(57)【要約】  本発明は、電気機器の鉄心材料として広く用いられている無方向性電気鋼板およびその製造方法に関する。この無方向性電気鋼板は、Ｃ：０．００４重量％以下、Ｓｉ：１．０重量％〜３．５重量％、Ｐ：０．０２重量％以下、Ｓ：０．００１重量％以下、Ａｌ：０．２重量％〜２．５重量％、Ｎ：０．００３重量％以下、およびＴｉ：０．００４重量％以下とともに、含量が下記式（１）で与えられるＭｎを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる：０．１０＋１００×Ｓ（重量％）≦Ｍｎ（重量％）≦０．２１＋２００×Ｓ（重量％）  ・・・式（１）。本発明によれば、Ｓが微細な析出物を発生させて最終的な磁気的特性を大きく向上させるうえ、微細な析出物の形成を抑制するために適正なＭｎ量を算定することができ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｕを添加して析出物ＣｕＳ、ＭｎＳを形成させて微細な析出物ＣｕＳの形成を抑制させ、熱延板の焼鈍温度および磁気的特性を決定する集合組織を制御して、低廉且つ最適の無方向性電気鋼板を製造することができる。【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００４重量％以下、Ｓｉ：１．０重量％〜３．５重量％、Ｐ：０．０２重量％以下、Ｓ：０．００１重量％以下、Ａｌ：０．２重量％〜２．５重量％、Ｎ：０．００３重量％以下、およびＴｉ：０．００４重量％以下とともに、含量が下記式（１）で与えられるＭｎを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる磁性に優れた無方向性電気鋼板。
０．１０＋１００×Ｓ（重量％）≦Ｍｎ（重量％）≦０．２１＋２００×Ｓ（重量％）  ・・・式（１）
【請求項２】
前記製品鋼板の厚さの中央における集合組織強度が下記式（２）で与えられる請求項１に記載の磁性に優れた無方向性電気鋼板。
Ｐ２００＞Ｐ２１１  ・・・式（２）
（式中、Ｐ２００は（２００）面に与えられる集合組織強度であり、Ｐ２１１は（２１１）面に与えられる集合組織強度である。）
【請求項３】
前記電気鋼板は、Ｓｂ：０．００５重量％〜０．０７重量％、Ｎｉ：０．００５重量％〜０．５０重量％、およびＣｕ：０．００５重量％〜０．２０重量％をさらに含んでなる請求項１または２に記載の磁性に優れた無方向性電気鋼板。
【請求項４】
請求項１に記載の成分からなる鋼スラブを熱間圧延し、前記熱間圧延された鋼板をＳの含量に応じて与えられる下記式（３）の温度範囲で熱延板焼鈍し、前記熱延板焼鈍された鋼板を冷間圧延した後、冷延板焼鈍を行う磁性に優れた無方向性電気鋼板の製造方法。
７７１＋１６５０００×Ｓ（重量％）≦熱延板焼鈍温度（℃）≦８５１＋１９５０００×Ｓ（重量％）  ・・・式（３）
【請求項５】
前記方法によって製造された製品鋼板の厚さの中央における集合組織強度が、下記式（２）で与えられる請求項４に記載の磁性に優れた無方向性電気鋼板の製造方法。
Ｐ２００＞Ｐ２１１  ・・・式（２）
（式中、Ｐ２００は（２００）面に与えられる集合組織強度であり、Ｐ２１１は（２１１）面に与えられる集合組織強度である。）
【請求項６】
前記熱間圧延段階では鋼スラブを１２００℃以下で再加熱し、６８０℃以下で巻き取り、
前記冷間圧延段階では冷間圧延圧下率を７０％〜８８％とし、
前記冷間板焼鈍段階では８００℃〜１０７０℃の範囲で連続して焼鈍する請求項４または５に記載の磁性に優れた無方向性電気鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記鋼スラブは、Ｓｂ：０．００５重量％〜０．０７重量％、Ｎｉ：０．００５重量％〜０．５０重量％、およびＣｕ：０．００５重量％〜０．２０重量％をさらに含んでなる請求項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気鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電気機器、例えばモーター、変圧器などの鉄心材料として広く用いられている無方向性電気鋼板およびその製造方法に係り、より詳しくは、鉄損を低減し且つ磁束密度を向上させた、磁性に優れた無方向性電気鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、無方向性電気鋼板は、電気機器において電気的エネルギーを機械的エネルギーに変えることに必要な重要部品であって、省エネルギーのためには、その磁気的特性、すなわち鉄損を低減し且つ磁束密度を高めることが必要である。特に磁束密度が高い場合、電気機器の銅損を減らすことができて、電気機器の小型化を可能にする。
【０００３】
このような無方向性電気鋼板は、例えばモーターや発電機などの回転機器、および例えば小型変圧器などの静止機器の鉄心用材料として用いられており、このような電気製品における最も重要な部品である。鉄心は、電気を加えて磁場をかけるときに磁場の大きさを大きくするため使用する。この際、無方向性電気鋼板の磁気的特性が優れると、モーターの効率が高く、電気消耗も少ない。
【０００４】
最近、電気自動車を駆動するモーター用電気鋼板に関心が集中しているが、これはモーター用に使われる最も重要な材料が無方向性電気鋼板であるためである。
【０００５】
無方向性電気鋼板の磁気的特性は鉄損と磁束密度に大別されるが、鉄損は磁場をかけるときに発生する損失であり、磁束密度はそのときの仕事の量、すなわち、モーターの場合には回転させる力である。よって、鉄損はできる限り低いことが好ましく、磁束密度は高いことが要求される。
【０００６】
この際、鉄損は、厚さを低減し或いは合金元素を多く添加すれば低くなる可能性もあるが、鉄損と磁束密度を共に向上させることは難しい課題になる。
【０００７】
鉄損が低く且つ磁束密度が高い素材を製造するためには、不純物の少ない清浄鋼で製造し、或いはさらに元素を添加して磁性を向上させることが可能な鋼で製造するが、前者の場合は製造工程における追加工程に対するコストが増加し、後者の場合はさらに添加する元素に対するコストが増加するという欠点がある。
【０００８】
このような無方向性電気鋼板において磁気的特性に影響を及ぼす因子としては、成分の場合には添加成分および不純物成分があり、材料物性の場合には結晶粒のサイズと集合組織がある。
【０００９】
この際、結晶粒が大きくなると鉄損が低くなるが、そのとき、磁化に容易な集合組織が発達されなければ磁気的特性が悪くなるため、集合組織がより重要なものと判断される。集合組織において、圧延面に対して平行な方向に磁化し易い結晶方位を多く含有した（２００）面が好ましく、（１１１）面または（２１１）面は少ないことが好ましい。
【００１０】
このような無方向性電気鋼板に対する従来の技術としては、例えば日本国公開特許第１９９６−２８３８０３号公報があり、ここではＭｎ含量を０．１％以下に制限しており、微細な析出物であるＭｎＳの発生を粗大化することが難しい。
【００１１】
また、日本国公開特許第１９９６−２８３８５３号公報では、不純物元素量をできる限り抑制しているが、その種類が多くて管理が困難であり、不純物元素が製造工程の条件とどのような関係にあるかが不明である。
【００１２】
また、日本国公開特許第平成１１−２２２６５３号公報では、不純物元素としてのＳなどの量が低ければ低いほど磁性に望ましいものと説明しており、Ｓ量と工程条件との関連性は無いものと開示している。
【００１３】
また、米国特許第６，１３９，６５０号明細書では、Ｓ量を０．００１％以下に低くし、さらにＳｎ、Ｓｂなどの元素を添加する方法を使用しているが、不純物元素も低くし、追加元素まで添加しており、他の成分および製造条件との関連性は示されていない。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
本発明は、上述したような従来の技術の諸般問題点に鑑みてこれを解決するために創案されたもので、その目的は、不純物元素を制御するが、磁気的特性を効率よく向上させながら、製造条件も考慮に入れて影響の大きい不純物元素を除去することにより、不純物元素と製造条件の両方ともを経済的に満足させることができる、磁性に優れた無方向性電気鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
上記目的を達成するために、本発明は、Ｃ：０．００４重量％以下、Ｓｉ：１．０重量％〜３．５重量％、Ｐ：０．０２重量％以下、Ｓ：０．００１重量％以下、Ａｌ：０．２重量％〜２．５重量％、Ｎ：０．００３重量％以下、およびＴｉ：０．００４重量％以下とともに、含量が式（１）で与えられるＭｎを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、或いは前記成分組成にＳｂ：０．００５重量％〜０．０７重量％、Ｎｉ：０．００５重量％〜０．５０重量％、およびＣｕ：０．００５重量％〜０．２重量％をさらに含んでなる、磁性に優れた無方向性電気鋼板を提供することにその技術的特徴がある。
【００１６】
０．１０＋１００×Ｓ（重量％）≦Ｍｎ（重量％）≦０．２１＋２００×Ｓ（重量％）  ・・・式（１）
また、上記目的を達成するために、本発明は、前記成分組成からなり、製品鋼板の厚さの中央における集合組織強度（ｔｅｘｔｕｒｅ  ｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔ）が下記式（２）で与えられることにもその技術的特徴がある。
【００１７】
Ｐ２００＞Ｐ２１１  ・・・式（２）
また、上記目的を達成するために、本発明は、前記成分組成からなる鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍の際にＳ含量に応じて与えられる下記式（３）の温度で連続焼鈍した後、冷間圧延し、冷延板焼鈍する製造工程にもその技術的特徴がある。
【００１８】
７７１＋１６５０００×Ｓ（重量％）≦熱延板焼鈍温度（℃）≦８５１＋１９５０００×Ｓ（重量％）  ・・・式（３）
また、上記目的を達成するために、本発明は、前記製造工程によって製造された鋼板の厚さの中央における集合組織が前記式（２）で与えられることにもその技術的特徴がある。
【００１９】
この際、前記鋼スラブの熱間圧延の際に鋼スラブ再加熱温度は１２００℃以下とし、前記鋼スラブの熱間圧延の際に巻取温度は６８０℃以下とし、前記冷間圧延の際に冷間圧延圧下率は７０％〜８８％とし、前記冷延板焼鈍の際に焼鈍温度は８００℃〜１０７０℃とすることにもその技術的特徴がある。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、Ｓが微細な析出物を発生させて最終的な磁気的特性を大幅に向上させるうえ、微細な析出物の形成を抑制するために適正なＭｎ量を算定することができ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｕを添加して析出物ＣｕＳ、ＭｎＳを形成させて微細な析出物ＣｕＳの形成を抑制し、熱延板の焼鈍温度および磁気的特性を決定する集合組織を制御して、低廉且つ最適な無方向性電気鋼板を製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
以下、本発明に係る好適な実施例によって本発明をより詳細に説明する。
【００２２】
Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎを含有する無方向性電気鋼板において、Ｓは硫化物を形成する不純物元素として知られている。本発明では、不純物元素を制御するが、磁気的特性を効果的に向上させるための方法を提案する。
【００２３】
本発明において、Ｍｎは、Ｓが微細な析出物ＣｕＳおよびＭｎＳを形成することを抑制するために添加される。
【００２４】
但し、Ｍｎは、微細に析出するＭｎＳおよびＣｕＳを抑制するためにＳ量に応じて適切に添加する元素である。
【００２５】
下記式（１）のようにＳ量に応じてＭｎ量が決定され、無駄なＭｎ量は最大限抑制されることが好ましい。
【００２６】
すなわち、Ｓの含量によってＭｎ量が決定される。
【００２７】
下記式（１）によれば、Ｍｎ量が所定量より多いとＭｎは不純物になる。
【００２８】
０．１０＋１００×Ｓ（重量％）≦Ｍｎ（重量％）≦０．２１＋２００×Ｓ（重量％）  ・・・式（１）
また、本発明は、Ｓの含量に応じてＭｎ量が与えられ、鋼板製品の集合組織が下記式（２）で表される、磁性に優れた無方向性電気鋼板を提供する。
【００２９】
この際、電流を少しだけ流しても容易に磁化してしまう集合組織が、<１００>方向を多く含む（２００）面であり、（２００）面に与えられる集合組織強度がＨｏｒｔａ式によればＰ２００である。
【００３０】
また、結晶組織に多量に含有され且つ最も磁化し難い面が（２１１）面であり、（２１１）面に与えられる集合組織強度がＨｏｒｔａ式によればＰ２１１である。
【００３１】
本発明では、発明の成分と製造条件によって得られる鋼における集合組織強度が下記式（２）で表されることを特徴とする。
【００３２】
Ｐ２００＞Ｐ２１１    ・・・式（２）
また、上記目的を達成するために、本発明は、Ｃ：０．００４重量％以下、Ｓｉ：１．０重量％〜３．５重量％、Ｐ：０．０２重量％以下、Ｓ：０．００１重量％以下、Ａｌ：０．２重量％〜２．５重量％、Ｎ：０．００３重量％以下、およびＴｉ：０．００４重量％以下とともに、含量が上記式（１）で与えられるＭｎを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍の際にＳの量に応じて与えられる下記式（３）の温度で連続焼鈍および冷間圧延し、冷延板焼鈍する、磁性に優れた無方向性電気鋼板を提供する。
【００３３】
この際、ＳはＭｎＳに析出して結晶粒が微細になる原因になる。したがって、析出物の周辺から発生する磁性を低下させる（２１１）面などの集合組織が発生しやすくなるため、Ｓ量はできる限り低くするべきである。一方で、Ｓの量に応じて後工程における熱延板焼鈍温度を変化させなければならない。
【００３４】
Ｓ量による熱延板の焼鈍温度は、下記式（３）で与えられる。
【００３５】
７７１＋１６５０００×Ｓ（重量％）≦熱延板焼鈍温度（℃）≦８５１＋１９５０００×Ｓ（重量％）  ・・・式（３）
また、上記目的を達成するために、本発明は、Ｃ：０．００４重量％以下、Ｓｉ：１．０重量％〜３．５重量％、Ｐ：０．０２重量％以下、Ｓ：０．００１重量％以下、Ａｌ：０．２重量％〜２．５重量％、Ｎ：０．００３重量％以下、およびＴｉ：０．００４重量％以下とともに、含量が上記式（１）で与えられるＭｎを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延の際に鋼スラブの再加熱温度を２００℃以下とし、巻取温度を６８０℃以下として熱間圧延し、熱延板焼鈍の際に上記式（３）で与えられる温度で焼鈍し、冷間圧延の際に圧延圧下率を７０％〜８５％として冷間圧延し、８００℃〜１０７０℃で冷延板を連続焼鈍し、集合組織強度が上記式（２）で表される、磁性に優れた無方向性電気鋼板の製造方法を提供する。
【００３６】
以下、本発明に係る成分組成比に関する数値限定の事由を説明する。
【００３７】
［Ｃ：０．００４重量％以下］
Ｃは、最終製品で磁気時効現象を起こして使用中に磁気的特性を低下させるので０．００４重量％以下で含有する。また、Ｃの含量が低ければ低いほど磁気的特性に望ましいので、最終製品ではＣの含量を０．００３重量％以下に制限することが好ましい。
【００３８】
［Ｓｉ：１．０重量％〜３．５重量％］
Ｓｉは、比抵抗を増加させて渦損失を低減する成分であって、１．０重量％未満で添加すると、磁性に有利な集合組織の発達が困難であり、３．５重量％超過で添加すると、冷間圧延性が低下して板破断が生ずることがある。よって、Ｓｉの含量は１．０重量％〜３．５重量％に制限することが好ましい。
【００３９】
［Ｐ：０．０２重量％以下］
Ｐは、比抵抗を増加させて磁性を向上させるので添加することもあるが、本発明では、Ｐは結晶粒界に偏析して結晶粒の成長を抑制する不純物として作用する。
【００４０】
また、過量添加すると、冷間圧延性が悪くなるので、Ｐの含量は０．０２重量％以下に制限することが好ましい。
【００４１】
［Ｓ：０．００１重量％以下］
Ｓは、微細な析出物であるＭｎＳを形成して磁気的特性を劣化させるので、できる限り低くすることが有利であり、０．００１重量％超過で含有すると、微細なＣｕＳの析出を抑制するためにＭｎ添加量を増加させなければならない。また、Ｓの含量が過度に増加すると磁気的特性が劣化するので、Ｓの含量を０．００１重量％以下に制限することが好ましい。
【００４２】
［Ｍｎ：Ｓの含量によって与えられる式（１）、すなわち０．１０＋１００×Ｓ（重量％）と０．２１＋２００×Ｓ（重量％）との間の値］
ＭｎはＳと結合し、結晶粒の成長を抑制する微細な析出物であるＭｎＳを形成するから、ＭｎＳをより粗大な析出物に形成するためにＭｎを添加し、Ｓがより微細な析出物であるＣｕＳの形で結合することを防ぐことができる。また、Ｍｎが多くても、本発明では磁性を向上させないので、Ｍｎを０．４重量％以下で添加する。
【００４３】
より好ましくは、式（１）で与えられるＳ量によって与えられるＭｎ量を添加することが最も好ましい。
【００４４】
［Ａｌ：０．２重量％〜２．５重量％］
Ａｌは、比抵抗を増加させて渦損失を低減するのに有効な成分であって、０．２重量％未満で添加すると、結晶粒の成長を抑制する析出物ＡｌＮが発生し、２．５重量％超過で添加すると、添加量に比べて磁性向上の度合いが低下するので、２．５重量％に制限することが好ましい。よって、Ａｌは０．２重量％〜２．５重量％で添加する。
【００４５】
［Ｎ：０．００３重量％以下］
Ｎは、微細で長いＡｌＮ析出物を形成して結晶粒の成長を抑制するので少なく含有させる。本発明ではＮの含量を０．００３重量％以下に制限することが好ましい。
【００４６】
［Ｔｉ：０．００５重量％以下］
Ｔｉは、微細なＴｉＮ、ＴｉＣの析出物を形成して結晶粒の成長を抑制するので、本発明では０．００５重量％以下にする。
【００４７】
これより多く添加すると、より多くの微細な析出物が発生して集合組織を悪くして磁性を悪くする。
【００４８】
［Ｓｂ：０．００５重量％〜０．０７重量％］
Ｓｂは、結晶粒界偏析現象の原因になり、熱延板または焼鈍後鋼板の結晶粒界および表面に偏析するという特徴がある。本発明では、結晶粒界にＳが侵入することを抑制し、結晶粒の成長が過度になされることを抑制し、集合組織の（２００）を発達させるためにＳｂを添加するが、Ｓｂは、０．００５重量％未満で添加すると、添加の効果が少なく、０．０７重量％超過で添加すると、添加してもその効果が低下するので、本発明では０．００５重量％〜０．０７重量％で添加する。
【００４９】
［Ｎｉ：０．００５重量％〜０．５０重量％］
Ｎｉは、集合組織を改善し、ＳｂおよびＣｕと共に添加してＳが微細なＣｕＳの形で析出することを抑制し、酸化または腐食にも耐えるため、添加する。Ｎｉは、０．００５重量％未満で添加すると、添加の効果が少なく、０．５０重量％超過で添加すると、添加してもその効果が低下するので、本発明では０．００５重量％〜０．５０重量％で添加する。
【００５０】
［Ｃｕ：０．００５重量％〜０．２０重量％］
Ｃｕは、集合組織を改善し、微細なＣｕＳの析出を抑制し、粗大なＣｕＳ、ＭｎＳの析出を促進し、酸化または腐食にも耐えるため、添加する。Ｃｕは、０．００５重量％未満で添加すると、添加の効果が少なく、０．２０重量％超過で添加すると、添加してもその効果が低下するので、本発明では０．００５重量％〜０．２０重量％で添加する。
【００５１】
前述した組成以外に、残部はＦｅおよび不可避的不純物を含有する。
【００５２】
前述したような組成を有する鋼スラブを通常の条件、すなわち１２００℃以下で再加熱した後、熱間圧延する。
【００５３】
熱間圧延する方法は、粗圧延した後、仕上げ圧延を行う方式を採用し、ＳｉおよびＡｌ含量が低い鋼は、オーステナイト相で圧延した後、フェライト相で圧延できる。仕上げ圧延の最終圧延は、フェライト相で終了し、板形状の矯正のために４０％の最終圧下率で行う。
【００５４】
このように製造された熱延板は、６８０℃以下で巻き取り、空気中で冷却する。
【００５５】
熱延板焼鈍を行わない場合には、熱延板焼鈍を代替するために８００℃以下で巻き取ることができる。
【００５６】
これは、８００℃以上で巻き取ると多く酸化するおそれがあって、酸洗性が悪くなるおそれがあるためである。
【００５７】
このように巻き取られた熱延板は、焼鈍および酸洗を行った後、冷間圧延する。熱延板は、上記式（３）のようにＳ量に応じて与えられる熱延板焼鈍温度で焼鈍する。
【００５８】
すなわち、７７１＋１６５０００×Ｓ（重量％）と８５１＋１９５０００×Ｓ（重量％）の間の温度で熱延板を焼鈍する。
【００５９】
結晶粒のサイズが不純物の影響によって決定されるため、ＡｌＮはＡｌ添加量によって調整し、本発明は特にＳを基準として熱延板焼鈍温度を限定することにより、７７１＋１６５０００×Ｓ（重量％）より低い温度で熱延板を焼鈍すると、結晶粒の成長が足りなく、８５１＋１９５０００×Ｓ（重量％）より高い温度で熱延板を焼鈍すると、集合組織が悪くなる。
【００６０】
熱延板の焼鈍時間は１０秒以上１０時間以内とする。
【００６１】
これは、焼鈍時間があまり短ければ、結晶粒の成長がなく、焼鈍時間があまり長ければ、集合組織が劣化するためである。
【００６２】
熱延板は焼鈍し、酸洗した後、冷間圧延する。
【００６３】
冷間圧延は０．１５ｍｍ〜０．７０ｍｍの厚さに最終圧延する。
【００６４】
この際、圧下率を７０％〜８８％の範囲とするのが、最終製品の結晶粒を大きく形成することに好ましい。
【００６５】
冷間圧延された鋼板は８００℃〜１０７０℃で焼鈍する。この際、この焼鈍温度が８００℃未満であれば、結晶粒の成長が足りなく、この焼鈍温度が１０７０℃超過であれば、表面温度があまり高くて板の表面に表面欠陥が発生するおそれがあるうえ、結晶粒があまり大きくなって磁気的特性も悪くなるので、この冷延板焼鈍温度は８００℃〜１０７０℃に制限することが好ましい。
【００６６】
上述の焼鈍板は、絶縁皮膜処理の後、需要者に出荷される。
【００６７】
上述の絶縁皮膜は、有機質、無機質または有機−無機複合皮膜で処理することができ、その他、絶縁可能な皮膜剤で処理することも可能である。
【００６８】
その後、需要者は、鋼板を加工した後、そのまま使用することができる。
【００６９】
以下、実施例によって本発明をより詳細に説明する。
【実施例１】
【００７０】
表１のように組成される鋼スラブを１１００℃で再加熱し、冷間圧延の際に仕上げ圧延を８６０℃で行った。
【００７１】
この際、仕上げ圧延時の最後のスタンドにおける圧下率は１８％であった。鋼スラブを１．８ｍｍの厚さに圧延した後、６５０℃で巻き取った。
【００７２】
空気中で巻取り冷却した熱延鋼板を、表２に示すように、焼鈍し、酸洗した後、０．３５ｍｍの厚さに冷間圧延した。次いで、冷延板を１０５０℃の焼鈍温度で１分間水素３５％、窒素６５％の雰囲気にて焼鈍した。
【００７３】
この焼鈍板を切断した後、磁気的特性およびＨｏｒｔａ式の集合組織強度を比較した。その結果を表２に示す。
【表１】
2009518546.tif 000002
【表２】
2009518546.tif 000003
【００７４】
表２に示すように、本発明の成分範囲を満足する発明鋼（Ａ〜Ｄ）を用いて本発明の製造条件で製造した発明材（１〜７）は、発明の範囲の成分であっても製造条件が異なると、比較材（１〜２）に比べて鉄損が低く、磁束密度が高いことが分かる。
【００７５】
また、成分の異なる比較鋼（Ａ〜Ｅ）は発明の製造範囲で製造しても磁性が悪いものと調査された。
【００７６】
それだけでなく、比較鋼Ａ、ＢおよびＤは、Ｍｎ含量が発明の上限値を超過し、比較鋼ＣおよびＥは発明の上限値を超過しなかった。
【実施例２】
【００７７】
Ｃ：０．００２１重量％、Ｓｉ：２．５２重量％、Ｐ：０．０１１重量％、Ｓ：０．０００５重量％、Ａｌ：０．５５重量％、Ｎ：０．００１２重量％、およびＴｉ：０．００１１重量％とともに、適正含量が０．１５重量％〜０．３１重量％であるＭｎ０．２１重量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを１１５０℃で再加熱した後、熱間圧延した。熱間圧延の際に、仕上げ圧延の最終圧延時の圧延温度は８８０℃とし、圧下率は１７％とした。これにより、厚さ２．２ｍｍの熱延鋼板を製造した。
【００７８】
この熱延鋼板を６００℃で巻き取った後、空冷した。次いで、熱延板を９２０℃で５分間連続焼鈍し、酸洗し、０．５ｍｍの厚さに冷間圧延した。
【００７９】
この際、熱延板焼鈍の適正温度範囲は８５４℃〜９７９℃であり、冷延板焼鈍は１０００℃で窒素７０％、水素３０％の雰囲気にて１分間行った。
【００８０】
この焼鈍の後、連続して有機−無機複合の絶縁皮膜を被せた後、切断し、磁気的特性および結晶粒サイズを調査した。
【００８１】
この鋼板の磁気的特性のうち、鉄損（Ｗ１５／５０）は２．５２Ｗ／ｋｇであり、磁束密度（Ｂ５０）は１．７１Ｔｅｓｌａであり、製品鋼板の厚さの中央における集合組織強度Ｐ２００は１．９８、Ｐ２１１は１．０３であり、（Ｐ２００−Ｐ２１１）は０．９５であった。よって、Ｐ２００がＰ２１１より大きかった。
【実施例３】
【００８２】
Ｃ：０．００２３重量％、Ｓｉ：３．１２重量％、Ｐ：０．００４重量％、Ｓ：０．０００３重量％、Ａｌ：１．４７重量％、およびＮ：０．００１１重量％とともに、適正含量が０．１３重量％〜０．２７重量％であるＭｎ０．２３重量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避な不純物からなる鋼スラブを１２２０℃で再加熱した後、熱間圧延した。
【００８３】
熱間圧延の際に、仕上げ圧延の終了温度を８８０℃とし、厚さ１．８ｍｍの熱延鋼板を製造した。
【００８４】
この鋼板を６２０℃で巻き取った後、空冷し、しかる後、熱延板を８９０℃で５分間焼鈍した。
【００８５】
この際、適正の熱延板焼鈍温度は８２１℃〜９４０℃であり、焼鈍された熱板は酸洗し、０．３５ｍｍの厚さに冷間圧延し、冷延板を８５０℃で９０秒間焼鈍した。
【００８６】
この焼鈍板は、有機−無機複合の絶縁皮膜を被せた後、乾燥し、しかる後、切断して磁気的特性と集合組織を調査した。
【００８７】
前述した鋼板の磁気的特性のうち、鉄損（Ｗ１５／５０）は１．９５Ｗ／ｋｇであり、磁束密度（Ｂ５０）は１．６６Ｔｅｓｌａであり、製品鋼板の厚さの中央における集合組織強度Ｐ２００とＰ２１１はそれぞれ２．０２および１．４５であった。
【実施例４】
【００８８】
表３のように組成され、Ｍｎを表４のＭｎ含量で添加した鋼スラブを１１３０℃で再加熱し、熱間圧延の際に仕上げ圧延を９００℃で行った。熱間圧延の際に、鋼板は２．１ｍｍの厚さとし、６００℃で巻き取った。空気中で巻取り冷却した熱延鋼板を、表４の温度範囲を基準として表３のように焼鈍し、酸洗した後、０．３５ｍｍの厚さに冷間圧延して圧下率を８３％とした。次いで、冷延板を１０４０℃の焼鈍温度で１分間水素４０％、窒素７０％の雰囲気にて焼鈍した。この焼鈍板を切断した後、磁気的特性およびＨｏｒｔａ式の集合組織強度を調査して比較した。その結果を表５に示す。
【表３】
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【表４】
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【表５】
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【００８９】
表５に示すように、本発明の成分範囲を満足する発明鋼（Ａ〜Ｃ）を用いて本発明の製造条件で製造した発明材（１〜５、６）は、鉄損が低く、磁束密度が高く、発明の範囲の成分であっても製造条件が異なると、比較材（１〜２）に比べて磁性が優れることが分かる。また、成分が発明鋼とは異なる比較鋼（Ａ〜Ｃ）は、発明の製造範囲で製造しても磁性が悪いものと調査された。比較鋼（Ａ、Ｃ）はＭｎ量が発明の範囲から外れており、比較鋼（Ｂ）はＳｂ添加量が発明の範囲から外れている。
【実施例５】
【００９０】
Ｃ：０．００２３重量％、Ｓｉ：３．２重量％、Ｐ：０．００５１重量％、Ｓ：０．０００３重量％、Ａｌ：０．６５重量％、Ｎ：０．００１３重量％、Ｔｉ：０．００１５重量％、Ｓｂ：０．０２％、Ｎｉ：０．０４％、およびＣｕ：０．０５％とともに、適正含量が０．１３重量％〜０．２７重量％であるＭｎ０．２３重量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを１１００℃で再加熱した後、熱間圧延した。熱間圧延の際に仕上げ圧延の最終圧延圧時の圧延温度を８６０℃とし、厚さ２．１ｍｍの熱延鋼板を製造した。この熱延鋼板を６８０℃で巻き取り、熱延板を８９０℃で５分間連続焼鈍し、酸洗し、０．５ｍｍの厚さに冷間圧延した。熱延板焼鈍の適正温度範囲は８２１℃〜９１０℃であった。冷延板焼鈍は１０００℃で窒素６０％、水素４０％の雰囲気にて１．５分間行った。この焼鈍の後、連続して有機−無機複合の絶縁皮膜を被せた後、切断し、磁気的特性および結晶粒サイズを調査した。調査結果から、この鋼板の磁気的特性のうち、鉄損（Ｗ１５／５０）は２．１９Ｗ／ｋｇであり、磁束密度（Ｂ５０）は１．６９Ｔｅｓｌａであり、製品鋼板の厚さの中央における集合組織強度Ｐ２００は２．７０、Ｐ２１１はそれぞれ１．２１であり、（Ｐ２００−Ｐ２１１）は１．４９であった。よって、Ｐ２００がＰ２１１より大きかった。
【実施例６】
【００９１】
Ｃ：０．００２１重量％、Ｓｉ：３．５重量％、Ｐ：０．０２５重量％、Ｓ：０．０００４重量％、Ａｌ：１．３５重量％、Ｎ：０．００１２重量％、Ｔｉ：０．００１９重量％、Ｓｂ：０．０３重量％、Ｎｉ：０．０７重量％、およびＣｕ：０．０５重量％とともに、適正含量が０．１４重量％〜０．２９重量％であるＭｎ０．２４重量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを１１５０℃で再加熱した後、熱間圧延した。熱間圧延の際に仕上げ圧延の終了温度は８８０℃とし、厚さ１．６ｍｍの熱延鋼板を製造した。この鋼板を６００℃で巻き取り、熱延板を９１０℃で５分間焼鈍した。適正の熱延板焼鈍温度は８３７℃〜９２９℃であった。焼鈍された熱延板は酸洗し、０．３５ｍｍの厚さに冷間圧延した。次いで、冷延板を８５０℃で９０秒間焼鈍した。この焼鈍板を切断した後、磁気的特性と集合組織を調査した。調査結果から、この鋼板の鉄損（Ｗ１５／５０）は１．８５Ｗ／ｋｇであり、磁束密度（Ｂ５０）は１．６５Ｔｅｓｌａであり、製品の厚さの中央における集合組織強度Ｐ２００とＰ２１１はそれぞれ２．３５および１．１２であった。よって、Ｐ２００がＰ２１１より大きかった。
【産業上の利用可能性】
【００９２】
上述したように、本発明によれば、Ｓが微細な析出物を発生させて最終的な磁気的特性を大きく向上させるうえ、微細な析出物の形成を抑制するために適正なＭｎ量を算定することができ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｕを添加して析出物ＣｕＳ、ＭｎＳを形成させて微細な析出物ＣｕＳを抑制させ、熱延板の焼鈍温度および磁気的特性を決定する集合組織を制御して、低廉且つ最適な無方向性電気鋼板を製造することができる。
【国際調査報告】
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