(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．８ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５ｗｔ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５〜０．２０ｗｔ％、Ｓ：０．００１０〜０．０２０ｗｔ％、Ｐ：０．２ｗｔ％以下、Ｎ：０．００１０〜０．００５ｗｔ％、Ｂ：２〜３０ｐｐｍを含有し、且つｓｏｌ．ＡｌとＢの含有量の積が下記（１）式を満足し、さらに、Ｔｉ：１５ｐｐｍ以下、Ｎｂ：１５ｐｐｍ以下、Ｚｒ：１５ｐｐｍ以下とし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする無方向性電磁鋼板。
０．３×１０−４＜［％ｓｏｌ．Ａｌ］×［％Ｂ］＜２．２×１０−４  …（１）
【請求項２】
ｓｏｌ．ＡｌとＢの含有量の積が下記（２）式を満足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。
０．６×１０−４＜［％ｓｏｌ．Ａｌ］×［％Ｂ］＜１．４×１０−４  …（２）
【請求項３】
Ｓｎ及びＳｂの１種または２種をＳｂ＋Ｓｎ／２として０．００２〜０．２ｗｔ％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】
Ｖ：０．０５ｗｔ％以下を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。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、電気機器の高効率化に対するニーズが急速に高まりつつあり、このためモータやトランスの鉄芯材料である電磁鋼板について、さらなる低鉄損・高磁束密度化を図る必要が生じている。
【０００３】
しかし、このように電磁鋼板の高特性化が指向される一方で、鉄鋼製造においてはコスト低減の観点から各種の新製錬プロセスが導入され、この結果、近年、鋼板中の不純物レベルは増加する傾向にある。例えば、製銑プロセスでは低品位鉱石の活用、製鋼プロセスでは吹錬時間の短縮化やスクラップの積極利用が進められ、この結果、鋼板中へのＣｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ等の微量元素の混入量は増加する傾向にある。これらの不純物元素は電磁鋼板の粒成長性を阻害するため、磁束密度と鉄損の双方を劣化させる。
【０００４】
このような背景の下、特開平９−１９５０１１号には、ＶとＮの含有量をｌｏｇＶ（％）・Ｎ（％）≦５．２９として、ＶＮの微細析出を防止する技術が開示されている。しかし、Ｖを低減するためには原料鉱石の分別や、製鋼での酸素吹き込み量の増加を行う必要があり、コストアップは避けられない。
【０００５】
一方、特開昭５４−１６３７２０号、特開昭５８−１１７８２８号等には、Ｂ添加による窒化物形態制御に関する技術が開示されている。この技術は、ＮをＢで固定して粒成長性を向上させるものであり、Ｂは数十ｐｐｍ、Ａｌは脱酸目的で数百ｐｐｍ添加される。しかし、このような従来のＢ添加鋼では、ＢをＮと等量添加した際には低鉄損が得られるものの、ＢやＮが過剰に鋼中に残存すると磁気特性が劣化するため、これらの含有量を厳密に管理する必要がある。さらに、従来のＢ添加鋼は巻取り温度依存性が強いために特性のばらつきが大きいことや、本質的に磁束密度が低いという欠点を有している。
【０００６】
この他に、Ａｌの多量添加により窒化物をＡｌＮとして固定する方法も古くから知られているが、ＮをＡｌＮとして十分固定するためにはｓｏｌ．Ａｌを０．２ｗｔ％以上添加しなければならず、コストアップの問題が生じる。さらに、Ａｌの多量添加は、製鋼段階でスラグ中に浮上分離しているＴｉ系酸化物や耐火物中に存在しているＺｒ系酸化物の還元反応を促進するため、ＴｉやＺｒ等の不純物の混入量の増加を招く。このため、Ａｌの多量添加は粒成長性を向上させる反面、特性のばらつきを増大させる欠点を有している。
【０００７】
窒化物以外の析出物については、ＲＥＭ添加を基本とする硫化物形態制御に関する技術が、特開昭５１−６２１１５号、特開平８−３２５６７８号等に開示されている。しかし、この技術はＲＥＭとＳの含有量を厳密に管理する必要がある、ＲＥＭ添加によりコスト上昇を招く等の問題を有している。
【０００８】
また、特開昭６１−６７７５３号、特開昭６２−１８００１４号にはＳｎ、Ｃｕ等の特殊元素を利用した磁束密度の改善技術が開示されているが、これらの技術はいずれも熱延板の自己焼鈍や熱延板焼鈍を施さない状態では特性の改善効果は小さい。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
したがって本発明の目的は、高磁束密度と低鉄損を兼備するとともに低コストで製造可能であり、しかも、磁気特性がＣｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒ等の不純物元素の影響を受けにくい電磁鋼板を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、電磁鋼板の磁気特性に及ぼすＢ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｓｂ並びにＣｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒ等の炭窒化物形成元素の影響について鋭意研究を重ねた結果、適量のｓｏｌ．ＡｌとＢを複合添加すること、具体的には、ｓｏｌ．Ａｌを０．０５〜０．２０ｗｔ％添加して熱間圧延中にＡｌＮを微量析出させるとともに、Ｂを適量添加して仕上熱延時にＢＮを析出させることにより低鉄損と高磁束密度を兼備した鋼板が得られること、また、Ｓｂ及び／又はＳｎの適量添加により鉄損と磁束密度のさらなる向上が図られること、不純物として有害なＶは数百ｐｐｍまで無害化可能であることを見い出した。さらに、このような本発明の成分系では、ＴｉやＺｒの混入量が大幅に低減できる利点も享受できる。
【００１１】
本発明はこのような知見に基づきなされたものであり、その特徴とする構成は以下の通りである。
［1］  Ｃ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．８ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５ｗｔ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５〜０．２０ｗｔ％、Ｓ：０．００１０〜０．０２０ｗｔ％、Ｐ：０．２ｗｔ％以下、Ｎ：０．００１０〜０．００５ｗｔ％、Ｂ：２〜３０ｐｐｍを含有し、且つｓｏｌ．ＡｌとＢの含有量の積が下記（１）式を満足し、さらに、Ｔｉ：１５ｐｐｍ以下、Ｎｂ：１５ｐｐｍ以下、Ｚｒ：１５ｐｐｍ以下とし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする無方向性電磁鋼板。
０．３×１０−４＜［％ｓｏｌ．Ａｌ］×［％Ｂ］＜２．２×１０−４  …（１）
【００１２】
［2］  上記［1］の無方向性電磁鋼板において、ｓｏｌ．ＡｌとＢの含有量の積が下記（２）式を満足することを特徴とする無方向性電磁鋼板。
０．６×１０−４＜［％ｓｏｌ．Ａｌ］×［％Ｂ］＜１．４×１０−４  …（２）
［3］  上記［1］または［2］の無方向性電磁鋼板において、Ｓｎ及びＳｂの１種または２種をＳｂ＋Ｓｎ／２として０．００２〜０．２ｗｔ％含有することを特徴とする無方向性電磁鋼板。
【００１３】
［4］  上記［1］〜［3］のいずれかの無方向性電磁鋼板において、Ｖ：０．０５ｗｔ％以下を含有することを特徴とする無方向性電磁鋼板。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明に至った経由と本発明の限定理由について詳細に説明する。
まず、磁気特性に及ぼすｓｏｌ．Ａｌ、Ｂの影響について調査するために、成分組成をＣ：０．００２ｗｔ％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．８ｗｔ％、Ｓｉ：０．５５〜０．７９ｗｔ％、Ｍｎ：０．３ｗｔ％、Ｐ：０．１０ｗｔ％、Ｓ：０．００３ｗｔ％、Ｃｒ：０．０５ｗｔ％、Ｖ：２０ｐｐｍ、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．２５ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％、Ｂ：２〜５７ｐｐｍに調整した鋼を５０ｋｇの真空溶解炉にて溶製した。得られたインゴットは、熱間圧延を施した後に６８０℃×１時間の巻取り相当処理を施した。続いて０．５ｍｍまで冷間圧延を施し、さらに８２０℃で３０秒の仕上焼鈍を施した後に磁気測定を施した。その後、７５０℃で２時間の歪取焼鈍を施し、同様に磁気測定を行った。なお、磁気測定は２５ｃｍエプスタイン試験法により行った。
【００１５】
まず、ｓｏｌ．Ａｌ量を３００ｐｐｍに固定して磁気特性に及ぼすＢの影響を調査した。その結果を図１に示す。図１によれば、ｓｏｌ．Ａｌを脱酸目的で３００ｐｐｍ程度添加した鋼では、従来から報告されているとおり、仕上焼鈍後及び歪取焼鈍後ともに、Ｂ：２５ｐｐｍ付近、即ち重量比でＢ／Ｎ＝１付近で鉄損は極小となることが判る。一方、磁束密度は、Ｂ：１０〜１５ｐｐｍまではＢ量の増加によりわずかに増加するものの、Ｂをそれ以上添加すると逆に劣化する。このように、従来のＢ添加鋼では高磁束密度と低鉄損を同時に得ることは困難であった。
【００１６】
そこで本発明者らは、かかる問題を解決するために抽出残渣および電子顕微鏡（以下、ＴＥＭという）による解析を利用して磁気特性に及ぼすＢとｓｏｌ．Ａｌの影響について詳細に検討した。その結果、Ｂは熱間圧延の後段にＭｎＳを核として２００〜３００ｎｍの粗大なＢＮを形成して粒成長性を向上させるが、Ｂ／Ｎ＜１では微細なＡｌＮが、またＢ／Ｎ＞１では固溶Ｂが、それぞれ巻取時と歪取焼鈍時の粒成長を阻害するために磁束密度と鉄損の劣化が生じることが判明した。さらに、Ｂ添加による磁束密度の低下原因としては、上記以外に、変態点の低下や固溶Ｂによる集合組織の劣化も考えられる。
【００１７】
いずれにせよ、Ｂの過剰添加は磁気特性を劣化させるため、Ｂの添加量は極力低減することが望ましい。そこで、Ｂの添加量を極力低減しながら粒成長性を改善することを試みた。すなわち、Ｂの添加量が５〜１５ｐｐｍ付近では仕上焼鈍後の磁束密度はむしろ改善される傾向にあるため、この低Ｂ添加領域での粒成長性の改善を目的に、ｓｏｌ．Ａｌの添加量を増加させることを試みた。
【００１８】
ｓｏｌ．Ａｌ量を８００ｐｐｍに固定して、磁気特性に及ぼすＢの影響について調査した結果を図２に示す。図２によれば、ｓｏｌ．Ａｌ量が３００ｐｐｍの従来鋼と比較して、ｓｏｌ．Ａｌ量を８００ｐｐｍ添加した鋼では鉄損が極小となるＢ量の適正値は低Ｂ側にシフトしており、Ｂ：１０〜１５ｐｐｍ付近にあることが判る。抽出残渣の解析結果から、これは熱間圧延中にＮの一部がＡｌＮとして析出したためであることが判明した。また、ｓｏｌ．Ａｌ量が３００ｐｐｍの従来鋼ではＢ／Ｎ＝１以外では鉄損が急峻に増加するのに対して、ｓｏｌ．Ａｌ量を８００ｐｐｍとした鋼では、鉄損が低減する範囲のピークはブロードになる。さらに特筆すべきことは、ｓｏｌ．Ａｌを８００ｐｐｍ添加した鋼の磁束密度はｓｏｌ．Ａｌ量を３００ｐｐｍとした鋼に較べて格段に向上し、Ｂ：１５ｐｐｍ付近では高磁束密度と低鉄損を兼備していることである。
【００１９】
そこで次に、Ｂ量をｔｒ．と１３ｐｐｍに固定してｓｏｌ．Ａｌ量を０．０１ｗｔ％から０．２５ｗｔ％まで変化させ、Ｂ添加鋼の磁気特性に及ぼすｓｏｌ．Ａｌ量の影響について検討した。その結果を図３（歪取焼鈍後の磁気特性）に示す。図３によれば、Ｂを添加しない鋼ではｓｏｌ．Ａｌ量が０．０５ｗｔ％から０．１５ｗｔ％の範囲内で磁束密度が増加する領域が現れる。しかし、鉄損を十分に低減（Ｗ１５／５０＜４．２Ｗ／ｋｇ）するためには０．２０ｗｔ％を超えるｓｏｌ．Ａｌを添加する必要があり、単にＡｌの単独添加のみでは低鉄損と高磁束密度を同時に得ることはできないことが判る。
【００２０】
一方、Ｂを１３ｐｐｍ添加した鋼ではＢを添加しない鋼に較べて磁束密度はやや低下するものの、鉄損はｓｏｌ．Ａｌ量が０．０５ｗｔ％から０．１７ｗｔ％の範囲でＢを添加しない鋼よりも大幅に低減される。
このように、ＢとＡｌの複合添加により従来の材料を凌ぐ高磁束密度且つ低鉄損材料が得られることが判明した。そこで、Ｂとｓｏｌ．Ａｌの種々の含有量における仕上焼鈍後と歪取焼鈍後の磁気特性について調査を行った。歪取焼鈍後の結果を図４にまとめて示す。
【００２１】
図４より明らかなように、ｓｏｌ．Ａｌ量に拘りなく、Ｂ量が３０ｐｐｍを超えると磁束密度は劣化し、一方、Ｂ量が２ｐｐｍ未満では十分な鉄損の低減効果が得られない。このため本発明ではＢ量は２〜３０ｐｐｍとする。また、ｓｏｌ．Ａｌ量が０．０５ｗｔ％未満では磁束密度と鉄損の双方に優れた特性を得ることはできない。一方、ｓｏｌ．Ａｌ量が０．２０ｗｔ％を超えると、Ａｌ添加による本質的な磁束密度の劣化を招くと同時に、Ｂの添加による粒成長性向上の効果も喪失する。さらに、コストアップの問題や、上述したようにＴｉ、Ｚｒ混入により磁気特性が不安定になる弊害も生じる。このため本発明ではｓｏｌ．Ａｌ量は０．０５〜０．２０ｗｔ％とする。
【００２２】
さらに、良好な磁気特性を得るためには、熱間圧延終了時の固溶Ｂおよび固溶Ｎの残存量を極力少なくする必要がある。その範囲は図４中の枠で囲まれた領域であり、この領域はＢとｓｏｌ．Ａｌの含有量の積として、
０．３×１０−４＜［％ｓｏｌ．Ａｌ］×［％Ｂ］＜２．２×１０−４
で表される。このためＢとｓｏｌ．Ａｌの含有量はこの範囲に限定する。
【００２３】
また、図中斜線を施した領域内ではさらに優れた磁気特性が得られ、この領域はＢとｓｏｌ．Ａｌの含有量の積として、
０．６×１０−４＜［％ｓｏｌ．Ａｌ］×［％Ｂ］＜１．４×１０−４
で表される。したがって、特に優れた磁気特性を得る場合には、Ｂとｓｏｌ．Ａｌの含有量はこの範囲とすることが望ましい。
【００２４】
一方、Ｓｉ添加量が０．５ｗｔ％以下の比較的低グレード鋼種に上記の成分を適用した場合は、仕上焼鈍後および歪取焼鈍後の鋼板の表層に細粒組織が発生するため、磁気特性の改善効果が少ない。細粒組織が発生した鋼板の表層を約２０μｍ研磨して、抽出レプリカにてＴＥＭ観察を行うと、約１００ｎｍ程度のＡｌＮが極めて緻密に析出しているのが観察された。これは、Ｎとの親和力の強いＡｌとＢを複合添加することにより表層窒化が生じて細粒組織が形成されたものと考えられる。
【００２５】
そこで、このような表層窒化を防止する観点から、Ｃ：０．００２ｗｔ％、Ｓｉ：０．７ｗｔ％及び０．１ｗｔ％、Ｍｎ：０．３ｗｔ％、Ｐ：０．１０ｗｔ％、Ｓ：０．００３ｗｔ％、Ｃｒ：０．０５ｗｔ％、Ｖ：０．００２ｗｔ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％、Ｂ：１２ｐｐｍを含有する鋼を溶製し、歪取焼鈍後の鉄損に及ぼすＳｉ、Ｓｂ、Ｓｎの影響を調査した。なお、熱延条件、仕上焼鈍条件等は先に述べた試験と同様とした。その結果を図５に示す。
【００２６】
図５によれば、Ｓｉ添加量によって効果の程度は異なるものの、Ｓｉを０．７ｗｔ％添加した鋼及びＳｉを０．１ｗｔ％添加した鋼ともに、Ｓｂを０．００２ｗｔ％以上添加することにより歪取焼鈍後の鉄損は改善される。このとき、表層の細粒組織も鉄損の低下に対応して消滅していくことが確認された。一方、Ｓｂを０．２ｗｔ％を超えて添加すると、いずれの鋼においても過剰のＳｂにより鉄損は劣化する。また、同様の効果がＳｎの添加によっても得られるが、Ｓｂと同等の効果を得るためには２倍の添加量が必要となることが確認された。このため、より優れた磁気特性を得るためにはＳｂ及びＳｎの１種または２種をＳｂ＋Ｓｎ／２として０．００２〜０．２ｗｔ％添加することが好ましい。
【００２７】
次に、磁気特性に及ぼすＶの影響について調査した。Ｖが鋼の粒成長性を劣化させる元素であることは古くから知られており、従来では特開平９−１９５０１１号に示されるようなＶの低減化や、Ａｌの多量添加によるＶの無害化が図られてきた。しかし、上述したようにＶの低減化やＡｌの多量添加には、コストアップ、製造上の制約、不純物の増加等の種々の問題が伴うため、安価にＶを無害化する方法の開発が切望されていた。この点、本発明の成分系ではＮを基本的にＡｌとＢで固定するため、Ｖは十分無害化できる可能性がある。
【００２８】
そこで、Ｃ：０．００２ｗｔ％、Ｓｉ：０．６ｗｔ％、Ｍｎ：０．３ｗｔ％、Ｐ：０．１０ｗｔ％、Ｓ：０．００３ｗｔ％、Ｃｒ：０．０７ｗｔ％、Ｖ：ｔｒ．〜０．０６ｗｔ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％、Ｂ：１０ｐｐｍを含有する鋼を溶製し、仕上焼鈍後および歪取焼鈍後の磁気特性に及ぼすＶの影響を調査した。
【００２９】
その結果を図６に示す。通常、Ｓｉ脱酸鋼では３０〜１００ｐｐｍのＶの混入により鉄損と磁束密度はともに著しく劣化するが、図６に示されるように適量のｓｏｌ．ＡｌとＢが複合添加された本発明の成分系では、Ｖが数百ｐｐｍ混入しても磁気特性の劣化は生じないことが判明した。抽出残渣により析出物の分析を行ったが、Ｖが０．０５ｗｔ％以下であればＶ系の析出物は検出されなかった。しかし、Ｖが０．０６ｗｔ％以上になるとわずかにＶ系の析出物が検出され、磁気特性は劣化する。このためＶは０．０５ｗｔ％以下（但し、０ｗｔ％の場合を含む）とすることが好ましい。
【００３０】
Ｃｒ、Ｖ以外の不純物としてＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒが磁気特性を劣化させることが知られている。これらの元素は窒化物のみならず炭窒化物を形成するため、無害化が困難な元素である。そのため、これらの元素の混入を防止するために特殊耐火物の使用や製鋼段階での特別な運用形態を強いられている。
【００３１】
Ｂ添加電磁鋼板の磁気特性に及ぼすＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒの影響を明らかにするために、Ｃ：０．００２ｗｔ％、Ｓｉ：０．８ｗｔ％、Ｍｎ：０．３ｗｔ％、Ｐ：０．１０ｗｔ％、Ｓ：０．００３ｗｔ％、Ｃｒ：０．０３ｗｔ％、Ｖ：２０ｐｐｍ、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％、Ｂ：１２ｐｐｍ、Ｔｉ：０〜５０ｐｐｍ、Ｎｂ：０〜５０ｐｐｍ、Ｚｒ：０〜５０ｐｐｍを含有する鋼を溶製し、先に述べた試験と同じ熱延条件及び仕上焼鈍条件によりサンプルを作製した。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒの各含有量と仕上焼鈍後および歪取焼鈍後の磁気特性との関係を図７〜図９に示す。
【００３２】
図７〜図９によればＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒはいずれも１５ｐｐｍを超えると磁気特性は著しく劣化することが判る。このためこれら各元素の含有量は１５ｐｐｍ以下（但し、０ｐｐｍの場合を含む）とする。しかしながら、本発明の成分系ではｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．２０ｗｔ％以下であるため、ＴｉとＺｒの混入量は自ずと１５ｐｐｍ程度以下に低減される利点がある。
【００３３】
以下、その他の成分の限定理由について説明する。
Ｃ：Ｃは磁気時効を回避するために０．００５ｗｔ％以下（但し、０ｗｔ％の場合を含む）とする。
Ｓｉ：Ｓｉは鋼板の固有抵抗を上げて鉄損を低減するのに有効な元素であるが、１．８ｗｔ％を超えて添加されるとリジングの問題が生じる。このためＳｉは１．８ｗｔ％以下（但し、０ｗｔ％の場合を含む）とする。
【００３４】
Ｍｎ：Ｍｎは通常、熱間圧延時の赤熱脆性の防止、粒成長性向上の目的で添加されるが、Ｂ添加鋼ではＢＮの析出サイトとして不可欠なＭｎＳを鋼板中に析出させる元素として不可欠である。ＭｎＳの析出には０．０５ｗｔ％以上のＭｎが必要であるが、１．５ｗｔ％を超えると磁束密度を低下させるので、Ｍｎは０．０５〜１．５ｗｔ％とする。
Ｓ：ＳはＭｎと同様にＭｎＳ形成のための必須元素である。ＭｎＳの析出には０．００１０ｗｔ％以上のＳが必要であるが、０．０２０ｗｔ％を超えると粒成長性が低下するため、Ｓは０．００１０〜０．０２０ｗｔ％とする。
【００３５】
Ｐ：Ｐは鋼板の打ち抜き性を改善するために必要な元素であるが、０．２ｗｔ％を超えて添加すると鋼板が脆化するため０．２ｗｔ％以下（但し、０ｗｔ％の場合を含む）とする。
Ｎ：Ｎは熱間圧延時にＡｌＮを析出させるために必須な元素である。ＮはＡｌＮの析出に０．００１０ｗｔ％以上必要であるが、０．００５ｗｔ％を超えるとＡｌＮの析出量が増加して粒成長性が低下するので、０．００１０〜０．００５ｗｔ％とする。
【００３６】
本発明の無方向性電磁鋼板は、その成分組成が上述した範囲内であればその製造方法に特別な制約はなく、以下に示すような通常の製造方法で製造することができる。すなわち、転炉で吹錬した溶鋼を脱ガス処理して所定の成分に調整し、引き続き鋳造、熱間圧延を行う。熱間圧延時の仕上焼鈍温度、巻取り温度は特に規定する必要はなく、通常の方法に従ってよい。また、熱間圧延後の熱延板焼鈍は行ってもよいが必須ではない。次いで、酸洗した後、一回の冷間圧延若しくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により所定の板厚とし、しかる後、仕上焼鈍を行い、さらに必要に応じて歪取焼鈍を行う。通常、この歪取焼鈍は鋼板のユーザ側で行われる。
【００３７】
【実施例】
転炉で吹錬した後に脱ガス処理を行うことにより所定の成分に調整した表１及び表２に示す鋼をスラブに鋳造し、このスラブを１２００℃で加熱した後、板厚２．０ｍｍまで熱間圧延した。この際、熱延仕上げ温度は８００℃、巻取り温度は６９０℃とした。酸洗後、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延し、表３及び表４に示す仕上焼鈍条件で焼鈍を施し、その後、ＤＸガス雰囲気にて７５０℃×２時間の歪取焼鈍を施した。
【００３８】
磁気測定は２５ｃｍエプスタイン試験片を用いて行った。各鋼板の磁気特性を表３及び表４に併せて示す。
表１〜表４によれば、本発明の成分条件を満足する鋼板のみが、仕上焼鈍後及び歪取焼鈍後のいずれにおいても、高磁束密度と低鉄損を兼備した優れた磁気特性を有していることが判る。
【００３９】
【表１】
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【００４０】
【表２】
0003975603.tif 000003
【００４１】
【表３】
0003975603.tif 000004
【００４２】
【表４】
0003975603.tif 000005
【００４３】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明の無方向性電磁鋼板は高磁束密度と低鉄損を兼ね備た優れた磁気特性を有し、しかも不純物元素の影響を受けにくいため、従来技術に較べて低コストで製造可能であるという利点を有する。
【図面の簡単な説明】
【図１】ｓｏｌ．Ａｌを３００ｐｐｍ含有する鋼板のＢ含有量と仕上焼鈍後及び歪取焼鈍後の鉄損並びに磁束密度との関係を示すグラフ
【図２】ｓｏｌ．Ａｌを８００ｐｐｍ含有する鋼板のＢ含有量と仕上焼鈍後及び歪取焼鈍後の鉄損並びに磁束密度との関係を示すグラフ
【図３】Ｂを含有しない鋼板とＢを１３ｐｐｍ含有する鋼板のｓｏｌ．Ａｌ含有量と歪取焼鈍後の鉄損及び磁束密度との関係を示すグラフ
【図４】本発明が規定するＢ量とｓｏｌ．Ａｌ量の範囲を示すグラフ
【図５】Ｓｉを０．１ｗｔ％及び０．７ｗｔ％含有する鋼板のＳｂ含有量と歪取焼鈍後の鉄損との関係を示すグラフ
【図６】本発明鋼板のＶ含有量と仕上焼鈍後及び歪取焼鈍後の鉄損並びに磁束密度との関係を示すグラフ
【図７】本発明鋼板のＴｉ含有量と仕上焼鈍後及び歪取焼鈍後の鉄損との関係を示すグラフ
【図８】本発明鋼板のＮｂ含有量と仕上焼鈍後及び歪取焼鈍後の鉄損との関係を示すグラフ
【図９】本発明鋼板のＺｒ含有量と仕上焼鈍後及び歪取焼鈍後の鉄損との関係を示すグラフ
【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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【図７】
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【図８】
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【図９】
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