの析出、成長がより促進され、ＴｉＳおよびＴｉＣの析出、成長はより抑制されることが判明した。このとき、ＴｉＮは析出が促進されるのみならず成長も促進されるため、ＴｉＮのサイズがより大きくなって微細なＴｉＮが無くなり、結晶粒成長のピン止め効果がより小さくなり、結晶粒成長性が改善される。
【００２４】
ここで、ＴｉＮのサイズが大きくなる理由については以下のように考えられる。ＴｉＮが結晶粒界や転位等を析出サイトにして析出するとき、Ｎｄを添加してもサイト数は変わらない。ここで、Ｔｉの活量増加によってＴｉ析出物の形成が促進されると、ＴｉＮの析出数は変わらず、ＴｉＮがより成長するようになる。
【００２５】
次に、ＮｄによるＴｉＮの析出、成長の促進効果をさらに好ましくするための、ＴｉＮの成長を促進させる熱処理について説明する。ＴｉＮは１０００℃以上で析出するが、成長をより効率的に促進させるためにはより高温での熱処理が好ましい。但し、高温域ではスケールの多量生成などの問題が副次的に発生するため、１２００℃から１０００℃の温度域で１０分以上保持すればよいことを実験的に知見した。
【００２６】
以上のメカニズムにより、Ｔｉ量が０．００１５〜０．０１質量％の範囲で、鋼中にＮｄをＳと結合してＮｄＳを形成する量を超えて添加すると、ＴｉＮのサイズが大きくなり、かつＴｉＳおよびＴｉＣが減少し、結晶粒成長のピン止め抑制力が小さくなって結晶粒成長が改善される。このときさらに、Ｔｉを不可避的不純物レベルでなく、むしろ高めることによってＴｉＮの成長を促進させ、Ｔｉの無害化を図ることができる。これにより、熱延板焼鈍あるいは冷延板仕上げ焼鈍のみならず、特に歪取り焼鈍におけるＴｉＣの抑制によって、各焼鈍における結晶粒成長が著しく改善される。
【００２７】
次に、本発明における成分の限定理由について説明する。
【００２８】
［Ｃ］：Ｃは、鋼中でＴｉＣを形成して磁気特性を劣化させるだけでなく、Ｃの析出による磁気時効が著しくなるので、上限を０．０１質量％とした。下限は０質量％を含む。
【００２９】
［Ｓｉ］：Ｓｉは鉄損を減少させる元素である。下限の１．０質量％より少ないと充分な低鉄損が得られない。なお、鉄損をさらに減少させる観点から、好ましい下限は１．５質量％、より好ましくは２．０質量％である。また、上限の３．５質量％を超えると加工性が著しく不良となるため、上限を３．５質量％とした。なお、上限としてより好ましい値は、冷延性がより良好な３．１質量％であり、さらに好ましい値は３．０質量％であり、一層好ましい値は２．５質量％である。
【００３０】
［Ａｌ］：ＡｌはＳｉ同様に鉄損を減少させる元素である。下限の０．２質量％より少ないと充分な低鉄損が得られない。上限の３．０質量％を超えるとコストの増加が著しい。Ａｌの下限は、鉄損の観点から、好ましくは０．３質量％、より好ましくは０．４質量％、さらに好ましくは０．５質量％とする。Ａｌの上限は、コストの観点から、好ましくは２．５質量％、より好ましくは２．０質量％、さらに好ましくは１．８質量％とする。
【００３１】
［Ｍｎ］：Ｍｎは鋼板の硬度を増加させ、打抜性を改善するために、０．１質量％以上添加する。なお、上限の２．０質量％は経済的理由によるものである。
【００３２】
［Ｐ］：Ｐは材料の強度を高め、加工性を改善するため、下限０質量％超を含有させる。但し過剰な場合は冷延性を損ねるため、０．１質量％以下が好ましい。
【００３３】
［Ｓ］：ＳはＴｉＳ等を形成し、結晶粒成長性を悪化させ、鉄損を悪化させる。ＮｄによってＮｄＳを形成することにより無害化されるものの、ＮｄＳが過剰に生成すると、ＮｄＳによって結晶粒成長が阻害される。ＮｄＳの過剰生成を防止する上限として０．００５質量％とした。なお、より好ましい上限は０．００３質量％である。下限は０質量％を含む。
【００３４】
［Ｎ］：ＮはＴｉＮなどの窒化物となり鉄損を悪化させる。本発明によって無害化されるものの、ＴｉＮが過剰に生成すると、焼鈍してもＴｉＮを充分成長させて微細ＴｉＮを無くすことができなくなる。よって許容できる上限として０．００５質量％とした。なお、上限として好ましくは０．００３質量％、より好ましくは０．００２質量％である。また、前記の理由により、Ｎはできる限り少ないほうが好ましいが、０質量％に限りなく近づけるには工業的な制約が大きいため、下限を０質量％超とする。なお、工業製造プロセスで可能な脱窒素の下限として０．００１質量％を目安とする。さらに極限的に脱窒素した場合、０．０００５質量％まで下げると窒化物がさらに抑制されてより好ましい。
【００３５】
［Ｔｉ］：ＴｉはＴｉＮ、ＴｉＳ、ＴｉＣなどの微細介在物を生成し、結晶粒成長性を悪化させ、鉄損を悪化させる。本発明によりＴｉを高めることによってＴｉＮ成長を促進させることによりＴｉ介在物が無害化されるものの、ＴｉＮが過剰に生成すると、焼鈍してもＴｉＮを充分成長させて微細ＴｉＮを無くすことができなくなる。よって許容できる上限として０．０１質量％とした。また、上記の理由により、上限として好ましくは０．００５質量％である。なお、０．００１５質量％を下回るとＴｉ析出物が過少となり、ＴｉＮの析出・成長を促進させるためには、Ｔｉ量が０．００１５質量％以上存在する必要がある。また、Ｔｉ量が０．００１５質量％を下回ると結晶粒成長の阻害効果が実質的に問題なくなるため、この観点からも、下限は０．００１５質量％とする。
【００３６】
ちなみに、Ｔｉ量が多いほど、ＴｉＮの析出・成長を促進させることができるため、下限として好ましくは０．００２質量％であり、より好ましくは０．００２５質量％であり、さらにより好ましくは０．００３質量％である。
【００３７】
［Ｎｄ］：Ｎｄは脱硫元素であり、鋼中でＮｄＳを形成してＳを固定する。また、ＮｄをＳと結合してＮｄＳを形成する量を超えて添加されたＮｄは、鋼中に固溶したＮｄとなり、これによりＴｉＮの析出と成長を促進する。これにより、微細なＴｉＳやＴｉＣの生成を防止または抑制する。Ｓが０．００５質量％以下の鋼中であっても、Ｎｄが０．００１質量％未満の場合は、ＮｄＳの形成によってＮｄが消費されて固溶Ｎｄが充分に存在しないことが実験的に確認された。よって、固溶Ｎｄをつくるための下限値として０．００１質量％以上であればＮｄの効果が発揮される。ここで、その効果をより発揮するためには、０．００３質量％以上であれば好ましく、０．００５質量％を超えればより好ましい。また上限値として０．０１質量％を超えるとコストの観点から好ましくない。よって、０．００１質量％以上０．０１質量％以下とする。
【００３８】
なお、Ｎｄは、原子番号が５７のランタンから７１のルテシウムまでの１５元素からなるランタノイドの一種であるが、上記の効果はＮｄのみ特異的に有するものであり、その他のランタノイド元素は含有量に含まない。
【００３９】
以下に、選択元素について説明する。尚、これらの含有量の下限値は、微量でも含有されていれば良いため、すべて０質量％超とする。
【００４０】
［Ｃｕ］：Ｃｕは耐食性を向上させ、また固有抵抗を高めて鉄損を改善する。但し、過剰な場合は製品板の表面にヘゲ疵などが発生して表面品位を損ねるため、０．５質量％以下が好ましい。
【００４１】
［Ｃｒ］：Ｃｒは耐食性を向上させ、また固有抵抗を高めて鉄損を改善する。但し、過剰な添加はコスト高となるため、２０質量％を上限とした。
【００４２】
［Ｓｎ］および［Ｓｂ］：ＳｎまたはＳｂは偏析元素であり、磁気特性を悪化させる（１１１）面の集合組織を阻害し、磁気特性を改善する。これらは１種だけ用いても、あるいは２種を組み合わせて用いても、上記の効果を発揮する。但し、０．３質量％を超えると冷延性が悪化するため、０．３質量％を上限とした。
【００４３】
［Ｎｉ］：Ｎｉは磁気特性に有利な集合組織を発達させ、鉄損を改善する。但し、過剰な添加はコスト高となるため、１．０質量％を上限とした。
【００４４】
また、以上に述べた成分以外の元素で、本願の鋼の効果を大きくさまたげるものでなければ、含有していても良く、本願発明範囲とする。
【００４５】
なお、不可避的不純物には以下の元素が含まれる。
【００４６】
［Ｚｒ］：Ｚｒは微量でも結晶粒成長を阻害し、歪取り焼鈍後の鉄損を悪化させる。よって、できる限り低減して、０．０１質量％以下とすることが好ましい。
【００４７】
［Ｖ］：Ｖは窒化物あるいは炭化物を形成し、磁壁移動や結晶粒成長を阻害する。このため、０．０１質量％以下とすることが好ましい。
【００４８】
［Ｍｇ］：Ｍｇは脱硫元素であり、鋼中のＳと反応してサルファイドを形成し、Ｓを固定する。含有量が多くなると脱硫効果が強化されるものの、上限の０．０５質量％を超えると、過剰なＭｇ硫化物により結晶粒成長が妨げられる。よって０．０５質量％以下とすることが好ましい。
【００４９】
［Ｏ］：Ｏは０．００５質量％より多く含有されると、酸化物が多数生成し、この酸化物によって磁壁移動や結晶粒成長が阻害される。よって、０．００５質量％以下とすることが好ましい。
【００５０】
［Ｂ］：Ｂは粒界偏析元素であり、また窒化物を形成する。この窒化物によって粒界移動が妨げられ、鉄損が悪化する。よって、できる限り低減して、０．００５質量％以下とすることが好ましい。
【００５１】
次に、本発明における好ましい製造条件ならびにその規定理由について説明する。
【００５２】
製鋼段階において、転炉や２次精錬炉などの常法により精錬し、所望の組成範囲内に溶製し、溶鋼を取鍋に受け、タンディッシュを介して鋳型に注入し、連続鋳造ないしインゴット鋳造によりスラブ等の鋳片を鋳造する。
【００５３】
この後さらに、熱間圧延し、一回または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延、および必要に応じて酸洗処理を施し、製品厚に仕上げる。その際に、本発明の無方向性電磁鋼板を得るためには、熱間圧延後、あるいは冷間圧延前において、鋼中のＴｉＮを成長させるために、１２００℃〜１０００℃の範囲で１０分以上の熱処理を行うことが重要である。次いで仕上げ焼鈍し、絶縁皮膜を塗布する。
【００５４】
以上述べた方法により、鋼板中のＴｉ介在物を制御することが可能となる。
【実施例】
【００５５】
以下に、本発明の効果を実施例に基づいて説明する。
（実施例１）
質量％で、Ｃ：０．００１９％、Ｓｉ：２．５％、Ｍｎ：０．３％、Ｐ：０．０５％、N：０．００２５％、Ａｌ：１．２％、および表１に示す種々元素からなり、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分の溶鋼を、転炉と真空脱ガス装置により精錬し、金属Ｎｄを溶鋼に添加して取鍋に受鋼し、タンディッシュを経て、浸漬ノズルにより鋳型内に溶鋼を供給して連続鋳造し鋳片を得た。その後、鋳片を熱延し、１０５０℃×１５分の熱処理をバッチ炉で行い、厚さ０．３５ｍｍに冷延し、９５０℃×３０秒の仕上げ焼鈍を行い、絶縁皮膜を塗布し、さらに７５０℃×２時間の歪取り焼鈍を行い、製品を得た。製品板の析出物および結晶粒径は前記の方法により調査し、製品板の鉄損は、製品板を２５cm長に切断してＪＩＳ−Ｃ−２５５０に示すエプスタイン法により調査した。ここで、直径５０ｎｍ以下の析出物が結晶粒界をピン止めしていたのが観察されたので、直径５０ｎｍ以下の析出物の存在に着目した。
【００５６】
【表１】
2010280936.tif 000002
【００５７】
結果を表１ならびに図１に示す。本発明に準拠したNo.１〜５は、製品板中に径50nm以下の微細なＴｉＮ、ＴｉＳおよびＴｉＣは見られなかった。結晶粒は比較的粗大に成長し、鉄損値は良好であった。一方、比較例のNo.６はＮｄを添加しなかった例であり、またNo.７はＮｄ添加量が本発明範囲を下回った例であるが、製品板中のＴｉＮが径50nm以下の微細なサイズに止まり、ＴｉＣの析出が認められた。またＮｄを添加しなかったNo.６にはＴｉＳが観察され、結晶粒成長および鉄損値は発明例に比べて劣位であった。また、比較例のNo.８は鋼中Ｓ量が本発明範囲の上限を上回る例であるが、ＮｄによるＳ固定が不十分でＴｉＳが析出し、結晶粒成長および鉄損値は発明例に比べて劣位であった。さらにまた、比較例のNo.９は鋼中Ｔｉ量が本発明範囲の上限を上回る例であるが、ＴｉＮが粗大化し、ＴｉＳが析出しなかったものの、余剰のＴｉによるＴｉＣが析出し、結晶粒成長および鉄損値は発明例に比べて劣位であった。
（実施例２）
質量％で、Ｃ：０．００１５％、Ｓｉ：３．０％、Ｍｎ：０．４％、Ｐ：０．１％、Ｓ：０．００２１％、Ａｌ：０．６％、Ｔｉ：０．００２％、Ｎ：０．００２２％、Ｎｄ：０．００３５％からなり、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分の鋼を、高周波真空溶解装置により溶解し、鋳型に注入してインゴットを得た。その後、インゴットを熱延し、熱延板に表２に示す種々の焼鈍処理を行った後、厚さ０．３５ｍｍに冷延し、９５０℃×３０秒の仕上げ焼鈍を行い、鋼板サンプルを得、製品板の析出物および結晶粒径を前記の方法により調査した。
【００５８】
【表２】
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【００５９】
結果を表２に示す。本発明に準拠したNo.１〜４は製品板中に平均直径６５〜８０ｎｍの比較的粗大なＴｉＮが見られ、結晶粒径は１１５〜１３０μｍと充分に成長した。また製品板の表面にはスケール疵が発生しなかった。一方、焼鈍温度が１２５０℃と本発明範囲を上回ったNo.５は、製品板中のＴｉＮは平均直径で１０５ｎｍと比較的粗大であり、結晶粒径は１４０μｍと充分に成長したが、製品板の表面にスケールの押し込み疵が多数発生し、製品として不可であった。また、No.６は焼鈍時間が、No.７は焼鈍温度が、No.８は焼鈍温度および時間が、本発明範囲を下回った例であるが、いずれも製品板中のＴｉＮの平均直径が２０〜３０ｎｍと比較的微細に止まり、結晶粒径は８０〜９０μｍであり本発明例より劣位であることが明らかであった。
【産業上の利用可能性】
【００６０】
以上説明した通り、無方向性電磁鋼板中に内包される微細なＴｉ析出物を充分抑制することにより、充分良好な磁気特性を得ることが可能となり、需要家のニーズを満たしつつ省エネに貢献できる。
【図１】
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