(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ａｌ：１．３〜２．５％、Ｓｉ：０．８〜２．０％、Ｍｎ：０．６〜１．２％、Ｎ：０．００１〜０．００２％、Ｓ：０．０００５〜０．００２％、Ｐ：０．０５〜０．１９％、０．００５〜０．１８％のＳｎ及び０．００５〜０．１％のＳｂのうち少なくとも１種、Ｃ：０．００２以下、Ｔｉ：０．００２以下を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物からなり、下記の条件を満足する、磁性に優れた無方向性電磁鋼板。
条件：２．１≦｛［Ａｌ］＋［Ｍｎ］｝≦３．３、｛［Ｎ］＋［Ｓ］｝≦０．００４、５２５≦｛（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／（［Ｎ］＋［Ｓ］）｝≦８２５、３．１≦｛［Ａｌ］＋［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］／２｝≦４．１、０．７≦［Ａｌ］／［Ｓｉ］≦３．１、１．３≦［Ａｌ］／［Ｍｎ］≦３．７
（ここで、前記［Ａｌ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎ］及び［Ｓ］はそれぞれＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎ及びＳの含量（重量％）を意味する。）
【請求項２】
断面ビッカース硬度（Ｈｖ１）が１９０以下である、請求項１に記載の磁性に優れた無方向性電磁鋼板。
【請求項３】
鋼板中に窒化物と硫化物を単独で或いは複合的に用いて介在物が形成され、平均サイズ３００ｎｍ以上の介在物の分布密度は０．０２個／ｍｍ２以上である、請求項１または２に記載の磁性に優れた無方向性電磁鋼板。
【請求項４】
重量％で、Ａｌ：１．３〜２．５％、Ｓｉ：０．８〜２．０％、Ｍｎ：０．６〜１．２％、Ｎ：０．００１〜０．００２％、Ｓ：０．０００５〜０．００２％、Ｐ：０．０５〜０．１９％、０．００５〜０．１８％のＳｎ及び０．００５〜０．１％のＳｂのうち少なくとも１種、Ｃ：０．００２以下、Ｔｉ：０．００２以下を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物からなり、下記の条件を満足するスラブを加熱して熱間圧延し、冷間圧延した後、７５０〜１１００℃の温度で最終焼鈍する、磁性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
条件：２．１≦｛［Ａｌ］＋［Ｍｎ］｝≦３．３、｛［Ｎ］＋［Ｓ］｝≦０．００４、５２５≦｛（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／（［Ｎ］＋［Ｓ］）｝≦８２５、３．１≦｛［Ａｌ］＋［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］／２｝≦４．１、０．７≦［Ａｌ］／［Ｓｉ］≦３．１、１．３≦［Ａｌ］／［Ｍｎ］≦３．７
（ここで、前記［Ａｌ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎ］及び［Ｓ］はそれぞれＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎ及びＳの含量（重量％）を意味する。）
【請求項５】
最終焼鈍された鋼板に窒化物と硫化物を単独で或いは複合的に用いて介在物が形成され、平均サイズ３００ｎｍ以上の介在物の分布密度を０．０２個／ｍｍ２以上にする、請求項４に記載の磁性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記Ａｌ中の０．３〜０．５％を添加して脱酸が行われるようにした後、残余Ａｌを含む残余合金元素を投入し、温度を１５００〜１６００℃に維持してスラブを製造する、請求項４または５に記載の磁性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項７】
熱間圧延の後、冷間圧延の前に熱延板焼鈍を行う、請求項４から６のいずれか１項に記載の磁性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項８】
重量％で、Ａｌ：１．３〜２．５％、Ｓｉ：０．８〜２．０％、Ｍｎ：０．６〜１．２％、Ｎ：０．００１〜０．００２％、Ｓ：０．０００５〜０．００２％、Ｐ：０．０５〜０．１９％、０．００５〜０．１８％のＳｎ及び０．００５〜０．１％のＳｂのうち少なくとも１種、Ｃ：０．００２以下、Ｔｉ：０．００２以下を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物からなり、下記の条件を満足する、無方向性電磁鋼板スラブ。
条件：２．１≦｛［Ａｌ］＋［Ｍｎ］｝≦３．３、｛［Ｎ］＋［Ｓ］｝≦０．００４、５２５≦｛（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／（［Ｎ］＋［Ｓ］）｝≦８２５、３．１≦｛［Ａｌ］＋［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］／２｝≦４．１、０．７≦［Ａｌ］／［Ｓｉ］≦３．１、１．３≦［Ａｌ］／［Ｍｎ］≦３．７
（ここで、前記［Ａｌ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎ］及び［Ｓ］はそれぞれＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎ及びＳの含量（重量％）を意味する。）
【請求項９】
溶鋼に０．３〜０．５％のＡｌを添加して脱酸が行われるようにし、残余Ａｌを含む残余合金元素を投入した後、温度を１５００〜１６００℃に維持させることにより、重量％で、重量％で、Ａｌ：１．３〜２．５％、Ｓｉ：０．８〜２．０％、Ｍｎ：０．６〜１．２％、Ｎ：０．００１〜０．００２％、Ｓ：０．０００５〜０．００２％、Ｐ：０．０５〜０．１９％、０．００５〜０．１８％のＳｎ及び０．００５〜０．１％のＳｂのうち少なくとも１種、Ｃ：０．００２以下、Ｔｉ：０．００２以下を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物からなり、下記の条件を満足する、無方向性電磁鋼板スラブの製造方法。
条件：２．１≦｛［Ａｌ］＋［Ｍｎ］｝≦３．３、｛［Ｎ］＋［Ｓ］｝≦０．００４、５２５≦｛（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／（［Ｎ］＋［Ｓ］）｝≦８２５、３．１≦｛［Ａｌ］＋［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］／２｝≦４．１、０．７≦［Ａｌ］／［Ｓｉ］≦３．１、１．３≦［Ａｌ］／［Ｍｎ］≦３．７
（ここで、前記［Ａｌ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎ］及び［Ｓ］はそれぞれＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎ及びＳの含量（重量％）を意味する。）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、無方向性電気鋼板の製造に関し、鋼の添加成分を最適に設定して鋼中における粗大な介在物の分布密度を高め、結晶粒の成長性と磁壁の移動性を向上させることにより磁性を向上させ、低い硬度の確保により製品生産性及び打抜性を改善させた、最高級無方向性電気鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
本発明は、回転機器の鉄心材料として使用される無方向性電気鋼板の製造に関する。無方向性電気鋼板は、電気的エネルギーを機械的エネルギーに変換する重要な部品であって、磁気的特性が非常に重要である。磁気的特性として主に言及されることが鉄損と磁束密度である。鉄損は、エネルギー変換過程で熱として無くなるエネルギーであるので、低いほどよい。磁束密度は、回転体の動力源といえるので、高いほどエネルギー効率に有利である。
【０００３】
通常、無方向性電気鋼板は、鉄損を低めるためにＳｉを主元素として添加する。Ｓｉの含量が増加すると、磁束密度が減少し、Ｓｉの含量が過度に増加すると、加工性が低下して冷間圧延が困難になる。しかも、客先で打抜する際に金型の寿命も減少する。よって、Ｓｉの含量を低減し且つＡｌの含量を増加させることにより、磁気的性質及び機械的性質を改善しようとする試みが行われているが、最高級無方向性電気鋼板としての磁性には及んでおらず、大量生産工程上の難しさのため、まだ実用化されていない。
【０００４】
一方、無方向性電気鋼板で良い磁性を得るためには、鋼中に存在する微細な介在物などのＣ、Ｓ、Ｎ、Ｔｉなどの不純物を極めて低く制御して結晶粒の成長性を向上させる必要がある。ところが、通常の電気鋼板の製造工程において不純物を極めて低く管理することは容易ではなく、製鋼段階で費用の増加が発生するという欠点がある。
【０００５】
製鋼段階で除去されていない不純物は、連続鋳造の際にスラブ内に窒化物又は硫化物の形で存在し、熱間圧延のためにスラブを１１００℃以上の温度で再加熱することにより、窒化物又は硫化物などの介在物は再溶解してから熱間圧延終了の際にさらに微細に析出する。
【０００６】
一般的な無方向性電気鋼板から析出する介在物としてのＭｎＳ、ＡｌＮは約５０ｎｍ程度の微細な平均サイズを有するものと観察される。このように生成された微細な介在物は、焼鈍の際に結晶粒の成長を妨害してヒステリシス損失を増加させるうえ、磁化の際に磁壁の移動を妨害して透磁率を減少させる。
【０００７】
したがって、無方向性電気鋼板の製造工程では、このような微細な介在物が存在しないように製鋼段階から不純物を適切に制御し、残っている介在物が熱間圧延の際に再固溶してさらに微細に析出することを抑制するようにすることが重要である。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、上述した従来の技術が有する諸般問題点を解決するために創出されたもので、その目的としては、鋼の合金元素Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎと不純物元素Ｎ、Ｓの成分比率を最適の条件に管理して鋼中に粗大な介在物の分布密度を高め、微細な介在物の発生頻度を低めることにより、結晶粒の成長性と磁壁の移動性を向上させて優れた磁性を示しながらも、低い硬度特性により生産性及び打抜性に優れた、最高級無方向性電気鋼板を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題を解決するための本発明の磁性に優れた無方向性電気鋼板は、重量％で、Ａｌ：０．７〜３．０％、Ｓｉ：０．２〜３．５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｎ：０．００１〜０．００４％、Ｓ：０．０００５〜０．００４％を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物からなり、下記の条件（１）、条件（２）及び条件（３）の少なくとも一つを満足する。
条件（１）：０．７≦［Ａｌ］≦２．７、０．２≦［Ｓｉ］≦１．０、０．２≦［Ｍｎ］≦１．７、｛［Ａｌ］＋［Ｍｎ］｝≦２．０、０．００２≦｛［Ｎ］＋［Ｓ］｝≦０．００６、２３０≦｛（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／（［Ｎ］＋［Ｓ］）｝≦１，０００
条件（２）：１．０≦［Ａｌ］≦３．０、０．５≦［Ｓｉ］≦２．５、０．５≦［Ｍｎ］≦２．０、｛［Ａｌ］＋［Ｍｎ］｝≦３．５、０．００２≦｛［Ｎ］＋［Ｓ］｝≦０．００６、３００≦｛（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／（［Ｎ］＋［Ｓ］）｝≦１，４００
条件（３）：１．０≦［Ａｌ］≦３．０、２．３≦［Ｓｉ］≦３．５、０．５≦［Ｍｎ］≦２．０、｛［Ａｌ］＋［Ｍｎ］｝≦３．５、０．００２≦｛［Ｎ］＋［Ｓ］｝≦０．００６、３００≦｛（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／（［Ｎ］＋［Ｓ］）｝≦１，４００
前記［Ａｌ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎ］及び［Ｓ］はそれぞれＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎ及びＳの含量（重量％）を意味する。
【００１０】
前記条件（１）を満足する本発明の無方向性電気鋼板は、前記Ａｌ、Ｓｉ及びＭｎの含量が下記の式（１）と式（２）を満足し、断面ビッカース硬度（Ｈｖ１）が１４０以下であることが好ましい。
式（１）：１．０≦｛［Ａｌ］＋［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］／２｝≦２．０
式（２）：１≦［Ａｌ］／［Ｍｎ］≦８
【００１１】
前記条件（２）を満足する本発明の無方向性電気鋼板は、前記Ａｌ、Ｓｉ及びＭｎの含量が前記式（２）、下記の式（３）及び式（４）を満足し、断面ビッカース硬度（Ｈｖ１）が１９０以下であることが好ましい。
式（３）：１．７≦｛［Ａｌ］＋［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］／２｝≦５．５
式（４）：０．６≦［Ａｌ］／［Ｓｉ］≦４．０
【００１２】
前記条件（３）を満足する本発明の無方向性電気鋼板は、前記Ａｌ、Ｓｉ及びＭｎの含量が前記式（２）と下記の式（５）を満足し、断面ビッカース硬度（Ｈｖ１）が２２５以下であることが好ましい。
式（５）：３．０≦｛［Ａｌ］＋［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］／２｝≦６．５
【００１３】
前記条件（１）〜条件（３）の少なくとも一つを満足する本発明の無方向性電気鋼板は、鋼板中に窒化物と硫化物を単独で或いは複合的に用いて介在物が形成され、平均サイズ３００ｎｍ以上の介在物の分布密度は０．０２個／ｍｍ２以上であることが好ましい。
【００１４】
また、本発明の無方向性電気鋼板はさらに０．２％以下のＰが含有されることが好ましい。
【００１５】
また、本発明の無方向性電気鋼板はさらに０．００５〜０．２％のＳｎ及び０．００５〜０．１％のＳｂの少なくとも１種が含有されることが好ましい。
【００１６】
前記課題を解決するための本発明の磁性に優れた無方向性電気鋼板の製造方法は、重量％で、Ａｌ：０．７〜３．０％、Ｓｉ：０．２〜３．５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｎ：０．００１〜０．００４％、Ｓ：０．０００５〜０．００４％を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物からなり、上記の条件（１）、条件（２）及び条件（３）の少なくとも一つを満足するスラブを加熱して熱間圧延し、冷間圧延した後、７５０〜１１００℃の温度で最終焼鈍する。
【００１７】
本発明の無方向性電気鋼板の製造方法は、最終焼鈍された鋼板に窒化物と硫化物を単独で或いは複合的に用いて介在物が形成され、平気サイズ３００ｎｍ以上の介在物の分布密度を０．０２個／ｍｍ２以上にすることが好ましい。
【００１８】
また、本発明の無方向性電気鋼板の製造意方法は、０．３〜０．５％のＡｌを添加して脱酸が行われるようにした後、残余合金元素を投入し、残余合金元素の投入後に温度を１５００〜１６００℃に維持して前記スラブを製造することが好ましい。
【００１９】
前記課題を解決するための本発明の無方向性電気鋼板スラブは、重量％で、Ａｌ：０．７〜３．０％、Ｓｉ：０．２〜３．５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｎ：０．００１〜０．００４％、Ｓ：０．０００５〜０．００４％を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物からなり、上記の条件（１）、条件（２）及び条件（３）の少なくとも一つを満足する。
【００２０】
前記条件（１）〜条件（３）の少なくとも一つを満足する本発明の無方向性電気鋼板スラブは、さらに０．２％以下のＰが含有されることが好ましい。
【００２１】
また、本発明の無方向性電気鋼板スラブは、さらに０．００５〜０．２％のＳｎ及び０．００５〜０．１％のＳｂの少なくとも１種が含有されることが好ましい。
【００２２】
前記課題を解決するための本発明の無方向性電気鋼板スラブの製造方法は、溶鋼に０．３〜０．５％のＡｌを添加して脱酸が行われるようにした後、残余ＡｌとＳｉ及びＭｎを投入し、温度を１５００〜１６００℃に維持させることにより、重量％で、Ａｌ：０．７〜３．０％、Ｓｉ：０．２〜３．５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｎ：０．００１〜０．００４％、Ｓ：０．０００５〜０．００４％を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物からなり、上記の条件（１）、条件（２）及び条件（３）の少なくとも一つを満足する。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば、合金元素Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎと不純物元素Ｎ、Ｓの成分比率を適切に管理して粗大な介在物の分布密度を高めることにより、結晶粒の成長性と磁壁の移動性を向上させて磁性に優れるうえ、非常に低い硬度を有する、最高級無方向性電気鋼板を安定的に製造することができる。また、客先の加工性及び生産性に優れるうえ、製品の生産コストを下げてコストを節減する効果を得る。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】本発明の無方向性電気鋼板に存在する複合介在物を示す図である。
【図２】０．５〜２．５％のＳｉを含有する無方向性電気鋼板において［Ｎ］＋［Ｓ］を横軸、［Ａｌ］＋［Ｍｎ］を縦軸として、平均サイズ３００ｎｍ以上の巨大な複合介在物の分布密度が０．０２個／ｍｍ２以上であるか否かを基準として区分して示すグラフである。
【図３】０．２〜１．０％のＳｉを含有する無方向性電気鋼板において［Ｎ］＋［Ｓ］を横軸、［Ａｌ］＋［Ｍｎ］を縦軸として、平均サイズ３００ｎｍ以上の巨大な複合介在物の分布密度が０．０２個／ｍｍ２以上であるか否かを基準として区分して示すグラフである。
【図４】２．３〜３．５％のＳｉを含有する無方向性電気鋼板において［Ｎ］＋［Ｓ］を横軸、［Ａｌ］＋［Ｍｎ］を縦軸として、平均サイズ３００ｎｍ以上の巨大な複合介在物の分布密度が０．０２個／ｍｍ２以上であるか否かを基準として区分して示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
前述した技術的問題点を解決するために、本発明者らは、鋼の合金元素、不純物元素及び各元素間の関係が介在物の形成に及ぼす種類別影響と、これにより磁性と加工性に及ぼす影響について調査した結果、鋼に添加される合金元素Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ及び不純物元素Ｎ、Ｓの含量を適切に調節し、Ａｌ／ＳｉとＡｌ／Ｍｎ、Ａｌ＋Ｓｉ＋Ｍｎ／２、Ａｌ＋Ｍｎ、Ｎ＋Ｓ、（Ａｌ＋Ｍｎ）／（Ｎ＋Ｓ）の比率を最適に管理することにより、鋼板の硬度を低下させ、鋼板中における平均サイズ３００ｎｍ以上の巨大な複合介在物の分布密度を高めることができ、これにより磁気的特性が著しく向上し、製品の生産性及び打抜性が改善されることに注目し、本発明を完成した。
【００２６】
本発明は、重量％で、Ａｌ：０．７〜３．０％、Ｓｉ：０．２〜３．５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｎ：０．００１〜０．００４％、Ｓ：０．０００５〜０．００４％を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物からなる成分系において、下記の条件（１）、条件（２）及び条件（３）の少なくとも一つを満足するようにＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎ及びＳの成分元素を含有させることにより、窒化物と硫化物とが複合された３００ｎｍ以上の巨大な介在物の分布密度を０．０２個／ｍｍ２以上と高め、これにより優れた磁性と共に低い硬度を有する最高級無方向性電気鋼板を製造することを要旨とする。
【００２７】
条件（１）：０．７≦［Ａｌ］≦２．７、０．２≦［Ｓｉ］≦１．０、０．２≦［Ｍｎ］≦１．７、｛［Ａｌ］＋［Ｍｎ］｝≦２．０、０．００２≦｛［Ｎ］＋［Ｓ］｝≦０．００６、２３０≦｛（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／（［Ｎ］＋［Ｓ］）｝≦１，０００
【００２８】
条件（２）：１．０≦［Ａｌ］≦３．０、０．５≦［Ｓｉ］≦２．５、０．５≦［Ｍｎ］≦２．０、｛［Ａｌ］＋［Ｍｎ］｝≦３．５、０．００２≦｛［Ｎ］＋［Ｓ］｝≦０．００６、３００≦｛（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／（［Ｎ］＋［Ｓ］）｝≦１，４００
【００２９】
条件（３）：１．０≦［Ａｌ］≦３．０、２．３≦［Ｓｉ］≦３．５、０．５≦［Ｍｎ］≦２．０、｛［Ａｌ］＋［Ｍｎ］｝≦３．５、０．００２≦｛［Ｎ］＋［Ｓ］｝≦０．００６、３００≦｛（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／（［Ｎ］＋［Ｓ］）｝≦１，４００
【００３０】
上記［Ａｌ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎ］及び［Ｓ］はそれぞれＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎ及びＳの含量（重量％）を意味する。
【００３１】
上記の知見と共に、本発明は、製鋼段階で溶鋼に０．３〜０．５％のＡｌを先ず添加して脱酸が行われるようにした後、残余合金元素を投入し、残余合金元素の投入後に溶鋼の温度を１５００〜１６００℃に維持して上記の条件（１）、条件（２）及び条件（３）の少なくとも一つを満足する成分組成を有するスラブを製造し、スラブを１１００〜１２５０℃の温度で加熱した後、熱間圧延するが、熱間仕上げ圧延を８００℃以上の温度で行い、冷間圧延した後、冷間圧延された冷延板を７５０〜１１００℃の温度で最終焼鈍することにより、磁性・加工性ともに優れた無方向性電気鋼板を製造することにもその特徴がある。
【００３２】
鋼の合金元素であるＡｌ、Ｓｉ及びＭｎについて説明すると、これらの合金元素は電気鋼板の鉄損を低めるために添加される元素であるが、その添加される含量が増加するにつれて、磁束密度が減少し材料の加工性には劣位となるので、このような合金成分を適切に設定して鉄損及び磁束密度を改善させ、硬度も適正水準以下に維持させる必要がある。
【００３３】
しかも、ＡｌとＭｎは不純物元素Ｎ及びＳと結合して窒化物や硫化物などの介在物を形成する。このような介在物は、磁性に大きい影響を及ぼすので、磁性の劣化を最小化する介在物の形成頻度を高めなければならない必要性がある。
【００３４】
本発明者らは、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎ及びＳの含量が特定の条件を満足するように含有される場合において、窒化物や硫化物などが複合されてなる巨大な複合介在物が形成されることを最初に発見した。このような複合介在物の分布密度を一定の水準以上に確保することにより加工性を劣化させる合金元素を最小量のみで含有させるにも拘らず、磁性が著しく向上するという事実に着目し、本発明に至った。
【００３５】
まず、本発明を構成する成分元素の範囲とその成分元素間の含量比率を限定した理由について説明する。
【００３６】
［Ａｌ：０．７〜３．０重量％］
Ａｌは、材料の比抵抗を高めて鉄損を低め、窒化物を形成する役目を果たすために添加され、粗大な窒化物が形成できるように０．７〜３．０％で含有される。Ａｌが０．７％未満で含有されると、介在物を充分に成長させることができず、３．０％超過で含有されると、加工性が劣化し、製鋼や連続鋳造などの全ての工程上に問題を生じさせて通常の工程では生産することができなくなる。
【００３７】
［Ｓｉ：０．２〜３．５重量％］
Ｓｉは、材料の比抵抗を高めて鉄損を低める役目を果たし、０．２％未満で含有されると、鉄損低減効果を期待することが難しく、３．５％超過で含有されると、材料の硬度上昇により生産性及び打抜性に劣位となる。
【００３８】
［Ｍｎ：０．２〜２．０重量％］
Ｍｎは、材料の比抵抗を高めて鉄損を改善し、硫化物を形成させる役目を果たすので、０．２％以上で含有し、２．０％超過であれば、磁性に不利な［１１１］集合組織の形成を助長するので、Ｍｎの含量は０．５〜２．０％に制限することが好ましい。
【００３９】
［Ｓｎ：０．２重量％以下］
Ｓｎは、表面及び結晶粒界に優先的に偏析し、熱間圧延と冷間圧延の際に蓄積変形エネルギーを減らして磁性に有利な｛１００｝方位の強度を増加させる一方、磁性に不利な｛１１１｝方位の強度を減少させて集合組織を改善するため、０．２％以下の範囲で添加される。また、Ｓｎは、溶接中に表面に先ず形成されて表面酸化を抑制させ、溶接部の特性を強化させて連続ラインの生産性を向上させ、熱処理中に表面又は表面下層部にＡｌ系酸化物及び窒化物の形成を抑制させて磁性を向上させ、客先の打抜の際に表面下層部の窒化物による硬度上昇を抑制して打抜性を良好にする。
【００４０】
したがって、Ｓｎは０．００５％以上添加することが好ましい。逆に、Ｓｎが０．２％超過で添加されると、追加投入分による磁性向上の効果が微々たるものであり、表面及び結晶粒界に先ず偏析する効果より鋼中に微細な介在物と析出物を形成して磁性を悪化させる影響が大きくなる。また、冷間圧延性と打抜性が悪くなり、溶接部特性を示すエリクセン値が５ｍｍ以下となって同種間溶接が不可能であり、連続ライン作業のためにはＳｉとＡｌ含量の合計量が２未満の低級材を連結材として使用しなければならないという問題が伴う。よって、Ｓｎは０．００５〜０．２％の範囲で添加されることが好ましい。
【００４１】
［Ｓｂ：０．１重量％以下］
Ｓｂは、表面及び結晶粒界に優先的に偏析し、熱間圧延と冷間圧延の際に蓄積変形エネルギーを減らして磁性に有利な｛１００｝方位の強度を増加させる一方、磁性に不利な｛１１１｝方位の強度を減少させて集合組織を改善するため、０．１％以下の範囲で添加される。また、Ｓｂは、溶接中に表面に先ず形成されて表面酸化を抑制させ、溶接部の特性を強化させて連続ラインの生産性を向上させ、熱処理中に表面又は表面下層部にＡｌ系酸化物及び窒化物の形成を抑制させて磁性を向上させ、客先の打抜の際に表面下層部の窒化物による硬度上昇を抑制して打抜性を良好にする。
【００４２】
よって、Ｓｂは０．００５％以上添加することが好ましい。逆に、Ｓｂが０．１％超過で添加されると、追加投入分による磁性向上の効果が微々たるものであり、表面及び結晶粒界に優先的に偏析する効果より鋼中に微細な介在物と析出物を形成して磁性を悪化させる影響が大きくなる。また、冷間圧延性と打抜性が悪くなり、溶接部の特性を示すエリクセン値が５ｍｍ以下となって同種間の溶接が不可能であり、連続ライン作業のためにはＳｉとＡｌ含量の合計量が２未満の低級材を連結材として使用しなければならないという問題が伴う。よって、Ｓｂは０．００５〜０．１％の範囲で添加されることが好ましい。
【００４３】
［Ｐ：０．２重量％以下］
Ｐは、０．２％以下で添加されると、磁性に有利な集合組織を形成し、面内異方性を改善し、加工性を向上させる。但し、０．２％超過で添加されると、冷間圧延性を低下させ、加工性が悪くなるので、０．２％以下に限定する。
【００４４】
［Ｎ：０．００１〜０．００４重量％］
Ｎは、不純物元素であって、製造工程中に微細な窒化物を形成して結晶粒の成長を抑制することにより鉄損を劣位にする。よって、窒化物の形成を抑制させなければならないが、このためにはさらに多くの費用と工程時間を必要として非経済的なので、後述するように不純物元素Ｎとの親和力が大きい元素を積極的に用いて介在物を粗大に成長させ、結晶物の成長に及ぼす影響を減らす方法がより好ましい。このように介在物を粗大に成長させるためには、Ｎを０．００１〜０．００４％の範囲で制御することが必須である。Ｎが０．００４％超過であれば、介在物が粗大化せず鉄損が増加し、より好ましくは、Ｎは０．００３％以下で含有されるようにする。
【００４５】
［Ｓ：０．０００５〜０．００４重量％］
Ｓは、不純物元素であって、製造工程中に微細な硫化物を形成して結晶粒の成長を抑制することにより鉄損を劣位にする。よって、硫化物の形成を抑制させなければならないが、このためにはさらに多くの費用と工程時間を必要として非経済的なので、後述するように不純物元素Ｓとの親和力が大きい元素を積極的に用いて介在物を粗大に成長させ、結晶物の成長に及ぼす影響を減らす方法がより好ましい。このように介在物を粗大に成長させるためには、Ｓを０．０００５〜０．００４％の範囲で制御することが必須である。Ｓが０．００４％超過であれば、介在物が粗大化せず鉄損が増加し、より好ましくは、Ｓは０．００３％以下で含有されるようにする。
【００４６】
上記不純物元素の他にも、Ｃ、Ｔｉなどのその他の不可避的不純物が含まれてもよい。Ｃは、磁気時効を起こすので、０．００４％以下、好ましくは０．００３％以下に制限することがよい。Ｔｉは、無方向性電気鋼板において好ましくない結晶方位［１１１］集合組織の成長を促進するので、０．００４％以下、より好ましくは０．００２％以下に制限することがよい。
【００４７】
上記条件（１）を満足する無方向性電気鋼板におけるＡｌとＭｎ含量（重量％）の合計量（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）は２．０％以下に限定されるが、これは０．７〜２．７％のＡｌと０．２〜１．０％のＳｉと０．２〜１．７％のＭｎを含有した鋼におけるＡｌとＭｎの合計量が２．０％を超過すると、磁性に不利な［１１１］集合組織の分率が増加して磁性に劣位となるためである。条件（１）を満足する無方向性電気鋼板の場合、ＡｌとＭｎの合計量が０．９％未満になると、窒化物、硫化物、或いはこれら２種の複合介在物が粗大に形成されないため磁性に劣位となるが、条件（１）を満足する無方向性電気鋼板において、Ａｌは０．７％以上、Ｍｎは０．２％以上で含有され、ＡｌとＭｎ含量の合計量は０．９％以上になるので、磁性の劣化が防止される。
【００４８】
上記条件（２）或いは条件（３）を満足する無方向性電気鋼板におけるＡｌとＭｎ含量（重量％）の合計量（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）は３．５％以下に限定されるが、これは１．０〜３．０％のＡｌと０．５〜３．５％のＳｉと０．５〜２．０％のＭｎを含有した鋼におけるＡｌとＭｎの合計量が３．５％を超過すると、磁性に不利な［１１１］集合組織の分率が増加して磁性に劣位となるためである。条件（２）或いは条件（３）を満足する無方向性電気鋼板の場合、ＡｌとＭｎの合計量が１．５％未満になると、窒化物、硫化物、或いはこれら２種の複合介在物が粗大に形成されないため磁性に劣位となるが、条件（２）或いは条件（３）を満足する無方向性電気鋼板において、Ａｌは１．０％以上、Ｍｎは０．５％以上で含有され、ＡｌとＭｎ含量の合計量は１．５％以上になるので、磁性の劣化が防止される。
【００４９】
本発明において、ＮとＳ含量の合計量（［Ｎ］＋［Ｓ］）は０．００２〜０．００６％に限定されるが、これはこの範囲で介在物が粗大に成長するためである。ＮとＳの合計量が０．００６％を超過すると、微細な介在物の分率が増加して磁性が劣化する。
【００５０】
また、本発明では、ＮとＳ含量（重量％）の合計量（［Ｎ］＋［Ｓ］）に対するＡｌとＭｎ含量（重量％）の合計量（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）の比が重要な要素である。
【００５１】
本発明者らの研究によれば、窒化物と硫化物が複合された３００ｎｍ以上の巨大な複合介在物の分布密度を０．０２個／ｍｍ２以上に高めるためには（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／（［Ｎ］＋［Ｓ］）を適切に調節しなければならず、Ｓｉ、Ａｌ及びＭｎの含量に基づいて（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／（［Ｎ］＋［Ｓ］）の適正範囲を異ならしめて設定しなければならないと調査された。
【００５２】
まず、上記条件（１）でのように、Ａｌ、Ｓｉ及びＭｎの含量が多少低く与えられる成分系では、（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／（［Ｎ］＋［Ｓ］）が２３０〜１０００の多少低い範囲を有することが複合介在物の形成頻度を高めるのに有効であると調査された。この範囲内では介在物が粗大化して巨大な複合介在物の分布密度が増加することにより鉄損が向上するが、この範囲から外れると、介在物が粗大化せず、巨大な複合介在物の形成頻度が低く、磁性に不利な集合組織が形成される。
【００５３】
これとは異なり、Ａｌ、Ｓｉ及びＭｎの含量が上記条件（２）或いは条件（３）でのように与えられる成分系では、（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／（［Ｎ］＋［Ｓ］）が３００〜１４００の範囲を有することが複合介在物の形成頻度を高めるのに有効であると調査された。すなわち、条件（２）或いは条件（３）の成分系では、（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／（［Ｎ］＋［Ｓ］）が３００〜１４００を満足する範囲内で介在物が粗大化して巨大な複合介在物の分布密度が増加し、この範囲から外れると、介在物が粗大化せず巨大な複合介在物の形成頻度が低く、磁性に不利な集合組織が形成される。
【００５４】
図１は本発明の無方向性電気鋼板に存在する複合介在物を示す図である。Ａｌ、Ｍｎ、ＮおよびＳの含量が最適に管理される範囲で、介在物は通常材と比較して数倍以上成長して３００ｎｍ以上の平均サイズを有する粗大な複合介在物の形成頻度が高くなり、その結果約５０ｎｍ程度の平均サイズを有する微細な介在物が減少して磁性が改善される。本発明者らの研究によれば、図１に示すような巨大な複合介在物の分布密度が０．０２個／ｍｍ２以上の場合、無方向性電気鋼板の磁性が著しく向上するものと調査された。
【００５５】
このように粗大な複合介在物が形成される正確なメカニズムは未だ解明されていないが、製鋼段階で行われるものと推定され、製鋼段階で初期Ａｌの投入の際に脱酸作用によってＡｌ系酸化物と窒化物が形成され、追加的なＡｌ及びＭｎなどの合金元素の添加とバブリングの際に、本発明で解明したＡｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎ及びＳの成分比率を満足する成分系では、Ａｌ系酸化物／窒化物が成長し、これと同時にＭｎ系硫化物がその上に析出することに起因するものと思われる。
【００５６】
図２は０．５〜２．５％のＳｉを含有する無方向性電気鋼板において［Ｎ］＋［Ｓ］を横軸、［Ａｌ］＋［Ｍｎ］を縦軸として、平均サイズ３００ｎｍ以上の巨大な複合介在物の分布密度が０．０２個／ｍｍ２以上であるか否かを基準として区分して示すグラフである。
【００５７】
図２に示すように、上記条件（２）、すなわちＡｌとＭｎ含量（重量％）の合計量［Ａｌ］＋［Ｍｎ］が３．５％以下であり、ＮとＳ含量（重量％）の合計量［Ｎ］＋［Ｓ］が０．００２〜０．００６であると同時に、ＮとＳ含量の合計量に対するＡｌとＭｎ含量の合計量の比率（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／（［Ｎ］＋［Ｓ］）が３００〜１４００を満足する本発明の範囲（太い線の内部）では、介在物が粗大化し、平均サイズが３００ｎｍ以上の巨大な複合介在物の分布密度が０．０２個／ｍｍ２より高くて磁性に優れるが、本発明から外れる範囲（太い線の外部）では、粗大な介在物が形成されず、平気サイズが３００ｎｍ以上の巨大な複合介在物の分布密度が０．０２個／ｍｍ２より低く、集合組織が劣位であって磁性が低下する。
【００５８】
図３は０．２〜１．０％のＳｉを含有する無方向性電気鋼板において［Ｎ］＋［Ｓ］を横軸、［Ａｌ］＋［Ｍｎ］を縦軸として、平均サイズ３００ｎｍ以上の巨大な複合介在物の分布密度が０．０２個／ｍｍ２以上であるか否かを基準として区分して示すグラフである。
【００５９】
図３に示すように、上記条件（１）、すなわちＡｌとＭｎ含量（重量％）の合計量［Ａｌ］＋［Ｍｎ］が２．０％以下であり、ＮとＳ含量（重量％）の合計量［Ｎ］＋［Ｓ］が０．００２〜０．００６であると同時に、ＮとＳ含量の合計量に対するＡｌとＭｎ量の合計量の比率（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／（［Ｎ］＋［Ｓ］）が２３０〜１０００を満足する本発明の範囲（太い線の内部）では、介在物が粗大化し、平均サイズ３００ｎｍ以上の巨大な複合介在物の分布密度が０．０２個／ｍｍ２より高くて磁性に優れるが、本発明から外れる範囲（太い線の外部）では、粗大な介在物が形成されず、平均サイズ３００ｎｍ以上の巨大な複合介在物の分布密度が０．０２個／ｍｍ２より低く、集合組織が劣位であって磁性が低下する。
【００６０】
図４は２．３〜３．５％のＳｉを含有する無方向性電気鋼板において［Ｎ］＋［Ｓ］を横軸、［Ａｌ］＋［Ｍｎ］を縦軸として、平均サイズ３００ｎｍ以上の巨大な複合介在物の分布密度が０．０２個／ｍｍ２以上であるか否かを基準として区分して示すグラフである。
【００６１】
図４に示すように、上記条件（３）、すなわちＡｌとＭｎ含量（重量％）の合計量［Ａｌ］＋［Ｍｎ］が３．５％以下であり、ＮとＳ含量（重量％）の合計量［Ｎ］＋［Ｓ］が０．００２〜０．００６であると同時に、ＮとＳ含量の合計量に対するＡｌとＭｎ含量の合計量の比率（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／（［Ｎ］＋［Ｓ］）が３００〜１４００を満足する本発明の範囲（太い線の内部）では、介在物が粗大化し、平気サイズ３００ｎｍ以上の巨大な複合介在物の分布密度が０．０２個／ｍｍ２より高くて磁性に優れるが、本発明から外れる範囲（太い線の外部）では、粗大な介在物が形成されず、平均サイズ３００ｎｍ以上の巨大な複合介在物の分布密度が０．０２個／ｍｍ２より低く、集合組織が劣位であって磁性が低下する。
【００６２】
粗大な介在物は、主に窒化物と硫化物が複合されて３００ｎｍ以上の平均サイズを有するものと観察されたが、多数の窒化物又は硫化物が複合されて３００ｎｍ以上の平均サイズを有することもこれに含まれ、窒化物又は硫化物が単独で使用されて３００ｎｍ以上に成長したこともこれに含まれ得る。ここで、介在物の平均サイズは、鋼板断面における介在物の最長長さと最短長さを測定し、これを平均して求めた値にした。
【００６３】
また、上記の条件（２）を満足する本発明の無方向性電気鋼板におけるＳｉ含量に対するＡｌ含量の比率（［Ａｌ］／［Ｓｉ］）は０．６〜４．０に限定されるが、これはＳｉ含量に対するＡｌ含量の比率が０．６〜４．０の場合、結晶粒の成長性に優れるうえ、材料の硬度が低くなって生産性及び打抜性が向上するためである。［Ａｌ］／［Ｓｉ］が０．６未満では、介在物が大きく成長しないため結晶粒の成長性が悪くなって磁性に劣位となり、Ｓｉの含量が増加して硬度が上昇する。［Ａｌ］／［Ｓｉ］が４．０超過であれば、材料の集合組織が悪くなって磁束密度が劣位になる。
【００６４】
本発明において、Ｍｎ含量に対するＡｌ含量の比率［Ａｌ］／［Ｍｎ］は１〜８に限定することが好ましい。これは、Ｍｎ含量に対するＡｌ含量の比率が１〜８の場合には介在物の成長性に優れて鉄損特性に優れるが、この範囲から外れる場合には介在物の成長性が低下し、磁性に有利な集合組織の分率が減少するためである。
【００６５】
次に、比抵抗に関連する合金成分の比率限定について説明する。最近、環境にやさしい自動車の需要が急激に増加するにつれて、高速で回転可能なモーターに使用できる無方向性電気鋼板の需要も増加しつつある。このような環境にやさしい自動車に使用されるモーターは回転数を大きく増加させなければならないが、モーターの回転数が増加すると、内部鉄心における損失のうち渦電流損失の分率が急激に増加するので、この渦電流損失を減らすために比抵抗を増やさなければならない。
【００６６】
無方向性電気鋼板の合金元素の含量と固有抵抗との関係は次の実験式で表される。
【００６７】
ρ＝１３．２５＋１１．３（［Ａｌ］＋［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］／２）（ρ：固有抵抗、Ω・ｍ）
【００６８】
上記条件（３）を満足する本発明では、４７以上の比抵抗を確保することができるように［Ａｌ］＋［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］／２を３．０以上に限定する。
【００６９】
しかも、最近、冷延技術の発展にも拘らず、比抵抗（固有抵抗）が８７を超過する場合、合金元素の含量が増加して加工性が不良になり、通常の冷間圧延では生産が不可能なので、比抵抗は８７以下となるようにする。
【００７０】
したがって、条件（３）を満足する本発明では、４７〜８７（Ω・ｍ）の比抵抗と２２５以下水準のビッカース硬度（Ｈｖｌ）を［Ａｌ］＋［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］／２を３．０〜６．５％に管理する。
【００７１】
上記条件（２）を満足する本発明では、３２以上の比抵抗を確保することができるように［Ａｌ］＋［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］／２を１．７以上に限定する。しかも、条件（２）を満足する本発明では、比抵抗（固有抵抗）を７５以下の水準に維持して１９０以下のビッカース硬度（Ｈｖ１）を有するように［Ａｌ］＋［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］／２を５．５％以下に管理する。
【００７２】
また、最近、モーターで高効率達成のための高磁束密度製品に対する需要が急激に増加しており、これにより比抵抗を低めて磁束密度を向上させた無方向性電気鋼板に対する需要が増加している。このように磁束密度特性が重要視される場合には、比抵抗（固有抵抗）を３６以下に低めて磁束密度を高めなければならないとともに、高速回転にも対応するために比抵抗を少なくとも２５以上に管理しなければならない。
【００７３】
したがって、条件（１）を満足する本発明では、２５〜３６（Ω・ｍ）の比抵抗と１４０以下水準の非常に低いビッカース硬度（Ｈｖ１）を有するように［Ａｌ］＋［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］／２を１．０〜２．０％に管理する。
【００７４】
以下、本発明に係る無方向性電気鋼板の製造方法について説明する。本発明に係る無方向性電気鋼板の製造方法は、まず、製鋼段階で全体Ａｌの投入量のうち０．３〜０．５％を先に添加し、鋼中の脱酸が充分に起こるようにした後、残余合金元素を投入することが好ましい。合金元素の投入後には溶鋼の温度を１５００〜１６００℃に維持させて鋼中の介在物が充分に成長するようにして製造した後、これを連続鋳造工程で凝固させてスラブを製造する。
【００７５】
次いで、スラブを加熱炉に装入して１１００℃以上１２５０℃以下の温度で再加熱する。スラブを１２５０℃超過の温度で加熱すると、磁性を害する析出物が再溶解して熱間圧延の後に微細に析出できるので、１２５０℃以下の温度でスラブを加熱する。
【００７６】
スラブが加熱されると、次いで熱間圧延を行う。熱間圧延の際に熱間仕上げ圧延は８００℃以上の温度で行うことが好ましい。熱間圧延された熱延板は８５０〜１１００℃の温度で熱延板焼鈍する。熱延板焼鈍温度が８５０℃未満であれば、組織が成長しないか微細に成長して磁束密度の上昇効果が少なく、熱延板焼鈍温度が１１００℃超過であれば、磁気特性が却って劣化し、板状の変形により圧延作業性が悪くなるおそれがあるので、その温度範囲は８５０〜１１００℃に制限する。より好ましい熱延板の焼鈍温度は９５０〜１１００℃である。熱延板焼鈍は、必要に応じて、磁性に有利な結晶方位を増加させるために行われるものであるが、省略してもよい。
【００７７】
前述したように熱延板焼鈍を行い或いは省略し、次いで熱延板を酸洗した後、７０〜９５％の圧下率で冷間圧延して所定の板厚に形成する。
【００７８】
本発明は、冷間圧延性に影響を及ぼすＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ合金元素の添加量が適切に調節されて冷間圧延性に優れるので、高い圧下率の適用が可能である。よって、１回の冷間圧延のみで厚さ０．１５ｍｍ程度の薄板に製造可能である。冷間圧延の際に、必要に応じて中間焼鈍を含む２回の冷間圧延を行うか、２回の焼鈍を適用する方法も可能である。
【００７９】
冷間圧延された冷延板は最終焼鈍を行う。最終焼鈍温度が７５０℃未満であれば、再結晶が充分に発生せず、最終焼鈍温度が１１００℃超過であれば、表層部の酸化層が深く形成されて磁性が低下するので、最終焼鈍は７５０〜１１００℃の温度で行うことが好ましい。
【００８０】
最終焼鈍された鋼板は、通常の方法による絶縁被膜処理の後に客先へ出荷される。絶縁被膜コートの際に通常のコーティング材の適用が可能であり、クロム系（Ｃｒ−ｔｙｐｅ）又は無クロム系（Ｃｒ−ｆｒｅｅ  ｔｙｐｅ）のいずれも制限なく使用可能である。
【実施例】
【００８１】
以下、実施例を参照して本発明を具体的に説明する。これらの実施例において、特に断らない限り、成分含量は重量％で示す。
【００８２】
［実施例１］
実験室で真空溶解し、下記表１に示す成分の鋼塊を製造した。素材の不純物Ｃ、Ｓ、Ｎ及びＴｉの含有量はそれぞれ０．００２％に制御し、溶鋼にＡｌを０．３〜０．５％添加して介在物の形成を助長した後、残りのＡｌとＳｉ、Ｍｎを投入して鋼塊を製造した。各素材は１１５０℃で加熱し、８５０℃で熱間仕上げ圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板を製作した。熱間圧延された熱延板は１０５０℃で４分間焼鈍した後、酸洗した。その後、冷間圧延して板厚を０．３５ｍｍにした後、１０５０℃で３８秒間最終焼鈍を行った。
【００８３】
それぞれに対する介在物のサイズ、介在物の分布密度、鉄損、磁束密度及び硬度を測定し、結果を下記表２に示す。介在物の観察のためのサンプル製作は鉄鋼材料における一般的な方法としてのレプリカ法を用い、装置としては透過電子顕微鏡を使用した。この際、加速電圧は２００ｋＶを印加した。
【００８４】
【表１】
0005642195.tif 000002
【００８５】
【表２】
0005642195.tif 000003
【００８６】
表２に示すように、鋼種Ａ３、Ａ５、Ａ６、Ａ９、Ａ１０、Ａ１２及びＡ１４は、条件（２）を満足する適合例であって、サイズ３００ｎｍ以上の粗大な複合介在物が観察されており、その分布密度が０．０２（１／ｍｍ２）より高くて磁性に優れたうえ、ビッカース硬度（Ｈｖｌ）が１９０以下と低くて生産性及び客先の打抜性に優れた。
【００８７】
これに対し、鋼種Ａ１は、Ａｌ／Ｓｉの比率とＡｌ＋Ｍｎが本発明の条件（２）を満足しないため、サイズ３００ｎｍ以上の介在物が観察されておらず、鉄損と磁束密度が劣位であった。鋼種Ａ２及びＡ１５は、Ａｌ／Ｓｉの比率が本発明の条件（２）を満足しないため、サイズ３００ｎｍ以上の介在物が観察されておらず、鉄損と磁束密度が劣位であった。鋼種Ａ４、Ａ８、Ａ１１及びＡ１３は、Ａｌ＋Ｍｎが本発明の条件（２）を満足しないため、サイズ３００ｎｍ以上の介在物が観察されておらず、鉄損と磁束密度が劣位であった。鋼種Ａ７は、Ａｌ／Ｓｉの比率とＡｌ／Ｍｎの比率が本発明の条件（２）を満足しないため、サイズ３００ｎｍ以上の介在物が観察されておらず、鉄損と磁束密度が劣位であった。
【００８８】
［実施例２］
実験室で真空溶解し、下記表３に示す成分の鋼塊を製造した。素材の不純物Ｎ、Ｓの含量を多様にしながら成分を調節した。溶鋼にＡｌを０．３〜０．５％添加して介在物の形成を助長した後、残りのＡｌとＳｉ、Ｍｎを投入して鋼塊を製造した。各素材は１１５０℃で加熱し、８５０℃で熱間仕上げ圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板を製作した。熱間圧延された熱延板は１０５０℃で４分間焼鈍した後、酸洗した。その後、冷間圧延して板厚を０．３５ｍｍにした後、１０５０℃で３８秒間最終焼鈍を行った。
【００８９】
それぞれに対する介在物のサイズ、介在物の分布密度、鉄損、磁束密度及び硬度を測定し、結果を下記表４に示す。介在物の観察のためのサンプル製作は鉄鋼材料における一般的な方法としてのレプリカ法を用い、装置としては透過電子顕微鏡を使用した。この際、加速電圧は２００ｋＶを印加した。
【００９０】
【表３】
0005642195.tif 000004
【００９１】
【表４】
0005642195.tif 000005
【００９２】
上記表４に示すように、鋼種Ｂ１、Ｂ４、Ｂ５、Ｂ７、Ｂ９、Ｂ１０、Ｂ１３及びＢ１４は、条件（２）を満足する適合例であって、サイズ３００ｎｍ以上の粗大な介在物が観察されており、その分布密度が０．０２（１／ｍｍ２）より高くて磁性に優れたうえ、硬度が低くて生産性及び客先の打抜性に優れた。
【００９３】
これに対し、鋼種Ｂ３、Ｂ６、Ｂ１１及びＢ１５は、Ｎ＋Ｓが本発明の条件（２）から外れてサイズ３００ｎｍ以上の介在物が観察されておらず、鉄損と磁束密度が劣位であった。鋼種Ｂ８は、Ａｌ＋Ｍｎが本発明の条件（２）から外れ、鋼種Ｂ２及びＢ１２は、（Ａｌ＋Ｍｎ）／（Ｎ＋Ｓ）が本発明の条件（２）から外れてサイズ３００ｎｍ以上の粗大な介在物が観察されておらず、鉄損と磁束密度が劣位であった。
【００９４】
［実施例３］
実験室で真空溶解し、下記表５に示す成分の鋼塊を製造した。この際、溶鋼にＡｌを０．３〜０．５％添加して介在物の形成を助長した後、残りのＡｌとＳｉ、Ｍｎ及びＰを投入して鋼塊を製造した。各素材は１１５０℃で加熱し、８５０℃で熱間仕上げ圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板を製作した。熱間圧延された熱延板は１０５０℃で４分間焼鈍した後、酸洗した。その後、冷間圧延して０．１５〜０．３５ｍｍの様々な板厚にした後、１０５０℃で３８秒間最終焼鈍を行った。それぞれの板厚に対して鉄損と磁束密度を測定し、結果を下記表６に示す。介在物の観察のためのサンプル製作は鉄鋼材料における一般的な方法としてのレプリカ法を用い、装置としては透過電子顕微鏡を使用した。この際、加速電圧は２００ｋＶを印加した。
【００９５】
【表５】
0005642195.tif 000006
【００９６】
【表６】
0005642195.tif 000007
【００９７】
上記表６に示すように、鋼種Ｃ２〜Ｃ７は、条件（２）を満足する適合例であって、磁束密度が高く、鉄損は低い。これは本発明の成分系において介在物が粗大に成長し、粗大な複合介在物の分布密度が０．０２（１／ｍｍ２）より高く形成され、集合組織が安定化されるためであると思われる。高周波鉄損（Ｗ１０／４００）は鋼板厚さとの相関度が明確であって厚さが薄くなるにつれて特性が向上し、０．３５ｍｍ厚さと比較して厚さ０．１５ｍｍの鋼板は鉄損が５０％近く改善される。鋼種Ｃ１は、Ａｌ＋ＭｎとＡｌ／Ｓｉが本発明の条件（２）を満足しないため、鉄損（Ｗ１０／４００）と磁束密度（Ｂ５０）が劣位であった。
【００９８】
［実施例４］
実験室で真空溶解し、下記表７に示す成分の鋼塊を製造した。この際、溶塊にＡｌを０．３〜０．５％添加して介在物の形成を助長した後、残りのＡｌとＳｉ、Ｍｎ及びＰを投入して鋼塊を製造した。各素材は１１５０℃で加熱し、８５０℃で熱間仕上げ圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板を製作した。熱間圧延された熱延板は１０５０℃で４分間焼鈍した後、酸洗した。その後、冷間圧延して板厚さを０．３５ｍｍにした後、１０５０℃で３８秒間最終焼鈍を行った。
【００９９】
それぞれに対する介在物のサイズ、介在物の分布密度、鉄損、磁束密度、エリクセン値及び硬度を測定し、結果を下記表８に示す。介在物の観察のためのサンプル製作は鉄鋼材料における一般的な方法としてのレプリカ法を用い、装置としては透過電子顕微鏡を使用した。この際、加速電圧は２００ｋＶを印加した。
【０１００】
エリクセン値は、常温で熱延板溶接部を直径２０ｍｍの鋼球（ｓｔｅｅｌ  ｂａｌｌ）で押し上げて破断が発生する前までの高さを測定した値とした。通常、エリクセン値が５ｍｍ以上の場合、同種間を溶接して連続ラインの生産が可能である。
【０１０１】
【表７】
0005642195.tif 000008
【０１０２】
【表８】
0005642195.tif 000009
【０１０３】
上記表８に示すように、鋼種Ｄ２〜Ｄ６、Ｄ８〜Ｄ１２、Ｄ１４、Ｄ１５及びＤ１７は、条件（２）を満足し、０．００５〜０．２％のＳｎ或いは０．００５〜０．１％のＳｂが添加された発明例であって、大きさ３００ｎｍ以上の粗大な介在物の分布密度が０．０２（１／ｍｍ２）より高く、最終焼鈍の際に表面の酸化層及び窒化層が減少して鉄損と磁束密度が向上し、エリクセン値が高くビッカース硬度（Ｈｖ１）が低くて溶接生、生産性及び客先の打抜性に優れた。
【０１０４】
これに対し、鋼種Ｄ１は、Ａｌ／Ｓｉの比が本発明の条件（２）から外れてサイズ３００ｎｍ以上の介在物が観察されておらず、鉄損と磁束密度が劣位であった。また、ＳｎとＳｂが添加されないため、エリクセン値が低くて溶接性に劣り、硬度が高くて加工性が劣位であった。鋼種Ｄ７及びＤ１８は、Ｓｂが０．１％を超過し、鋼種Ｄ１３及びＤ１６は、Ｓｎが０．２％を超過してエリクセン値が低く、硬度が高くて溶接性に劣ったうえ、生産性及び打抜性が不良であり、磁性も劣位であった。
【０１０５】
［実施例５］
実験室で真空溶解し、下記表９に示す成分の鋼塊を製造した。この際、溶鋼にＡｌを０．３〜０．５％添加して介在物の形成を助長した後、残りのＡｌとＳｉ及びＭｎを投入して鋼塊を製造した。各素材は１１５０℃で加熱し、８５０℃で熱間仕上げ圧延して板圧２．３ｍｍの熱延板を製作した。熱間圧延された熱延板は１０５０℃で４分間焼鈍した後、酸洗した。その後、冷間圧延して板厚を０．５０ｍｍにした後、９００℃で３０秒間最終焼鈍を行った。
【０１０６】
それぞれに対する介在物のサイズ、介在物の分布密度、鉄損、磁束密度及び硬度を測定し、結果を下記表１０に示す。介在物の観察のためのサンプル製作は鉄鋼材料における一般的な方法としてのレプリカ法を用い、装置としては透過電子顕微鏡を使用した。この際、加速電圧は２００ｋＶを印加した。
【０１０７】
【表９】
0005642195.tif 000010
【０１０８】
【表１０】
0005642195.tif 000011
【０１０９】
上記表１０に示すように、鋼種Ｅ１〜Ｅ３、Ｅ６、Ｅ１０、Ｅ１２、Ｅ１３、Ｅ１６、Ｅ２０及びＥ２１は、条件（１）を満足する適合例であって、サイズ３００ｎｍ以上の粗大な介在物が観察されており、その分布密度が０．０２（１／ｍｍ２）より高くて磁性に優れたうえ、ビッカース硬度（Ｈｖｌ）が１４０以下であって生産性及び客先の打抜性に優れた。
【０１１０】
これに対し、鋼種Ｅ４、Ｅ９及びＥ１４は、Ａｌ／Ｍｎの比とＡｌ＋Ｍｎ含量が本発明の条件（１）を満足しないため、サイズ３００ｎｍ以上の介在物が観察されておらず、鉄損と磁束密度が劣位であった。鋼種Ｅ１７及びＥ１８は、Ａｌ＋Ｍｎが本発明の条件（１）を満足しないため、サイズ３００ｎｍ以上の介在物が観察されておらず、鉄損と磁束密度が劣位であった。鋼種Ｅ１９は、Ａｌ／Ｍｎが本発明の条件（１）を満足しないため、サイズ３００ｎｍ以上の介在物が観察されておらず、鉄損と磁束密度が劣位であった。鋼種Ｅ４、Ｅ５、Ｅ９及びＥ１４は、Ａｌ＋Ｓｉ＋Ｍｎ／２が本発明の条件（１）を満足しないため硬度が高く、これにより生産性及び打抜性が劣位であった。
【０１１１】
［実施例６］
実験室で真空溶解し、下記表１１に示す成分の鋼塊を製造した。この際、溶鋼にＡｌを０．３〜０．５％添加して介在物の形成を助長した後、残りのＡｌとＳｉ及びＭｎを投入して鋼塊を製造した。各素材は、１１５０℃で加熱し、８５０℃で熱間仕上げ圧延して板圧２．３ｍｍの熱延板を製作した。熱間圧延された熱延板は１０５０℃で４分間焼鈍した後、酸洗した。その後、冷間圧延して板厚を０．５０ｍｍにした後、９００℃で３０秒間最終焼鈍を行った。
【０１１２】
それぞれに対する介在物のサイズ、介在物の分布密度、鉄損、磁束密度及び硬度を測定し、結果を下記表１２に示す。介在物の観察のためのサンプル製作は鉄鋼材料における一般的な方法としてのレプリカ法を用い、装置としては透過電子顕微鏡を使用した。この際、加速電圧は２００ｋＶを印加した。
【０１１３】
【表１１】
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【０１１４】
【表１２】
0005642195.tif 000013
【０１１５】
上記表１２に示すように、鋼種Ｆ１、Ｆ３、Ｆ４、Ｆ６、Ｆ８、Ｆ９、Ｆ１１及びＦ１２は、条件（１）を満足する適合例であって、サイズ３００ｎｍ以上の粗大な介在物が観察されており、その分布密度が０．０２（１／ｍｍ２）より高くて磁性に優れたうえ、硬度が低くて生産性及び客先の打抜性に優れた。
【０１１６】
これに対し、鋼種Ｆ５、Ｆ１０及びＦ１３は、Ｎ＋Ｓが本発明の条件（１）を満足しないためサイズ３００ｎｍ以上の介在物が観察されておらず、鉄損と磁束密度が劣位であった。鋼種Ｆ７は、Ａｌ＋Ｍｎが本発明の条件（１）を満足しないためサイズ３００ｎｍ以上の介在物が観察されておらず、鉄損と磁束密度が劣位であった。
【０１１７】
［実施例７］
実験室で真空溶解し、下記表１３に示す成分の鋼塊を製造した。この際、溶鋼にＡｌを０．３〜０．５％添加して介在物の形成を助長した後、残りのＡｌとＳｉ及びＭｎを投入して鋼塊を製造した。各素材は１１５０℃で加熱し、８５０℃で熱間仕上げ圧延して板圧２．０ｍｍの熱延板を製作した。熱間圧延された熱延板は１０５０℃で４分間焼鈍した後、酸洗した。その後、冷間圧延して板厚を０．３５ｍｍにした後、１０５０℃で３８秒間最終焼鈍を行った。
【０１１８】
それぞれに対する介在物のサイズ、介在物の分布密度、鉄損、磁束密度及び硬度を測定し、結果を下記表１４に示す。介在物の観察のためのサンプル製作は鉄鋼材料における一般的な方法としてのレプリカ法を用い、装置としては透過電子顕微鏡を使用した。この際、加速電圧は２００ｋＶを印加した。
【０１１９】
【表１３】
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【０１２０】
【表１４】
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【０１２１】
上記表１４に示すように、鋼種Ｇ３〜Ｇ６、Ｇ９、Ｇ１０、Ｇ１２、Ｇ１４及びＧ１５は、条件（３）を満足する適合例であって、サイズ３００ｎｍ以上の粗大な介在物が観察されており、その分布密度が０．０２（１／ｍｍ２）より高くて磁性に優れ、ビッカース硬度（Ｈｖｌ）が２２５以下と低かった。
【０１２２】
これに対し、鋼種Ｇ１、Ｇ８、Ｇ１１及びＧ１３は、Ａｌ＋Ｍｎが本発明の条件（３）を満足しないため、サイズ３００ｎｍ以上の介在物が観察されておらず、鉄損と磁束密度が劣位であった。鋼種Ｇ２は、Ａｌ／Ｓｉの比が本発明の条件（３）を満足しないためサイズ３００ｎｍ以上の介在物が観察されておらず、鉄損と磁束密度が劣位であった。鋼種Ｇ７は、Ａｌ／Ｓｉ、Ａｌ／Ｍｎ、及びＡｌ＋Ｍｎ含量が本発明の条件（３）を満足しないためサイズ３００ｎｍ以上の介在物が観察されておらず、鉄損と磁束密度が劣位であった。鋼種Ｇ８及びＧ１１は、Ａｌ＋Ｓｉ＋Ｍｎ／２が本発明の条件（３）を満足しないため硬度が高く、これにより生産性及び打抜性が劣位であった。
【０１２３】
［実施例８］
実験室で真空溶解し、下記表１５に示す成分の鋼塊を製造した。この際、溶鋼にＡｌを０．３〜０．５％添加して介在物の形成を助長した後、残りのＡｌとＳｉ及びＭｎを投入して鋼塊を製造した。各素材は１１５０℃で加熱し、８５０℃で熱間仕上げ圧延して板圧２．０ｍｍの熱延板を製作した。熱間圧延された熱延板は１０５０℃で４分間焼鈍した後、酸洗した。その後、冷間圧延して板厚を０．３５ｍｍにした後、１０５０℃で３８秒間最終焼鈍を行った。
【０１２４】
それぞれに対する介在物のサイズ、介在物の分布密度、鉄損、磁束密度及び硬度を測定し、結果を下記表１６に示す。介在物の観察のためのサンプル製作は鉄鋼材料における一般的な方法としてのレプリカ法を用い、装置としては透過電子顕微鏡を使用した。この際、加速電圧は２００ｋＶを印加した。
【０１２５】
【表１５】
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【０１２６】
【表１６】
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【０１２７】
上記表１６に示すように、鋼種Ｈ１、Ｈ３、Ｈ４、Ｈ６、Ｈ８、Ｈ９、Ｈ１１及びＨ１２は、条件（３）を満足する適合例であって、サイズ３００ｎｍ以上の粗大な介在物が観察されており、その分布密度が０．０２（１／ｍｍ２）より高くて磁性に優れた。
【０１２８】
これに対し、鋼種Ｈ５、Ｈ１０及びＨ１３は、Ｎ＋Ｓが本発明の条件（３）を満足しないためサイズ３００ｎｍ以上の介在物が観察されておらず、鉄損と磁束密度が劣位であった。鋼種Ｈ７は、Ａｌ＋Ｍｎが本発明の条件（３）を満足しないためサイズ３００ｍ以上の介在物が観察されておらず、鉄損と磁束密度が劣位であった。鋼種Ｈ２、Ｈ５及びＨ１３は、（Ａｌ＋Ｍｎ）／（Ｎ＋Ｓ）が本発明の条件（３）を満足しないためサイズ３００ｎｍ以上の介在物が観察されておらず、鉄損と磁束密度が劣位であった。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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