(57)【要約】【課題】    本発明は、Ｃ含有量が高くても、電気機器運転中における鉄心温度上昇に伴う鉄心磁気特性の時効劣化が低減される無方向性電磁鋼板を提供することを主目的とする。【解決手段】  上記目的を達成するために、本発明は、質量％で、Ｃ：０．００２６％〜０．０１０％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．１０％〜２．０％、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．２０％〜３．０％、Ｖ：０．００２０％〜０．０４０％未満、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｓｎ＋Ｓｂ：０．２０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする無方向性電磁鋼板を提供する。【選択図】      無し【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００２６％〜０．０１０％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．１０％〜２．０％、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．２％〜３．０％、Ｖ：０．００２０％〜０．０４０％未満、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｓｎ＋Ｓｂ：０．２０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．００２６％〜０．０１０％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．１０％〜２．０％、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．２％〜３．０％、Ｖ：０．００２０％〜０．０４０％未満、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｓｎ＋Ｓｂ：０．２０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼塊または鋼片に、下記式（１）〜式（３）を充足する条件で熱間圧延、冷間圧延および仕上げ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。
鋼塊または鋼片加熱温度＝１０５０℃〜１２５０℃      （１）
熱間圧延終了温度＝７００℃〜９５０℃      （２）
仕上げ焼鈍温度≧８００℃      （３）
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．００２６％〜０．０１０％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．１０％〜２．０％、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．２０％〜３．０％、Ｖ：０．００２０％〜０．０４０％未満、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｓｎ＋Ｓｂ：０．２０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼塊または鋼片に、下記式（１）〜式（４）を充足する条件で熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延および仕上げ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。
鋼塊または鋼片加熱温度＝１０５０℃〜１２５０℃      （１）
熱間圧延終了温度＝７００℃〜９５０℃      （２）
熱延板焼鈍温度＝７５０℃〜１１００℃      （４）
仕上げ焼鈍温度≧８００℃      （３）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、モータ、変圧器等の鉄心に適用される無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。特に、電気機器の中でも運転中高温となるコンプレッサモータ、誘導モータ等の鉄心および運転中高温になりさらにヒステリシス損が低いことが望まれるパワーステアリングモータ等の鉄心に好適な無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
地球温暖化防止、省エネルギー推進の観点等から、各種電気機器の高効率化および小型化が進められている。電気機器の効率化および小型化には、その鉄心素材である電磁鋼板の磁気特性を改善することが有効である。
【０００３】
従来より、電磁鋼板の磁気特性は、製品出荷前にエプスタイン法等により室温において測定されている。しかしながら、現実の電気機器運転中においては、鉄心の温度が１５０℃〜２００℃まで上昇する場合があることから、時効効果により鉄心の磁気特性が劣化する問題があった。
【０００４】
このような時効による磁気特性劣化に対しては、劣化の原因であるセメンタイト、εカーバイド等の炭化物の析出を抑制することが有効であることが知られている。そのため、電磁鋼板に含まれるＣ量を極限まで低減させる努力がなされてきている。
【０００５】
例えば、非特許文献１には、鋼中の固溶Ｃ量を０．００３０％以下に低減することにより、時効劣化が抑制されると記載されている。しかしながら、これは比較的高磁場（例えば、１．５Ｔ）における鉄損に関するものである。一方、低磁場（例えば、１．０Ｔ以下）における鉄損の時効劣化はより顕著であり、現状においては十分抑制できていない。
【０００６】
特許文献１には、時効劣化を抑制する製造方法が開示されている。この方法は、鋼を６５０℃〜９００℃において焼鈍後、１０００℃／ｓを超える冷却速度で急速冷却し、次いで３００℃〜５５０℃において６０秒以上の過時効処理を施すことを特徴とするものである。この方法によれば、急速冷却時に鋼板の平坦が劣化し、過時効処理により生産効率が低下する問題があった。
【０００７】
【非特許文献１】ＮＫＫ技報，１３１（１９９０），１６
【特許文献１】特開昭６４−５５３３７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであり、Ｃ含有量が高くても、電気機器運転中における鉄心温度上昇に伴う鉄心磁気特性の時効劣化が低減される無方向性電磁鋼板を提供することを主目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明は上記課題を解決するために、質量％で、Ｃ：０．００２６％〜０．０１０％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．１０％〜２．０％、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．２０％〜３．０％、Ｖ：０．００２０％〜０．０４０％未満、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｓｎ＋Ｓｂ：０．２０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする無方向性電磁鋼板を提供する。
【００１０】
本発明に係る無方向性電磁鋼板においては、鋼成分としてＶを所定量含有させることにより、時効処理後においてもセメンタイト、εカーバイド等の析出物の析出および成長が抑制される。それにより、時効による鉄損劣化が防止される。
【００１１】
また、本発明においては、質量％で、Ｃ：０．００２６％〜０．０１０％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．１０％〜２．０％、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．２０％〜３．０％、Ｖ：０．００２０％〜０．０４０％未満、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｓｎ＋Ｓｂ：０．２０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼塊または鋼片に、下記式（１）〜式（３）を充足する条件で熱間圧延、冷間圧延および仕上げ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を提供する。
鋼塊または鋼片加熱温度＝１０５０℃〜１２５０℃      （１）
熱間圧延終了温度＝７００℃〜９５０℃      （２）
仕上げ焼鈍温度≧８００℃      （３）
【００１２】
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法においては、鋼の加熱温度が１０５０℃〜１２５０℃に限定されることから、鋼の変形抵抗が増加せずに熱間圧延が容易になるとともに、鋼の熱延中にＡｌＮおよびＭｎＳが微細析出しない。
【００１３】
また、熱間圧延終了温度が７００℃〜９５０℃に限定されることから、熱延鋼板表面の酸化スケール生成が抑制されるので、後工程の酸洗において脱スケールが容易となる。
【００１４】
また、仕上げ焼鈍温度が８００℃以上に限定されることから、鋼中の結晶粒径が大きくなり、鋼の鉄損が低減される。
【００１５】
また、鋼成分としてＶを所定量含有させることにより、時効処理後においてもセメンタイト、εカーバイド等の析出物の析出および成長が抑制される。それにより、時効による鉄損劣化が防止される。
【００１６】
さらに、本発明においては、質量％で、Ｃ：０．００２６％〜０．０１０％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．１０％〜２．０％、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．２０％〜３．０％、Ｖ：０．００２０％〜０．０４０％未満、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｓｎ＋Ｓｂ：０．２０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼塊または鋼片に、下記式（１）〜式（４）を充足する条件で熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延および仕上げ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を提供する。
鋼塊または鋼片加熱温度＝１０５０℃〜１２５０℃      （１）
熱間圧延終了温度＝７００℃〜９５０℃      （２）
熱延板焼鈍温度＝７５０℃〜１１００℃      （４）
仕上げ焼鈍温度≧８００℃      （３）
【００１７】
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法においては、鋼の加熱温度が１０５０℃〜１２５０℃に限定されることから、鋼の変形抵抗が増加せずに熱間圧延が容易になるとともに、鋼の熱延中にＡｌＮおよびＭｎＳが微細析出しない。
【００１８】
また、熱間圧延終了温度が７００℃〜９５０℃に限定されることから、熱延鋼板表面の酸化スケール生成が抑制されるので、後工程の酸洗において脱スケールが容易となる。
【００１９】
さらに、熱延板焼鈍温度が７５０℃〜１１００℃に限定されることから、熱延板の粒径が大きくなり過ぎずに冷間圧延時の破断が防止されるとともに、鋼の磁気特性が向上する。
【００２０】
また、仕上げ焼鈍温度が８００℃以上に限定されることから、鋼中の結晶粒径が大きくなり、鋼の鉄損が低減される。
【００２１】
さらに、鋼成分としてＶを所定量含有させることにより、時効処理後においてもセメンタイト、εカーバイド等の析出物の析出および成長が抑制される。それにより、時効による鉄損劣化が防止される。
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、鋼成分としてＶを所定量含有させることにより、時効処理後においてもセメンタイト、εカーバイド等の析出物の析出および成長が抑制される。それにより、時効による鉄損劣化が防止される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２３】
本発明は、無方向性電磁鋼板およびその製造方法を含むものである。以下、それぞれについて詳細に説明する。なお、鋼中の各元素の含有量を示す「％」は、特に断りのない限り「質量％」を意味するものである。
【００２４】
また、本発明において、「残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる」とは、本発明の効果を阻害しない範囲で他の元素を含有する場合を含むことを意味する。
【００２５】
Ａ．無方向性電磁鋼板
まず、本発明の無方向性電磁鋼板について説明する。
【００２６】
本発明の無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００２６％〜０．０１０％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．１０％〜２．０％、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．２０％〜３．０％、Ｖ：０．００２０〜０．０４０％未満、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｓｎ＋Ｓｂ：０．２０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするものである。
【００２７】
まず、本発明に至った知見およびそれに至る実験結果について説明する。発明者らは、２００℃で１００時間時効処理した種々の電磁鋼板の低磁場鉄損Ｗ１０／５０の劣化率を測定した。炭化物析出が主な時効劣化の原因と推定されることから、炭化物析出を抑制し、かつ、磁気特性劣化に影響を与えない成分を探索した。その結果、Ｖを添加またはＶおよびＢを複合添加することにより、磁気特性が良好でかつ時効劣化の少ない鋼板が得られることが今回初めて明らかになった。次に、検証実験について詳しく述べる。
【００２８】
まず、真空溶解炉において、主要成分がＣ：０．００４０％、Ｓｉ：１．０％、Ｍｎ：０．２０％、Ｐ：０．０９％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．３０％、Ｎ：０．００２０％、Ｔｉ：０．００２％以下、Ｓｎ：０．００１％以下、Ｓｂ：０．００１％以下、Ｃａ：０．０００２％以下であり、Ｖ含有量が０．００１０％から０．０５０％までおよびＢ含有量が０．０００１％未満から０．００１５％まで変化させた鋳片を作成した。次に、それらの鋳片を１１００℃まで加熱し、８５０℃仕上げ条件にて厚さ３ｍｍの熱延鋼板を作成した。それらの鋼板を厚さ２．３ｍｍまで研削加工し、さらに厚さ０．５ｍｍまで冷間圧延し、９５０℃で３０秒の仕上げ焼鈍を行い、幅３０ｍｍ、長さ１００ｍｍの単板試験片を作成し、２００℃で１００時間の時効処理前後の鉄損Ｗ１０／５０を測定した。
【００２９】
図１に鉄損劣化率と鋼板中Ｖ含有量との関係を示す。図１より明らかなように、鋼板中Ｖ含有量が０．００２０％以上において、時効劣化が抑制されることがわかる。また、Ｖ含有量０．００２０％以上かつＢ含有量０．０００６％以上の鋼板の時効特性はさらに改善されていることがわかる。
【００３０】
図２には、鉄損と鋼板中Ｖ含有量との関係を示す。図２より明らかなように、鋼板中Ｖ含有量が０．０４％以上になると、時効前の磁気特性自体が劣化することがわかる。鋼板中のＶによる時効劣化抑制効果の理由については明らかではないが、本発明者らは以下のように推定する。
【００３１】
Ｃ含有量が０．００２６％以上の鋼に長時間の時効処理を施すと、鋼中の固溶Ｃがセメンタイト、εカーバイド等となって析出する。それらの析出物は磁壁移動を阻害するため、鋼の鉄損が増加する。しかしながら、Ｖを含有する鋼は、セメンタイト、εカーバイド等の析出および成長が抑制されるため、鋼の鉄損が劣化しないと推定される。ただし、鋼中のＶ含有量が０．０４０％以上になると、ＶＣが析出するため、鋼の磁気特性が劣化する。一方、鋼中のＢは鋼中に粒界偏析して炭化物の生成を抑制するため、鋼の鉄損が劣化しないと推定される。
【００３２】
以上のことから、鋼成分としてＶを所定量含有させることにより、時効による磁気特性劣化を少なくすることができることがわかった。
【００３３】
本発明においては、鋼成分としてＶを所定量含有させることが特徴であるが、その効果を有効に引き出しかつ電磁鋼板として必要な他の特性を満足させるためには、後述するように鋼成分を限定する必要がある。以下、本発明の無方向性電磁鋼板における鋼成分について説明する。
【００３４】
１．鋼成分
・Ｃ
鋼中のＣは、時効によりセメンタイト、εカーバイド等の炭化物を形成し、時効による鋼の磁気特性劣化の原因となる。したがって、鋼中のＣ含有量を低減する必要がある。鋼中Ｃ含有量が０．００２６％未満にまで低減されれば時効劣化が完全に抑制されるが、大量生産される電磁鋼板の全てのＣ含有量を０．００２６％未満にまで効率よく低減させることは容易ではない。一方、鋼中Ｃ含有量が０．０１０％を超えると、本発明のＶ添加による効果が十分ではなくなり、時効前の磁気特性も劣化することになる。以上のことから、鋼中Ｃ含有量を０．００２６％以上、０．０１０％以下に限定する。さらに、鋼の時効劣化を改善するためには、鋼中Ｃ含有量の上限を０．００７０％にすることが好ましい。
【００３５】
・Ｓｉ
鋼中のＳｉは、鋼の比抵抗を高め、鋼の鉄損低減に有効である。鋼中Ｓｉ含有量は、必要な鉄損特性に応じて決定すればよい。しかしながら、鋼中Ｓｉ含有量が４．０％を超えると冷間圧延時に鋼が破断しやすくなることから、鋼の製造コストが著しく増大する。以上のことから、鋼中Ｓｉ含有量は、４．０％以下に限定する。なお、鋼の鉄損を改善するためには、鋼中Ｓｉ含有量１．０％以上にすることが好ましい。
【００３６】
・Ｍｎ
鋼中のＭｎは、鋼の比抵抗を高め、鋼の鉄損低減に有効である。しかしながら、Ｍｎの効果は、Ｓｉの効果よりも小さい。また、鋼中Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、原料コストが高くなる。一方、鋼中Ｍｎ含有量が０．１０％未満にまで低減すると、ＭｎＳが鋼中に微細に分散することから、鋼の磁気特性が劣化する。以上のことから、鋼中Ｍｎ含有量は、０．１０％以上、２．０％以下の範囲に限定する。
【００３７】
・Ｐ
鋼中のＰは、不可避的不純物であることから、特に添加する必要はない。しかしながら、鋼中Ｐ含有量が０．０４０％以上になると、鋼製品の集合組織が改善し、磁束密度が向上する。また、鋼中Ｐ含有量が０．０４０％以上になっても、鋼の時効特性にほとんど影響がない。したがって、必要に応じて鋼中Ｐ含有量を０．０４０％以上にしてもよい。ただし、鋼中Ｐ含有量が０．２０％を超えると鋼の靭性が劣化することから、冷間圧延時に鋼が破断する恐れがある。以上のことから、鋼中Ｐ含有量は、０．２０％以下に限定する。
【００３８】
・Ｓ
鋼中のＳは、不可避的不純物であることから、特に添加する必要はない。しかしながら、鋼中Ｓ含有量が０．００６％を超えると、鋼中に多くのＭｎＳが形成されることから、鋼の磁気特性が劣化する。したがって、鋼中Ｓ含有量は低減する必要がある。以上のことから、鋼中Ｓ含有量は、０．００６％以下に限定する。特に、鉄損特性を向上させるためには、鋼中Ｓ含有量を０．００３％以下にすることが好ましい。
【００３９】
・Ａｌ
鋼中のＡｌは、脱酸に有効な元素でありかつＳｉと同様に鋼の比抵抗を高めることから、鋼の鉄損低減に有効である。しかしながら、鋼中Ａｌ含有量が０．２０％未満であれば、ＡｌＮ、ＶＮ等が鋼中に微細に析出することから、鋼の磁気特性が劣化する。一方、鋼中Ａｌ含有量が３．０％を超えると、鋼の飽和磁束密度が著しく低下することから、鉄心性能が劣化する。以上のことから、鋼中Ａｌ含有量は、０．２０％以上、３．０％以下に限定する。なお、鋼の磁束密度を改善するためには、鋼中Ａｌ含有量の上限を１．０％にすることが好ましい。
【００４０】
・Ｖ
鋼中のＶは、本発明において必須の元素であり、時効による鋼の磁気特性劣化を低減させる効果を有する。しかしながら、鋼中Ｖ含有量が０．００２０％未満においては、鋼の時効劣化を全く抑制することができない。一方、鋼中Ｖ含有量が０．０４０％以上であれば、ＶＣが鋼中に析出し、鋼の磁気特性が劣化する。以上のことから、鋼中Ｖ含有量は、０．００２０％以上、０．０４０％未満に限定する。なお、時効抑制効果が最も顕著になる鋼中Ｖ含有量は０．００９０％以上、０．０３０％以下である。
【００４１】
・Ｔｉ
鋼中のＴｉは不可避的不純物であることから、特に添加する必要はない。鋼中Ｔｉ含有量が０．００３％を超えると、ＴｉＮ、ＴｉＳ、ＴｉＣ等の析出物が鋼中に微細に分散することから、鋼の磁気特性が劣化する。したがって、鋼中Ｔｉ含有量は、０．００３％以下に限定する。
【００４２】
・Ｎ
鋼中のＮは、不可避的不純物であることから、特に添加する必要はない。鋼中Ｎ含有量が０．００５０％を超えると、ＡｌＮが鋼中に多数分散することから、鋼の磁気特性が劣化する。したがって、鋼中Ｎ含有量は、０．００５０％以下に限定する。
【００４３】
・Ｂ
鋼中のＢは、本発明において必須の元素ではないが、Ｖと複合添加することで時効特性をさらに改善する効果を有する。その効果を得るためには、鋼中Ｂ含有量が０．０００６％以上必要である。また、鋼中Ｂ含有量が０．０１０％を超えると粗大なＢ化合物が鋼中に生成され、冷間圧延時に鋼が破断する恐れがある。以上のことから、鋼中Ｂ含有量は、０．０００６％以上、０．０１０％以下にすることが好ましい。
【００４４】
・Ｓｎ＋Ｓｂ
鋼中のＳｎおよびＳｂは、本発明においては必須の元素ではないが、添加することにより鋼の時効劣化を誘発することなく鋼の磁束密度が向上する。鋼の磁束密度を向上させるには、鋼中ＳｎおよびＳｂ含有量の合計が０．０１０％以上必要である。しかしながら、鋼中ＳｎおよびＳｂ含有量の合計が０．２０％を超えると、鋼の靭性が著しく劣化することから、冷間圧延時に鋼が破断する恐れがある。以上のことから、鋼中ＳｎおよびＳｂ含有量の合計は、０．２０％以下に限定する。また、鋼の磁束密度を向上させるためには、必要に応じて鋼中ＳｎおよびＳｂ含有量の合計を０．０１０％以上とすることが好ましい。
【００４５】
・Ｃａ
鋼中のＣａは、特に添加する必要はない。鋼中のＣａは、鋼の時効特性に影響を与えない。一方、鋼中Ｃａは、鋼中の含有量が０．０００５％以上になると、酸化物、硫化物等を粗大化させることから、鋼の磁気特性を向上させる。しかしながら、Ｃａを０．０１０％以上含有した鋼は靭性が劣化することから、鋼冷却時または加熱時に鋼に割れが発生する恐れがある。以上のことから、鋼中Ｃａ含有量は、０．０１０％以下に限定する。なお、磁気特性改善のためには、鋼中Ｃａ含有量は、０．０００５％以上であることが好ましい。
【００４６】
Ｂ．無方向性電磁鋼板の製造方法
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。
【００４７】
本発明の無方向性電磁鋼板の第1の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．００２６％〜０．０１０％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．１０％〜２．０％、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．２０％〜３．０％、Ｖ：０．００２０％〜０．０４０％未満、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｓｎ＋Ｓｂ：０．２０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼塊または鋼片に、下記式（１）〜式（３）を充足する条件で熱間圧延、冷間圧延および仕上げ焼鈍することを特徴とするものである。
鋼塊または鋼片加熱温度＝１０５０℃〜１２５０℃      （１）
熱間圧延終了温度＝７００℃〜９５０℃      （２）
仕上げ焼鈍温度≧８００℃      （３）
【００４８】
前記鋼塊または鋼片はスラブとして例えば次のように製造される。まず、転炉で脱炭脱硫した溶鋼を取鍋内に出鋼し、その取鍋をＲＨ式真空脱ガス装置に移動させる。次に、ＲＨ式真空脱ガス装置内において、溶鋼中のＣ濃度が０．００４０％以下になるまで溶鋼を脱炭する。次いで、溶鋼中のＳｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ａｌ，Ｖ，Ｂ，Ｓｎ，ＳｂおよびＣａの含有量を調整し、溶鋼を連続鋳造機でスラブとする。
【００４９】
次に、スラブを加熱炉で加熱する。スラブの加熱は、スラブの熱間変形抵抗を低減させかつ所定の厚さまで圧延するために必要である。スラブ加熱温度が１０５０℃未満では、スラブの変形抵抗が高く、熱間圧延が困難になる。一方、スラブ加熱温度が１２５０℃を超えると、ＡｌＮおよびＭｎＳが固溶し、スラブの熱延中に再析出する。これらの析出物は、微細にスラブ中に多数分散することから、鋼製品の磁気特性が劣化する。したがって、スラブ加熱温度は、１０５０℃以上、１２５０℃以下に限定する。
【００５０】
次いで、スラブを熱間圧延する。この場合、熱間圧延終了温度は、熱延板の組織制御による磁気特性改善に重要な条件である。熱間圧延終了温度が７００℃未満では、熱延鋼板ミクロ組織の再結晶率がほぼ０％となることから、鋼製品の磁束密度が著しく低下する。このことは、鋼の磁気特性に有利な集合組織が得られないことに原因がある。一方、熱間圧延終了温度が９５０℃を超えると、熱延鋼板表面の酸化スケールが厚く成長し、その後の工程の酸洗において脱スケールが困難となる。したがって、熱間圧延終了温度は、７００℃以上、９５０℃以下に限定する。
【００５１】
次に、鋼板を酸洗脱スケールし、冷間圧延した後に仕上げ焼鈍を行う。鋼板表面には必要に応じて絶縁皮膜を塗布する。仕上げ焼鈍は鋼製品の鉄損を制御するために非常に重要である。鉄損は、粒径が大きいほど低下することから、仕上げ焼鈍温度は高い方がよい。仕上げ焼鈍温度が８００℃未満では鉄損が十分に低減できない。したがって、仕上げ焼鈍温度は８００℃以上に限定する。なお、本発明の必須元素であるＶは、鋼の再結晶温度を高めるので、仕上げ焼鈍温度は高い方がよい。本発明の無方向性電磁鋼板の鉄損をさらに良好にするためには、仕上げ焼鈍温度を９００℃以上にするのが好ましい。仕上げ焼鈍温度の上限は、特に限定する必要はないが、１１５０℃を超えると、焼鈍炉の耐火物損傷が激しくなることから製造コストが著しく増加する。したがって、仕上げ焼鈍温度は、１１５０℃以下とすることがより好ましい。
【００５２】
本発明の無方向性電磁鋼板の第２の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．００２６％〜０．０１０％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．１０％〜２．０％、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．２０％〜３．０％、Ｖ：０．００２０％〜０．０４０％未満、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｓｎ＋Ｓｂ：０．２０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼塊または鋼片に、下記式（１）〜式（４）を充足する条件で熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延および仕上げ焼鈍するものである。
鋼塊または鋼片加熱温度＝１０５０℃〜１２５０℃      （１）
熱間圧延終了温度＝７００℃〜９５０℃      （２）
熱延板焼鈍温度＝７５０℃〜１１００℃      （４）
仕上げ焼鈍温度≧８００℃      （３）
【００５３】
このような無方向性電磁鋼板の第２の製造方法は、上記第１の製造方法と同様に、スラブを加熱した後に熱間圧延して鋼板とする。次に、鋼板を酸洗した後に熱延板焼鈍を施す。或いは、熱延板焼鈍した後に酸洗脱スケールを施す。熱延板焼鈍は、鋼の磁気特性向上に有効である。鋼の磁気特性の効果を十分に得るためには、熱延板焼鈍温度が７５０℃以上必要である。一方、熱延板焼鈍温度が１１００℃を超えると、熱延板の粒径が大きくなりすぎるため、鋼板の冷間圧延時に破断しやすくなる。したがって、熱延板焼鈍温度は、７５０℃以上、１１００℃以下に限定する。
【００５４】
次いで、上記無方向性電磁鋼板の第１の製造方法と同様に、鋼板を冷間圧延した後に仕上げ焼鈍を行う。鋼板表面には必要に応じて絶縁皮膜を塗布する。
【実施例】
【００５５】
（実施例１）
転炉で脱炭脱硫した溶鋼２３０ｔｏｎを取鍋内に出鋼し、その取鍋をＲＨ式真空脱ガス装置に移動させた。次に、ＲＨ式真空脱ガス装置内において、溶鋼中のＣ濃度が０．００４０％以下になるまで脱炭した。次いで、溶鋼中のＳｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ａｌ，Ｖ，Ｂ，Ｓｎ，ＳｂおよびＣａの含有量を調整し、溶鋼を連続鋳造機でスラブとした。
【００５６】
次に、スラブを加熱炉内で１１５０℃まで加熱し、仕上げ温度８５０℃〜８８０℃、巻き取り温度５００℃で熱間圧延し、厚さ２．０ｍｍとした。次いで、酸洗脱スケールした後に、厚さ０．５ｍｍまで冷間圧延し、９００℃〜１０２０℃で仕上げ焼鈍を施した。仕上げ焼鈍後、鋼板表面に絶縁皮膜を塗布した。この鋼板から２８ｃｍエプスタイン試験片を採取し、２００℃で１００時間時効処理した後に、ＪＩＳ−Ｃ−２５５０規定の方法により、鉄損および磁束密度を測定した。
【００５７】
実施例１−１〜１−８の鋼板はＶ含有量が０．００２０％以上、比較例１−１および比較例１−２の鋼板はＶ含有量が０．００２０％未満となるように成分調整してある。
【００５８】
（評価１）
実施例１−１〜１−８、比較例１−１および比較例１−２の鋼板の成分分析値を表１に示し、実施例１−１〜１−８、比較例１−１および比較例１−２の鋼板の磁気特性測定結果を表２、図３および図４に示す。
【００５９】
【表１】
2005187846.tif 000002
【００６０】
【表２】
2005187846.tif 000003
【００６１】
表２および図３に示すように、実施例１−１〜１−８の鋼板と比較例１−１および比較例１−２の鋼板とは、磁気特性が同程度である。しかしながら、表２および図４に示すように、実施例１−１〜１−８の鋼板は、比較例１−１および比較例１−２の鋼板に比較して時効劣化が小さくなっている。また、時効劣化に対して、鋼板中のＶ含有量が多いほど鋼板の時効劣化低減に効果があり、鋼板中にＶおよびＢを複合添加することによりさらに効果があることがわかる。なお、鋼板中にＳｎ，Ｓｂ，Ｃａ等を磁気特性改善のために添加しても、時効特性には特に影響を及ぼさないことが確かめられた。
【００６２】
（実施例２）
転炉で脱炭脱硫した溶鋼２３０ｔｏｎを取鍋内に出鋼し、その取鍋をＲＨ式真空脱ガス装置に移動させた。次に、ＲＨ式真空脱ガス装置内において、溶鋼中のＣ濃度が０．００４０％以下になるまで脱炭した。次いで、溶鋼中のＳｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ａｌ，Ｖ，Ｂ，Ｓｎ，ＳｂおよびＣａの含有量を調整し、溶鋼を連続鋳造機でスラブとした。
【００６３】
次に、スラブを加熱炉内で１１５０℃まで加熱し、仕上げ温度８５０℃〜８８０℃、巻き取り温度５００℃で熱間圧延し、厚さ２．０ｍｍとした。次いで、酸洗した後に、８００℃で１０時間焼鈍し、厚さ０．３５ｍｍまで冷間圧延し、１０２０℃〜１０８０℃で仕上げ焼鈍を施した。仕上げ焼鈍後、鋼板表面に絶縁皮膜を塗布した。この鋼板から２８ｃｍエプスタイン試験片を採取し、２００℃で１００時間時効処理した後に、ＪＩＳ−Ｃ−２５５０規定の方法により、鉄損および磁束密度を測定した。
【００６４】
実施例２−１〜２−８の鋼板はＶ含有量が０．００２０％以上、比較例２−１および比較例２−２の鋼板はＶ含有量が０．００２０％未満となるように成分調整してある。
【００６５】
（評価２）
実施例２−１〜２−８、比較例２−１および比較例２−２の鋼板の成分分析値を表３に示し、実施例２−１〜２−８、比較例２−１および比較例２−２の鋼板の磁気特性測定結果を表４、図５および図６に示す。
【００６６】
【表３】
2005187846.tif 000004
【００６７】
【表４】
2005187846.tif 000005
【００６８】
表４、図５および図６に示すように、実施例２−１〜２−８の鋼板は、比較例２−１および比較例２−２の鋼板に比較して磁気特性が良好であり、かつ、時効劣化も小さい。また、比較的Ｖ含有量が高い実施例２−８も、比較例２−１および比較例２−２に比較して磁気特性がやや劣るが、時効特性は良好である。なお、鋼板中にＳｎ，Ｓｂ，Ｃａ等を磁気特性改善のために添加しても、時効特性には特に影響を及ぼさないことが確かめられた。
【図面の簡単な説明】
【００６９】
【図１】鉄損劣化率と鋼板中Ｖ含有量との関係を示すグラフである。
【図２】鉄損と鋼板中Ｖ含有量との関係を示すグラフである。
【図３】鉄損と鋼板中Ｖ含有量との関係を示すグラフである。
【図４】鉄損劣化率と鋼板中Ｖ含有量との関係を示すグラフである。
【図５】鉄損と鋼板中Ｖ含有量との関係を示すグラフである。
【図６】鉄損劣化率と鋼板中Ｖ含有量との関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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