(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．５〜５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２０〜３．０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下およびＮ：０．００４０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板中に存在する酸化物系介在物における、下記（１）式で定義されるＣａＯの組成比率が０．４以上、および／または、下記（２）式で定義されるＡｌ２Ｏ３の組成比率が０．３以上である無方向性電磁鋼板。
記
ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ）  ・・・（１）
Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ）  ・・・（２）
【請求項２】
上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ〜Ｄ群のうちの少なくとも１群の成分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。
記
Ａ群；Ｃａ：０．０００５〜０．０１００ｍａｓｓ％
Ｂ群；Ｓｎ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
Ｃ群；Ｍｇ：０．００１〜０．０５ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．００１〜０．０５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
Ｄ群；Ｃｕ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％およびＣｒ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上
【請求項３】
請求項１または２に記載の成分組成を有するスラブを熱間圧延して熱延板とした後、上記熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく冷間圧延し、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
上記スラブ中に存在する酸化物系介在物における、下記（１）式で定義されるＣａＯの組成比率を０．４以上、および／または、下記（２）式で定義されるＡｌ２Ｏ３の組成比率を０．３以上とし、
上記熱間圧延におけるコイル巻取温度を６５０℃以上とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
記
ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ）  ・・・（１）
Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ）  ・・・（２）
【請求項４】
請求項１または２に記載の成分組成を有するスラブを熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延し、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
上記スラブ中に存在する酸化物系介在物における、下記（１）式で定義されるＣａＯの組成比率を０．４以上、および／または、下記（２）式で定義されるＡｌ２Ｏ３の組成比率を０．３以上とし、
上記熱延板焼鈍を９００〜１１５０℃の温度で行うことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
記
ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ）  ・・・（１）
Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ）  ・・・（２）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電気機器の鉄心材料等として用いられる無方向性電磁鋼板とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、省エネルギーに対する関心が高まるのに伴い、家庭用エアコン等に用いるモータには、消費電力が少なく、エネルギー損失が小さいことが要求されている。そのため、モータの鉄心材料に用いられる無方向性電磁鋼板に対しても、高性能な特性、例えば、モータの鉄損を低減するために低鉄損であることや、モータの銅損を低減するために高磁束密度であることが強く要求されるようになってきている。
【０００３】
無方向性電磁鋼板の鉄損を低減する方法としては、従来、ＳｉやＡｌ，Ｍｎ等、鋼の固有抵抗を高める元素の添加量を増量し、渦電流損を低減する方法が用いられてきた。しかし、この方法では、磁束密度の低下を免れない。そこで、鉄損を低減することに加えて、無方向性電磁鋼板の磁束密度を高める技術が幾つか提案されている。
【０００４】
例えば、特許文献１には、ｗｔ％で、Ｃ：０．０２％以下、ＳｉもしくはＳｉ＋Ａｌ：４．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．２％以下を含有するスラブに、ＳｂやＳｎを添加することで、高磁束密度化を図る技術が提案されている。しかしながら、この技術は、磁気特性のバラツキを十分には低減できず、さらに熱間圧延後に、短時間焼鈍を挟んだ２回の冷間圧延を行う必要があるため製造コストが高くなるという問題がある。
また、特許文献２には、ｗｔ％で、Ｃ≦０．００８％、Ｓｉ≦４％、Ａｌ≦２．５％、Ｍｎ≦１．５％、Ｐ≦０．２％、Ｓ≦０．００５％、Ｎ≦０．００３％を含有する熱延板中に存在する酸化物系介在物のＭｎＯ組成比率（ＭｎＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ＋ＭｎＯ））を０．３５以下に制御することで、圧延方向に伸びた介在物の数を減らし、結晶粒の成長性を向上する技術が提案されている。しかし、この技術は、Ｍｎ含有量が低い場合には、微細なＭｎＳ等の硫化物の析出によって、却って磁気特性、特に、鉄損特性が低下するという問題がある。
【０００５】
ところで、最近では、鉄資源をリサイクルする観点から、鉄心材の打抜加工時に発生するスクラップを鋳物銑の原料に再利用することが増加してきている。しかし、鋳物銑に含まれるＡｌ含有量が０．０５ｍａｓｓ％以上になると、鋳物中に鋳巣（引け巣）が生じ易くなるため、スクラップ中に含まれるＡｌの含有量を０．０５ｍａｓｓ％未満に制限することが望まれている。
【０００６】
Ａｌの含有量を低減した無方向性電磁鋼板としては、例えば、特許文献３には、Ａｌ含有量を０．０１７ｍａｓｓ％以下、好ましくは０．００５ｍａｓｓ％以下に低減することで、集合組織を改善し、磁束密度を向上する技術が提案されている。しかし、この方法は、冷間圧延に、室温における１回圧延法を採用しているため、十分な磁束密度の向上効果が得られない。この問題は、上記冷間圧延を、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延とすることで解消されるが、製造コストが上昇するという別の問題が生じる。また、上記冷間圧延を、板温を２００℃程度に昇温して圧延する、いわゆる温間圧延とすることも、磁束密度の向上に有効であるが、そのためには、新たな設備対応や工程管理が必要となるという問題がある。また、特許文献３には、Ａｌのみを低減し、Ｎを低減しない場合には、熱延板焼鈍の冷却中にＡｌＮが微細析出して再結晶焼鈍時の粒成長を抑制し、鉄損が劣化することも記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特許第２５０００３３号公報
【特許文献２】特許第３３７８９３４号公報
【特許文献３】特許第４１２６４７９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
上記したように、鉄スクラップを鋳物銑の原料として再利用するため、Ａｌの含有量を低減した場合には、新たな設備対応や工程管理を必要とせずに、高磁束密度で低鉄損の無方向性電磁鋼板を低コストで生産性よく製造することが難しいのが実情である。
【０００９】
本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、低Ａｌ含有量でリサイクル性にも優れ、かつ、高磁束密度で低鉄損の無方向性電磁鋼板を提供するとともに、その鋼板を低コストで生産性よく製造する方法を提案することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
発明者らは、上記課題を解決するべく、鋼板中に存在する酸化物系介在物の成分組成と磁気特性との関係に着目して鋭意検討を重ねた。その結果、無方向性電磁鋼板の磁束密度を高め、鉄損を低減するためには、ｓｏｌ．Ａｌを極力低減した上で、鋼素材中に存在する酸化物系介在物中のＣａＯおよび／またはＡｌ２Ｏ３の組成比率を適正範囲に制御し、熱延板焼鈍や仕上焼鈍における粒成長性を改善することが有効であることを見出し、本発明を開発するに至った。
【００１１】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．５〜５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２０〜３．０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下およびＮ：０．００４０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板中に存在する酸化物系介在物における、下記（１）式；
ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ）  ・・・（１）
で定義されるＣａＯの組成比率が０．４以上、および／または、下記（２）式；
Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ）  ・・・（２）
で定義されるＡｌ２Ｏ３の組成比率が０．３以上である無方向性電磁鋼板である。
【００１２】
本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ〜Ｄ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする。
記
Ａ群；Ｃａ：０．０００５〜０．０１００ｍａｓｓ％
Ｂ群；Ｓｎ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
Ｃ群；Ｍｇ：０．００１〜０．０５ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．００１〜０．０５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
Ｄ群；Ｃｕ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％およびＣｒ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上
【００１３】
また、本発明は、上記のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを熱間圧延して熱延板とした後、上記熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく冷間圧延し、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、上記スラブ中に存在する酸化物系介在物における、下記（１）式；
ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ）  ・・・（１）
で定義されるＣａＯの組成比率を０．４以上、および／または、下記（２）式；
Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ）  ・・・（２）
で定義されるＡｌ２Ｏ３の組成比率を０．３以上とし、上記熱間圧延におけるコイル巻取温度を６５０℃以上とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。
【００１４】
また、本発明は、上記のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延し、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、上記スラブ中に存在する酸化物系介在物における、下記（１）式；
ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ）  ・・・（１）
で定義されるＣａＯの組成比率を０．４以上、および／または、下記（２）式；
Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ）  ・・・（２）
で定義されるＡｌ２Ｏ３の組成比率を０．３以上とし、上記熱延板焼鈍を９００〜１１５０℃の温度で行うことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、高磁束密度、低鉄損で、しかも、リサイクル性に優れる無方向性電磁鋼板を、新たな設備対応や工程管理を必要とせずに、低コストでかつ生産性よく提供することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】鋼板中に存在する酸化物系介在物の組成比率が鉄損Ｗ１５／５０に及ぼす影響を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
先ず、発明者らは、集合組織を改善し、磁気特性を向上する方策を検討するため、先述した特許文献３に開示された鋼の成分組成をベースにして、Ａｌの含有量を極力低減し、ＰとＳｎを添加した成分系、具体的には、Ｃ：０．００３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．６ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０８ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０６ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１５ｍａｓｓ％およびＳｎ：０．０４ｍａｓｓ％を含有する成分組成の鋼スラブを製造し、１１００℃の温度に再加熱した後、２．３ｍｍ厚まで熱間圧延したところ、一部の鋼板で脆性割れや破断が発生し、熱延を中止せざるを得なかった。
【００１８】
そこで、上記割れや破断の原因を解明するため、熱延途中の鋼板を調査した結果、割れや破断部にはＳが濃化していることが判明した。このＳ濃化部には、ＳとＦｅ以外は認められなかったことから、この脆化は、鋼中のＳが熱間圧延時に低融点のＦｅＳを形成し、熱間脆性を起こしたためであると推定された。
【００１９】
ＦｅＳによる脆性を防止するには、Ｓを低減するのが有効であるが、そのためには脱硫コストの上昇が避けられない。そこで、発明者らは、Ｍｎを増加したり、Ｃａを添加したりして、Ｓを高融点のＭｎＳやＣａＳとして固定すれば、低融点のＦｅＳの生成を防止し、熱間圧延での脆性を防止できると考え、上記鋼に、Ｍｎを増加し、Ｃａを添加した成分組成（Ｃ：０．００３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．６ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．４０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０７ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００８ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１５ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．０４ｍａｓｓ％およびＣａ：０．００３０ｍａｓｓ％）の鋼スラブを製造し、１１００℃の温度に再加熱した後、２．３ｍｍ厚まで熱間圧延したところ、割れや破断の発生は認められなかった。
以上のことから、低Ａｌ鋼における熱間圧延での割れや破断を防止するためには、Ｍｎの増加やＣａの添加が有効であることが確認された。
【００２０】
次に、発明者らは、上述したＭｎを増加し、Ｃａを添加した成分系の鋼スラブを素材として製造した製品板（仕上焼鈍板）の圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、鋼板中に存在する酸化物系介在物の成分組成を分析し、その結果と製品板の磁気特性との関係を調査した。その結果、鋼板中に存在する酸化物系介在物の成分組成、特にＣａＯの組成比率およびＡｌ２Ｏ３の組成比率によって磁気特性が変動している傾向が認められた。
【００２１】
そこで、発明者らは、さらに、上記成分系の鋼において、酸化物系介在物の成分組成を変化させるため、脱酸剤として用いるＡｌおよびＣａの添加量を種々に変えた成分系、具体的には、Ｃ：０．００１５〜０．００３５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．６〜１．７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．４０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０７ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１０〜０．００３０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１〜０．００３０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１０〜０．００２０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．０３ｍａｓｓ％およびＣａ：０〜０．００４０ｍａｓｓ％の成分組成を有する種々の鋼を溶製し、連続鋳造してスラブとした。なお、上記Ｃ，Ｓｉ，ＳおよびＮが組成範囲を有しているのは、溶製時のばらつきによるもので、意図したものではない。
次いで、上記スラブを、１１００℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．３ｍｍの熱延板とし、酸洗した後、冷間圧延して最終板厚０．５０ｍｍの冷延板とし、１０００℃の温度で仕上焼鈍を施した。
【００２２】
このようにして得た仕上焼鈍後の鋼板について、圧延方向（Ｌ）および圧延直角方向（Ｃ）からエプスタイン試験片を切り出し、鉄損Ｗ１５／５０（磁束密度１．５Ｔ、周波数５０Ｈｚで励磁したときの鉄損）をＪＩＳ  Ｃ２５５２に準拠して測定した。
また、仕上焼鈍板の圧延方向の断面（Ｌ断面）を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、酸化物系介在物の成分組成を分析し、下記（１）式；
ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ）  ・・・（１）
で定義されるＣａＯの組成比率（ｍａｓｓ％比率）、および、下記（２）式；
Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ）  ・・・（２）
で定義されるＡｌ２Ｏ３の組成比率（ｍａｓｓ％比率）を求めた。
なお、上記ＣａＯおよびＡｌ２Ｏ３の組成比率（ｍａｓｓ％比率）は、いずれも２００個以上の酸化物系介在物についての平均値である。また、酸化物系介在物中には、上記ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯ以外にＭｎＯやＭｇＯ等が認められたが、少量であるため、組成比率の計算では考慮しなかった。
【００２３】
図１に、酸化物系介在物のＣａＯの組成比率およびＡｌ２Ｏ３の組成比率と鉄損Ｗ１５／５０との関係を示す。この図から、ＣａＯの組成比率（ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））が０．４未満、かつ、Ａｌ２Ｏ３の組成比率（Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））が０．３未満の範囲で、鉄損Ｗ１５／５０が劣る、逆にいえば、ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ）が０．４以上および／またはＡｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ）が０．３以上の範囲で、鉄損Ｗ１５／５０が良好となることがわかった。
【００２４】
次いで、上記の鉄損Ｗ１５／５０が劣る仕上焼鈍板について、圧延方向断面（Ｌ断面）に観察される酸化物系介在物を光学顕微鏡で観察したところ、いずれも圧延方向に伸びた形態を示していることがわかった。この結果について、発明者らは、以下のように推察している。
ＣａＯの組成比率（ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））が０．４未満かつＡｌ２Ｏ３の組成比率（Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））が０．３未満の酸化物系介在物は、融点が低いため、熱間圧延時に圧延方向に伸長する傾向がある。圧延方向に伸長した介在物は、熱延直後の自己焼鈍や、熱延板焼鈍、仕上焼鈍における粒成長を阻害して結晶粒径を小さくしたり、磁壁の移動を阻害したりするため、鉄損が劣化する。したがって、仕上焼鈍後の鋼板（製品板）の磁気特性を向上するためには、鋼中に存在する酸化物系介在物の成分組成を適正範囲に制御し、熱間圧延時に圧延方向に伸長するのを防止し、粒成長性を改善するのが有効であると考えられる。
本発明は、上記知見に基いて、開発したものである。
【００２５】
次に、本発明の無方向性電磁鋼板（製品板）の成分組成について説明する。
Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ｃは、磁気時効を起こして鉄損を増加させる元素であり、特に、０．００５０ｍａｓｓ％を超えると、鉄損の増加が顕著となることから、０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００３０ｍａｓｓ％以下である。なお、下限については、少ないほど好ましいので、特に規定しない。
【００２６】
Ｓｉ：１．５〜５．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼の電気抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素である。特に、本発明では、Ｓｉと同じ効果を有するＡｌを低減しているため、Ｓｉは１．５ｍａｓｓ％以上添加する。しかし、Ｓｉが５．０ｍａｓｓ％を超えると、磁束密度が低下するだけでなく、鋼が脆化し、冷間圧延中に亀裂を生じる等、製造性を大きく低下させる。よって、上限は５．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは１．６〜３．５ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２７】
Ｍｎ：０．２０〜３．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、ＦｅＳによる熱間脆性を防止する効果を有する。また、Ｓｉと同様、鋼の電気抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素でもある。そこで、本発明では、Ｍｎを０．２０ｍａｓｓ％以上含有させる。一方、３．０ｍａｓｓ％を超えると、磁束密度が低下するため、上限は３．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは、０．２５〜１．０ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２８】
Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下
Ｐは、微量の添加で鋼の硬さを高める効果が大きい有用な元素であり、要求される硬さに応じて適宜添加する。しかし、Ｐの過剰な添加は、冷間圧延性の低下をもたらすので、上限は０．２ｍａｓｓ％とする。好ましくは、０．０４０〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２９】
Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ｓは、硫化物となって析出物や介在物を形成し、製造性（熱間圧延性）や製品板の磁気特性を低下させるので、少ないほど好ましい。本発明では、ＭｎやＣａにより、上記Ｓの悪影響を抑制するので、上限は０．００５０ｍａｓｓ％まで許容されるが、磁気特性を重視する場合には０．００２５ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。なお、Ｓは少ないほど好ましいので、下限は特に規定しない。
【００３０】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様、鋼の電気抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素である。しかし、先述したように、スクラップを鋳物銑の原料としてリサイクルする観点から、Ａｌは０．０５ｍａｓｓ％未満であることが望まれており、低いほど好ましい。
さらに、本発明では、集合組織を改善し、磁束密度を高めるため、Ａｌをさらに低減し、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）で０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは、０．００２０ｍａｓｓ％以下である。
【００３１】
Ｎ：０．００４０ｍａｓｓ％以下
Ｎは、前述したＣと同様、磁気特性を劣化させる元素であり、特に、低Ａｌ材では、上記悪影響は顕著となるので、０．００４０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００３０ｍａｓｓ％以下である。なお、下限については、少ないほど好ましいので、特に規定しない。
【００３２】
本発明の無方向性電磁鋼板は、上記必須とする成分に加えてさらに、下記Ａ〜Ｄ群のうちの少なくとも１群の成分を下記の範囲で含有することができる。
Ａ群；Ｃａ：０．０００５〜０．０１００ｍａｓｓ％
Ｃａは、Ｍｎと同様、鋼中のＳを固定して低融点のＦｅＳの生成を防止し、熱間圧延性を改善する効果があるが、本発明では、Ｍｎを増量しているため、Ｃａの添加は必須ではない。しかし、Ｃａは、熱間圧延におけるヘゲの発生を抑止する効果があるので、０．０００５ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．０１００ｍａｓｓ％を超える添加は、Ｃａ硫化物やＣａ酸化物の量が増加して粒成長を阻害し、却って鉄損特性が劣化するため、上限は０．０１００ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくは０．００１０〜０．００５０ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３３】
Ｂ群；Ｓｎ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
ＳｎおよびＳｂは、いずれも、集合組織を改善し、磁気特性を向上する効果を有する。上記効果を得るには、単独または複合して、それぞれ０．０１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、過剰に添加すると、鋼が脆化し、鋼板の製造過程で板破断やヘゲ等の表面欠陥を引き起こすため、上限はそれぞれ０．１ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．０２〜０．０５ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３４】
Ｃ群；Ｍｇ：０．００１〜０．０５ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．００１〜０．０５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
ＭｇおよびＲＥＭは、高温でＭｎＳやＣｕ２Ｓよりも安定な硫化物を生成して粗大化し、微細な硫化物が減少するため、粒成長性が改善されて、磁気特性を向上する効果を有する元素である。上記効果を得るためには、ＭｇおよびＲＥＭのうちの１種以上を、それぞれ０．００１ｍａｓｓ％以上含有するのが好ましい。一方、ＭｇおよびＲＥＭは０．０５ｍａｓｓ％を超えて添加しても、効果が飽和し、経済的に不利となるため、上限はそれぞれ０．０５ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
【００３５】
Ｄ群；Ｃｕ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％およびＣｒ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒは、鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減させるのに有効な元素である。上記効果を得るためには、それぞれ０．０１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、これらの元素は、ＳｉやＡｌと比較して高価であるため、それぞれの添加量は０．５ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
【００３６】
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。
【００３７】
次に、本発明の無方向性電磁鋼板中に存在する介在物について説明する。
本発明の無方向性電磁鋼板が、優れた磁気特性を有するためには、製品板（仕上焼鈍板）中、ひいては、その素材となる熱延板やスラブ中に存在する酸化物系介在物のＣａＯの組成比率（ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））が０．４以上および／またはＡｌ２Ｏ３の組成比率（Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））が０．３以上であることが必要である。上記範囲を外れると、酸化物系介在物が熱間圧延により伸展し、熱延直後の自己焼鈍や、熱延板焼鈍、仕上焼鈍における粒成長性を阻害して、磁気特性を劣化させるからである。好ましくは、ＣａＯの組成比率は０．５以上および／またはＡｌ２Ｏ３の組成比率は０．４以上、より好ましくは、ＣａＯの組成比率は０．６以上、または、Ａｌ２Ｏ３の組成比率は０．５以上である。なお、鋼板中に存在する酸化物系介在物のＣａＯの組成比率およびＡｌ２Ｏ３の組成比率は、鋼板の圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）に存在する酸化物系介在物をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で２００個以上観察し、それらの成分組成を分析したときの平均値から算出した値である。
【００３８】
次に、本発明の無方向性電磁鋼板中に存在する介在物の成分組成を、上記範囲に制御する方法について説明する。
介在物の成分組成を、上記範囲に制御するためには、二次精錬工程における脱酸剤としてのＳｉ，Ａｌの添加量や、Ｃａの添加量、脱酸時間等を適正化し、スラブ中の酸化物系介在物を上記の適正範囲に制御することが必要である。
具体的には、Ａｌ２Ｏ３の組成比率を高めるためには、脱酸剤としてのＡｌの添加量を増加するのが有効である。ただし、Ａｌの添加量を増加すると、ｓｏｌ．Ａｌも増加するので、ｓｏｌ．Ａｌが０．００５０ｍａｓｓ％以下となる範囲で、Ａｌの添加量を増加する必要がある。一方、ＣａＯの組成比率を高めるためには、ＣａＳｉ等のＣａ源を添加することの他に、脱酸剤としてのＳｉの添加量を少なくし、ＳｉＯ２を減少させることが有効である。
上記の方法で、鋼中に存在する酸化物系介在物の組成比率を上記範囲に制御することができる。なお、Ａｌは窒化物形成元素であり、Ｃａは硫化物形成元素であるため、脱酸剤として添加するＡｌやＣａ源の量は、ＮやＳの含有量に応じて、適宜調整することが重要である。
【００３９】
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は、熱延板焼鈍を省略して製造する場合には、熱間圧延後のコイルの巻取温度を規制する必要があるが、熱延板焼鈍を施して製造する場合には、通常の無方向性電磁鋼板に適用されている製造設備および製造工程で製造することができる。  すなわち、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、まず、転炉あるいは電気炉などで溶製した鋼を脱ガス処理設備等で二次精錬し、所定の成分組成に調製した後、連続鋳造法または造塊−分塊圧延法により鋼素材（スラブ）とする。
ここで、本発明の製造方法において重要なことは、前述したように、鋼中に存在する酸化物系介在物の成分組成を適正範囲に制御する、すなわち、ＣａＯの組成比率（ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））を０．４以上、および／または、Ａｌ２Ｏ３の組成比率（Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））を０．３以上に制御する必要があることである。その方法については、上述したとおりである。
【００４０】
次いで、上記のようにして製造したスラブは、その後、熱間圧延を行うが、スラブを再加熱する温度（ＳＲＴ）は１０００〜１２００℃の範囲とするのが好ましい。ＳＲＴが１２００℃を超えると、エネルギーロスが大きくなり不経済となるだけでなく、スラブの高温強度が低下し、スラブ垂れなどの製造上のトラブルが生じるおそれがある。一方、１０００℃を下回ると、熱間変形抵抗が増大し、熱間圧延することが困難となるためである。
続く熱間圧延の条件は、通常の条件で行えばよい。熱間圧延した鋼板の板厚は、生産性を確保する観点から、１．５〜２．８ｍｍの範囲とするのが好ましい。１．５ｍｍ未満では、熱間圧延での圧延トラブルが増加し、一方、２．８ｍｍ超えでは冷延圧下率が高くなり過ぎて、集合組織が劣化するからである。より好ましい熱延板厚は１．７〜２．４ｍｍの範囲である。
【００４１】
熱間圧延後の熱延板焼鈍は、施しても、省略してもよいが、製造コストを低減する観点からは、省略した方が有利である。
ここで、熱延板焼鈍を省略する場合には、熱間圧延後のコイルの巻取温度を６５０℃以上とすることが必要である。熱延板コイルの自己焼鈍が不十分で、冷間圧延前の鋼板が十分に再結晶していないと、リジングが発生したり、磁束密度が低下したりするためである。好ましくは、６７０℃以上である。
一方、熱延板焼鈍を行う場合には、熱延板焼鈍の均熱温度を９００〜１１５０℃の範囲とするのが好ましい。均熱温度が９００℃未満では、圧延組織が残存し、磁気特性の改善効果が十分に得られない。一方、１１５０℃を超えると、結晶粒が粗大化し、冷間圧延で割れが発生し易くなる他、経済的にも不利となるからである。
なお、熱延板焼鈍を行う場合でも、コイル巻取温度を６５０℃以上としてもよいことは勿論である。
【００４２】
次に、上記熱間圧延後あるいは熱延板焼鈍後の鋼板は、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とする。この際、磁束密度を高めるためには、板温を２００℃程度の温度に上昇して圧延するいわゆる温間圧延を採用するのが好ましい。また、冷延板の厚さ（最終板厚）については特に規定しないが、０．１０〜０．６０ｍｍの範囲とするのが好ましい。０．１０ｍｍ未満では、生産性が低下し、０．６０ｍｍ超えでは鉄損低減効果が小さいからである。鉄損低減効果を高めるためには、０．１０〜０．３５ｍｍの範囲がより好ましい。
【００４３】
上記の冷間圧延した鋼板（冷延板）は、その後、連続焼鈍で仕上焼鈍を施す。この仕上焼鈍の均熱温度は７００〜１１５０℃の範囲とするのが好ましい。均熱温度が７００℃未満では、再結晶が十分に進行せず、良好な磁気特性が得られない他、連続焼鈍による形状矯正効果も得られない。一方、１１５０℃を超えると、エネルギーロスが大きくなり、不経済となる。
【００４４】
次いで、上記仕上焼鈍した後の鋼板は、鉄損をより低減するため、鋼板表面に絶縁被膜を塗布、焼付けることが好ましい。なお、上記絶縁被膜は、良好な打抜き性を確保したい場合には、樹脂を含有した有機コーティングとするのが好ましい。また、溶接性を重視する場合には、半有機や無機コーティングとするのが好ましい。
【実施例１】
【００４５】
表１に示した成分組成が異なるＡ〜Ｑの鋼を溶製し、連続鋳造法でスラブとした。なお、上記鋼の溶製に際しては、脱酸剤として主にＳｉとＡｌを用い、また、Ｃａ源としてＣａＳｉを添加した。これらの脱酸剤やＣａＳｉの添加量は、溶鋼中のＮやＯ，Ｓの含有量に応じて調整した。
次いで、上記スラブを１０５０〜１１３０℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．３ｍｍの熱延板とした。この際、コイル巻取温度はすべて６８０℃とした。
次いで、上記熱延板を酸洗した後、冷間圧延して最終板厚０．５０ｍｍの冷延板とし、均熱温度１０００℃で仕上焼鈍した後、絶縁被膜を被成し、無方向性電磁鋼板（製品板）とした。なお、上記表１に示した鋼Ｊは熱間圧延中に割れが生じ、鋼ＥおよびＱは冷間圧延中に割れが生じたため、その後の工程は中止した。
【００４６】
【表１】
0006020863.tif 000002
【００４７】
次いで、上記のようにして得た製品板の圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、２００個以上の酸化物系介在物についての成分組成を分析し、平均値を求めて、ＣａＯの組成比率およびＡｌ２Ｏ３の組成比率を算出した。
また、上記製品板の圧延方向（Ｌ）および圧延直角方向（Ｃ）からエプスタイン試験片を切り出して、磁束密度Ｂ５０（磁化力５０００Ａ／ｍにおける磁束密度）および鉄損Ｗ１５／５０（磁束密度１．５Ｔ、周波数５０Ｈｚで励磁したときの鉄損）をＪＩＳ  Ｃ２５５２に準拠して測定した。
【００４８】
上記測定の結果を表１に併記した。この結果から、本発明に適合する条件の鋼板は、熱間圧延や冷間圧延でのトラブルを起こすことなく製造することができ、しかも、鉄損Ｗ１５／５０が３．２８Ｗ／ｋｇ以下と低鉄損であり、かつ磁束密度Ｂ５０が１．７２２Ｔ以上と高磁束密度であり、優れた磁気特性を有していることがわかる。逆にいえば、本発明に適合しない条件である鋼板の磁気特性は、鉄損Ｗ１５／５０、および／または磁束密度Ｂ５０が劣位であることがわかる。なお、鋼Ｃは、鋼溶製時における脱酸剤としてのＡｌ添加量が少なく、かつ、ＣａＳｉも添加しなかったため、介在物の組成比率が本発明の範囲外となってしまった例である。
【実施例２】
【００４９】
表２に示す成分組成が異なるＲ〜Ｖの鋼を、実施例１と同様にして溶製し、連続鋳造法でスラブとした。次いで、上記スラブを１０５０〜１１１０℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．３ｍｍの熱延板とした後、酸洗し、冷間圧延して最終板厚０．５０ｍｍの冷延板とし、その後、均熱温度１０００℃で仕上焼鈍し、絶縁被膜を被成し、無方向性電磁鋼板（製品板）とした。この際、上記熱間圧延後のコイル巻取温度を表２中に示したように、６００〜７２０℃の範囲で４段階に変化させた。ここで、鋼Ｖでは熱延板とした後に、連続焼鈍で均熱温度１０００℃の熱延板焼鈍を施した後、酸洗を実施した。
次いで、上記のようにして得た製品板について、実施例１と同様にして、ＣａＯの組成比率およびＡｌ２Ｏ３の組成比率を算出するとともに、磁束密度Ｂ５０および鉄損Ｗ１０／１５を測定した。
【００５０】
【表２】
0006020863.tif 000003
【００５１】
上記測定の結果を表２中に併記した。この結果から、本発明に適合する条件の鋼板は、鉄損Ｗ１５／５０が３．０５Ｗ／ｋｇ以下、磁束密度Ｂ５０が１．７２６Ｔ以上と優れた磁気特性を有していることがわかる。
【実施例３】
【００５２】
表３に示した成分組成が異なるＷ〜ＡＧの鋼を、実施例１と同様にして溶製し、連続鋳造法でスラブとした。次いで、上記スラブを１０９０〜１２２０℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．１ｍｍの熱延板とした後、酸洗し、冷間圧延して最終板厚０．５０ｍｍの冷延板とし、その後、均熱温度１０１０℃で仕上焼鈍し、絶縁被膜を被成し、無方向性電磁鋼板（製品板）とした。この際、上記熱間圧延後のコイル巻取温度はすべて６７０℃とした。
次いで、上記のようにして得た製品板について、実施例１と同様にして、ＣａＯの組成比率およびＡｌ２Ｏ３の組成比率を算出するとともに、磁束密度Ｂ５０および鉄損Ｗ１０／１５を測定した。
【００５３】
【表３】
0006020863.tif 000004
【００５４】
上記測定の結果を表３中に併記した。この結果から、本発明に適合する成分組成を有する鋼板は、鉄損Ｗ１５／５０が３．１３Ｗ／ｋｇ以下、磁束密度Ｂ５０が１．７２５Ｔ以上で、優れた磁気特性を有していることがわかる。
【図１】
0006020863.tif 000005