(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Si：0.1〜1.2 mass％および
Mn：0.005〜0.30mass％を、
（Mn／Si）≦ 0.5
を満足する範囲で含有し、かつ
Ｃ：0.0050mass％以下、
Ｓ：0.0050mass％以下、
Ｏ：0.0100mass％以下、
Ｎ：0.0030mass％以下、
sol.Al：0.0004mass％以下、
Tiおよび／またはNb：0.010 mass％以下および
Ｖ：0.0060mass％以下
に抑制し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
【請求項２】
請求項１において、鋼板が、さらに
Sb：0.005〜0.10mass％および
Sn：0.005〜0.2 mass％
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
【請求項３】
請求項１または２において、鋼板が、さらに
Ｐおよび／またはNi：0.001〜0.2 mass％
を含有する組成になることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、主に電気機器の鉄心材料として用いられる無方向性電磁鋼板、特に加工性およびリサイクル性に優れた高磁束密度無方向性電磁鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、電力をはじめとするエネルギーの節減という世界的な動向の中、電気機器についても、その高効率化が強く望まれている。また、電気機器の小型化という観点から、特に鉄心の小型化に対する要望も高まっている。さらに、環境への配慮から、電気機器における鉄心材料のリサイクル化への対応も急務となっている。
【０００３】
電気機器の高効率化や鉄心の小型化には、鉄心の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。ここに、従来の無方向性電磁鋼板の分野では、磁気特性のうち特に鉄損を低減する手段として、電気抵抗を増加させることによって渦電流損の低減を図るべく、Si，AlおよびMn等の含有量を高める手法が一般に用いられてきた。
しかしながら、この手法では、磁束密度の低下が免れないという、本質的な問題を抱えていた。
【０００４】
また、単にSiやAl等の含有量を高めるだけではなく、併せてＣやＳを低減する方法、さらには特開平58−15143 号公報に記載されているように、Ｂを添加したり、特開平３−281758号公報に記載されているように、Niを添加するなど、合金元素を増加させる方法も、一般に知られている方法である。
しかしながら、上記したような合金元素を添加する方法では、鉄損は改善されるものの、磁束密度の改善効果は小さく、満足できるものではなかった。しかも、合金添加に伴って鋼板の硬さが上昇して加工性が劣化するため、かような無方向性電磁鋼板は加工をして電気機器に適用する場合の汎用性に乏しく、その用途は極めて限られたものでしかなかった。
【０００５】
一方、製造プロセスを変更して、製品板の結晶方位の集積度すなわち集合組織を改善して磁気特性を向上させる方法が、いくつか提案されている。例えば、特開昭58−181822号公報には、Si：2.8 〜4.0 mass％およびAl：0.3 〜2.0 mass％を含有する鋼を 200〜500 ℃の温度範囲で温間圧延することにより、｛１００｝＜ＵＶＷ＞組織を発達させる方法が提案されている。
しかしながら、このような方法による磁気特性の改善効果も、満足できるものとは言い難かった。
【０００６】
また、需要家において歪取り焼鈍を行うことが多いこともあって、この焼鈍後に磁気特性が劣化しないことも、無方向性電磁鋼板に要求される性能として大切であるが、この点にも問題があった。
さらに、加工性およびリサイクル性にも問題を残していた。
【０００７】
つまり、鋼中にある程度以上の量のAlが含まれていると、まず鋼板の硬さが上昇して加工性が阻害され、また鉄心材料をリサイクルしたり、需要家でスクラップ処理する場合に、電気炉の電極を傷めるといった問題に発展していた。
また、鉄心のリサイクル材を用いてモーターのシャフトなどを鋳造する場合、Alが含まれていると、鋳込み時に溶鋼の表面酸化が進行して粘性が増大し、溶鋼の鋳型内充填性が悪化するために、健全な鋳込みが阻害されることも問題になっていた。
【０００８】
従って、加工性、リサイクル性および磁束密度を改善するためには、Alの含有量を低減させることが有用になる。しかしながら、一方でAlの低減は、磁気特性とくに鉄損の増加を招くことになる。また、歪取り焼鈍後の鉄損も劣化するという不利がある。
この原因は、Alが強力な脱酸元素であることが挙げられる。すなわち、Alを添加すると溶鋼時にAlが酸素と結びつき、鋼中の酸化物が低減する。このため結晶粒の粒成長性が向上し、鉄損が効果的に低減される。また、Ｎとも結合して粗大なAlＮを形成し、粒成長性を向上させる。しかしながら、Alが微量しか存在しない場合には、酸化物の形成量が少なく、また微細なAlＮを形成して、結晶粒の粒成長性を妨げてしまう。従って、無方向性電磁鋼板の製造に当たり、Alを低減することは極めて難しいとされていた。
【０００９】
このため、特公昭62−56225 号公報や特公平４−19297 号公報では、sol.Alとして0.0050〜0.1 mass％の低濃度のAlを含有させて脱酸を確保しつつ、Ｂを添加することによってAlＮの析出を防止している。しかしながら、やはり少量でもAlが残存することは好ましくなく、さらなる改良が求められていた。
【００１０】
また、一方で近年、モーターの高回転化に伴いローターの強度が必要とされるようになってきた。強度を高めるためには、合金元素を添加するか、粒径を細かくする必要があるが、これらの手段では、磁束密度が下がったり鉄損が劣化するという弊害が生じるため、その改善が要望されていた。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、加工性およびリサイクル性に優れ、しかも高い磁束密度および強度を有し、さらには歪取り焼鈍後の磁気特性にも優れた無方向性電磁鋼板を提案することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Si：0.1〜1.2 mass％および
Mn：0.005〜0.30mass％を、
（Mn／Si）≦ 0.5
を満足する範囲で含有し、かつ
Ｃ：0.0050mass％以下、
Ｓ：0.0050mass％以下、
Ｏ：0.0100mass％以下、
Ｎ：0.0030mass％以下、
sol.Al：0.0004mass％以下、
Tiおよび／またはNb：0.010 mass％以下および
Ｖ：0.0060mass％以下
に抑制し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
【００１３】
２．上記１において、鋼板が、さらに
Sb：0.005〜0.10mass％および
Sn：0.005〜0.2 mass％
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
【００１４】
３．上記１または２において、鋼板が、さらに
Ｐおよび／またはNi：0.001〜0.2 mass％
を含有する組成になることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、この発明の解明経緯について説明する。
さて、電気機器のモーターやトランスの効率を高めるためには、これらの銅損や鉄損を低減することが重要であり、銅損および鉄損を共に低減するためには、素材の磁束密度を高めかつ鉄損を低減する必要がある。ところが、一般に鉄損を低減するために添加する、Siなどの比抵抗増加成分は、磁束密度を低下させることから、低鉄損および高磁束密度を両立させるのは困難であった。
【００１６】
この点、集合組織の改善による手法は、低鉄損と高磁束密度を両立させ得る優れた手段であるが、この手段にも自ずから限界があった。
すなわち、飽和磁束密度は鉄の量によって決まるものであるから、たとえ製造プロセスの変更により集合組織を改善したとしても、鉄以外の元素が添加されると、その分だけ飽和磁束密度が低下することは避けられない。
そこで、この発明では、Si量に関し、所望の磁束密度が確保できる 1.2mass％以下の素材について検討を行った。
【００１７】
次に、モーターは、ステーターと呼ばれる部品とローターと等ばれる部品に対して電磁鋼鈑が使用される。ここで、ローターは、回転する部品であるので、それなりの強度が要求される。近年、モーターの効率を上げるために、希土類磁石をローターに埋め込み、これを高速回転させる例が多くなってきた。このため、飽和磁束密度と強度に対する要求は、従来よりも格段に高くなってきている。なお、この時の強度は、ＹＰで表される上降伏点が重要である。
一方、ステーターに関しては、鉄損が最も重要であり、また回転しないために強度も必要とされない。このように、同じモーターに使用される電磁鋼板であっても、ローターとステーターとでは、それらに要求される性能は大きく異なっている。
すなわち、ローターに求められるのは、高磁束密度と高強度で、ステーターに求められるのは、低鉄損である。
しかしながら、ローターやステーターは、同一の鋼板からプレスによって打ち抜かれるのが通常で、これを行わないと鋼板の歩留りが大幅に低下する。
【００１８】
そこで、発明者らは、要求特性が異なる両部品に適合する無方向性電磁鋼板を提供すべく鋭意検討を行った結果、次の結論に至った。
すなわち、製品を出荷する際の結晶粒径はできるだけ小さくし、鋼板の強度（ＹＰ）を高くする。そして、鋼板をプレス加工機で打ち抜いたのち、需要家でステーターのみを歪取り焼鈍することによって、ステーターに使用される無方向性電磁鋼板の粒径のみを大きくする。なお、需要家での歪取り焼鈍条件は、 750℃, ２時間程度で焼純雰囲気はArガス中が最も多いことから、この条件をこの発明における歪取り焼鈍条件と定めた。
【００１９】
そして、詳細な検討を行った結果、歪取り焼鈍前の平均結晶粒径を10〜30μm程度とし、歪取り焼鈍後にその平均結晶粒径が歪取り焼鈍前のそれの２倍以上となるようにすることによって、ローターとステーターの強度、磁束密度および鉄損のバランスが極めて良好になることが解明された。
【００２０】
次に、上記の知見を踏まえ、加工性、リサイクル性、強度、磁束密度および歪取り焼純後の鉄損をも確保し得る、無方向性電磁鋼板の成分組成について検討を重ねた。
まず、Alは、従来、磁気特性の向上のために不可欠であるとして添加されてきたが、加工性およびりサイクル性を阻害することから、本発明では、基本的にAlを含有しないこととした。
【００２１】
すなわち、Alは、鋼板の製造工程において、鋼板表面の酸化を促進するために、圧延工程で圧延ロールの摩耗を早めて圧延性を阻害したり、鋼板の硬さを高めるために、需要家が打ち抜き加工する隙に金型の劣化を早めて作業時間やコストを増大させる等、加工性に関して不利な成分である。また、鉄心材料をリサイクルしたり需要家でスクラップ処理する場合に電気炉の電極を傷めるといった問題を引き起こす。さらに、鉄心のリサイクル材を用いてモーターのシャフトなどを鋳造する場合、0.1 mass％以上のAlが含まれていると、鋳込み時に溶鋼の表面酸化が進行して粘性が増大し、溶鋼の鋳型内充填性が悪化するために、健全な鋳物が得られないことがあり、Alを含むスクラップはリサイクル性に乏しいものであった。
従って、加工性、リサイクル性および磁束密度の向上を図るには、Alの含有量を低減させることが有用となる。
【００２２】
しかしながら、一方でAlの低減は、磁気特性とくに鉄損の増加を招き、また歪取り焼鈍後の鉄損も劣化する。従って、従来、無方向性電磁鋼板の製造に際し、Alを低減することは極めて難しいとされていたのは前述したとおりである。
また、特許第3013961 号公報に述べられているように、工業的な製鋼技術では、従来、５ppm 以下のAlを達成することは極めて困難であるとされていた。このため、このような低Al領域での最適成分系については明らかにされていなかった。
【００２３】
ところが、ごく最近、急速な製鋼技術の発展に伴い、極めて低いAl濃度を達成することが可能となってきた。これに伴い、全く新しい知見が、発明者らによって解明されたのである。
すなわち、発明者らは、数多くの実験結果を解析した結果、Alを極力低減すると共に、Ｓ，Ｎ，Ｏ，Ti，ＶおよびNbの含有量を下げ、さらにMn／Siを0.5以下とすることによって、極めて良好な磁気特性が得られることが究明されたのである。
以下、この発明を得るに至った実験について述べる。
【００２４】
Ｃ：0.0015mass％，Ｎ：0.0026mass％，Ｓ：0.0025mass％，Ｏ：0.0080mass％，Ti：0.0020mass％，Nb：0.0050mass％およびＶ：0.0030mass％を基本成分とし、sol.Alを０〜0.0010mass％、Siを 0.1〜1.2mass ％、Mnを 0.005〜0.30mass％の範囲で種々変更した鋼塊を製造した。ついで、これら鋼塊を、1075℃に加熱し、熱間圧延にて 2.3mm厚としたのち、酸洗し、冷間圧延にて最終板厚：0.35mmに仕上げたのち、 850℃、15秒間の再結晶焼鈍を施して製品板とした。
これらの製品板の圧延方向断面を光学顕微鏡で観察し、その粒径を測定した。なお、粒径は、0.5mm2の面積中に存存する結晶粒の数を測定し、円相当径として求めた。
ついで、製品板に対し、Ar雰囲気中にて 750℃, ２時間の歪取り焼純を施したのち、これについても同様にして結晶粒径の測定を行った。
歪取り焼鈍前後の平均結晶粒径比に及ぼすsol.Al量およびMn／Si比の影響について調べた結果を、図１に示す。
【００２５】
同図に示したように、sol.Al量を0.0004mass％以下に抑制し、かつMn／Si比を0.5 以下とすることによって、歪取り焼鈍後に結晶粒径が歪取り焼鈍前の2.5倍以上に成長する電磁鋼板が得られることが分かる。
【００２６】
次に、発明者らは、さらに上記の効果を高めることを目的として、微量元素の影響について詳細な検討を行った。
その結果、溶銑やSi原料に含まれる結果、溶鋼中に不可避に混入する、Ti，NbおよびＶの量を適切に制御することによって、上記したsol.Alの低減による効果が一層高まると共に、磁気特性のさらなる向上が達成されることが判明した。特に、Alを極力低減した成分系では、TiおよびNb量の制限に加えて、Ｖ量を制限することが有利であることが、新たに判明した。
すなわち、Si, Al, MnおよびＮ量を所定の範囲に規制した成分組成であっても、TiやNb，Ｖの混入量次第では磁気特性が大きくばらつき、特に歪取り焼鈍後の鉄損が劣化する場合があることが判明した。
【００２７】
この原因を明らかにするために、まず、Si：0.9 mass％，Al：0.0002mass％，Mn：0.15mass％およびＮ：0.0023mass％を含み、さらに微量不純物元素であるTi，NbおよびＶの含有量を 0.001〜0.09mass％の範囲で種々に変化させた鋼塊を製造して実験に供した。さらに、一部の鋼塊にはSb, Snを添加した。そして、これらの鋼塊を1070℃に加熱後、熱間圧延にて 2.5mmとしたのち、酸洗してから、冷間圧延にて最終板厚：0.5 mmに仕上げた。ついで、 840℃, 10秒間の再結晶焼鈍を行い製品板としたのち、 750℃, ２時間の歪取り焼鈍を施した。
かくして得られた歪取り焼鈍後の製品板から、圧延方向と平行および圧延方向と直角に、それぞれサンプルを切り出し、JIS C 2550に準拠して磁束密度および鉄損を測定し、それらの平均値を求めた。
歪取り焼鈍後の平均鉄損Ｗ15/50 （W/kg）と（Ti＋Nb）合計量およびＶ含有量との関係について調べた結果を、図２に示す。
【００２８】
同図に示したように、（Ti＋Nb）量を 0.005mass％以下に規制することによって歪取り焼鈍後に良好な磁気特性を得ることができ、さらにＶ量を0.0060mass％以下にすれば、（Ti＋Nb）量の許容量を0.01mass％まで拡大しても、良好な磁気特性を確保できることが明らかになった。特に、（Ti＋Nb）量を 50ppm以下、Ｖ量を 35ppm以下にすることにより、とりわけ優れた鉄損を安定して得ることができた。
【００２９】
ここで、製品板におけるTi，NbおよびＶ量を低減することによって、磁気特性が安定化する理由は必ずしも明らかではないが、TiおよびNb、そしてＶはともに窒化物形成元素であり、これらの窒化物が微細に析出すると、集合組織形成および結晶粒成長性に悪影響を及ぼす微細析出AlＮと同様の害を与えるため、これらの元素を低減することによってこの種の害が防止できる結果、良好な磁気特性が得られるものと考えられる。
また、歪取り焼鈍後の磁気特性に及ぼすＶの影響についても明らかではないが、低Alの含Si鋼に0.0060mass％を超える量のＶが含まれていると、熱延板焼鈍や再結晶焼鈍時に部分的に固溶したＶ系の窒化物または炭化物が、歪取り焼鈍時に窒化物または炭化物として析出し、磁壁の移動を阻害する結果、鉄損の劣化が生じるものと考えられる。なお、TiおよびNbの合計量が 0.010mass％を超えると鉄損が劣化するのは、析出物の量が多くなってＶ量を低減した効果がなくなるためと考えられる。
【００３０】
次に、表１に示すような、Ｖ量が0.0060mass％以下の材料に、Sb, Snの一種または二種を添加した成分系を対象として、歪取り焼鈍後の製品板の鉄損について調査した結果を、図３に示す。
【００３１】
【表１】
0004259011.tif 000002
【００３２】
同図に示したとおり、SbまたはSnの一種または二種を添加することによって、歪取り焼鈍後の鉄損が大幅に改善されることが分かる。
この理由も明らかではないが、SbやSnの偏析がＶ等の析出挙動に影響を与え、析出の抑制と析出物の粗大化が起こったものと考えられる。
【００３３】
さらに、無方向性電磁鋼板は、通常、需要家での加工性を損なうことのないように、鋼板のビッカース硬さは100 HV以上とすることが好ましい。なお、鋼板の硬さが170 HV以上になると、加工性が劣化し、金型の早期磨耗が発生し易くなる。
しかしながら、この発明の無方向性電磁鋼板は、Alを大幅に低減しているだけでなく、磁束密度を高めるために合金元素を減らしているため、硬度が通常よりも低下している。
このため、打ち抜きにより、ダレやつぶれが発生して、金型からの離脱が阻害されたり、打ち抜き後のカエリが大きくなって鋼板の占積率などに悪影響を及ぼすことが懸念される。
【００３４】
このような鋼板の硬度不足は、ＰやNiを適宜添加することによって解消することができる。
しかしながら、不純物元素が多量に存在したり、最終焼鈍において焼鈍温度が不十分であったり、あるいは焼鈍中に酸化や窒化が生じた場合などには、所望の硬さを安定して得るのが困難となることがある。
従って、この発明に従って不純物を低減することは勿論、製造工程における焼鈍を、過度に酸化や窒化が生じない条件で行うことが有効である。
なお、この発明では、酸化や窒化の核となるAlの含有量が格段に少ないので、他の鋼種と比べると酸化や窒化は生じにくいという利点がある。
【００３５】
また、酸化や窒化に対する抑制効果があるSbやSnを添加することも、鋼板の硬さを調整するのに有効に作用する。さらに、Sb，Snの添加は、Ｎ化物の微細析出を抑制し、かつこれらの粒成長阻害効果を抑制することにより、磁気特性上一層有利な集合組織形成を促進させる上でも有効である。
【００３６】
次に、この発明において、鋼板の成分組成を前記の範囲に制限した理由について説明する。
Si：0.1 〜1.2 mass％、Mn：0.005 〜0.30mass％でかつ、（Mn／Si）≦ 0.5
まず、この発明の無方向性電磁鋼板の成分組成としては、Si：0.1 〜1.2 mass％およびMn：0.0050〜0.30mass％の含有が不可欠である。
すなわち、Siを含有させて電気抵抗を増大させ、鉄損を低減するには、少なくとも 0.1mass％のSiを含有させる必要がある。一方、Si量が 1.2mass％超になると磁束密度が低下するだけでなく、硬度が上昇し、加工性が劣化するので、Siは 0.1〜1.2 mass％の範囲に限定する。
また、Mnは、良好な熱間加工性を得るために必要な成分であり、そのためには0.005 mass％以上の含有を必要とする。しかしながら、0.3 mass％を超えると飽和磁束密度が低下するので、Mnの上限は 0.3mass％とした。
さらに、本発明の特徴であるMn／Siを 0.5以下に制限することによって、前掲図１に示したとおり、極めて優れた粒成長性を確保することができる。
【００３７】
Ｃ：0.005 mass％以下、Ｓ：0.0050mass％以下、Ｏ：0.0100mass％以下
Ｃは、磁気時効劣化を抑制し、かつ極低Al化による集合組織の改善効果を十分に発揮させるためには、0.0050mass％以下に低減する必要がある。なお、Ｃの低減は、溶鋼の段階で0.0050mass％以下としてもよいし、溶鋼段階で0.0050mass％を超えていても途中工程での脱炭処理により0.0050mass％以下としてもよい。
また、Ｓは、MnやトランプエレメントのCuなどと結合してMnＳやCu2Sとなり、結晶粒成長を妨げるので少ない方が好ましく、0.0050mass％以下とした。
T.Ｏが0.0100mass％を超えると酸化物が増え、結晶粒成長を妨げるので、T.Ｏは0.0100mass％以下とした。
【００３８】
Ｎ：0.0030mass％以下、sol.Al：0.0004mass％以下
優れた粒成長性と磁気特性を得るためには、鋼板のAl量を0.0004mass％以下およびＮ量を0.0030mass％以下に低減することが肝要である。すなわち、Al含有量が0.0004mass％を超えると製品板においてAlＮが析出し、歪取り焼鈍後の粒成長性が劣化するだけでなく、集合組織が劣化して製品板の磁束密度が低下するため、sol.Alで0.0004mass％以下に低減する。
また、Ｎ量が0.0030mass％を超えると種々の窒化物が形成されて、再結晶焼鈍時の集合組織の発達と結晶粒の成長が抑制され、鉄損が大きく劣化するため、Ｎ量は0.0030mass％以下、好ましくは0.0025mass％以下に低減するものとした。
【００３９】
Tiおよび／またはNb：0.010 mass％以下、Ｖ：0.0060mass％以下
TiおよびNbは、微細な窒化物を形成して、集合組織の形成および結晶粒の成長性を阻害する成分であり、TiおよびNbの総量とＶ量を制御することによって、製品板の磁気特性と歪取り焼鈍後の磁気特性とを高度に両立することができる。すなわち、TiおよびNbの総量を 0.010mass％以下に低減し、かつＶ量を0.0060mass％以下に低減すれば、Ti，NbおよびＶの窒化物または炭化物の製品板での析出および歪取り焼鈍時の析出が抑制されて、磁壁移動に影響を及ばす析出物の影響が小さくなり、歪取り焼純前後における製品板での磁気特性が向上する。
また、Ｖ量が0.0060mass％を超えると、TiおよびNbの総量を0.005 mass％以下の狭い範囲に制限する必要が生じる上、特に歪取り焼鈍後に安定した低鉄損が得られないので、Ｖ量は0.0060mass％以下に制限した。
【００４０】
Sb：0.005 〜0.10mass％、Sn：0.005 〜0.2 mass％
SbおよびSnは、窒化物の析出形態を制御し、かつ良好な集合組織形成を促進する上で、有効な成分である。
すなわち、SbおよびSnは、窒化物の微細析出を抑制し、かつこれらの粒成長阻害効果を抑制することにより、磁気特性上有利な集合組織の形成を効果的に促進させる有用元素である。これらの効果を得るには、Sb：0.005 〜0.10mass％, Sn：0.005 〜0.2 mass％の範囲に制御することが好ましい。それぞれの上限を決めた理由は、これ以上の添加は効果の向上が認められず、むしろ粒成長性を阻害するためである。
【００４１】
その他、需要家によって最適な硬度(HV)が異なるため、必要に応じて、ＰまたはNiを 0.001〜0.2 mass％の範囲で添加することもできる。
【００４２】
さらに、硫化物を粗大化して鉄損を向上するために、REM やCaを製鋼段階で添加することも可能である。このREM やCaは、メッシュメタルやCaSi, CaAl，CaＯフラックス等にて添加することができる。すなわち、REM やCaを添加することによって、粗大な硫化物（酸素を含む場合もある）が形成され、鉄損を向上させることができる。
【００４３】
次に、この発明鋼の製造方法について説明する。
上記した好適成分組成に調製された溶鋼は、通常の造塊法や連続鋳造法によってスラブとする。また、100mm 以下の厚さの薄鋳片を直接鋳造法によって製造してもよい。ついで、スラブは、通常の方法で加熱したのち熱間圧延に供するが、鋳造後、加熱せずに直ちに熱間圧延してもよい。なお、薄鋳片の場合には熱間圧延しても良いし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めてもよい。ついで、必要に応じて熱延板焼鈍を施し、さらに必要に応じて中間焼鈍を挟み、１回以上の冷間圧延を施して最終板厚に仕上げたのち、連続焼鈍を行い、必要に応じて絶縁コーティングを施す。この絶縁コーティングは、２種類以上の被膜からなる多層膜であってもよいし、樹脂等を混合させたコーティングとしても良い。
【００４４】
実施例１
表２に示す成分組成になる鋼スラブを連続鋳造にて製造した。これらのスラブを、1120℃で30分間加熱後、熱間圧延にて2.8 mmの熱延板としたのち、酸洗しスケールを除去してから、冷間圧延により0.50mmの最終板厚に仕上げた。ついで、50％水素と50％窒素からなる雰囲気中にて 780℃、15秒の再結晶焼鈍を施したのち、重クロム酸塩と樹脂からなる半有機コーティング液を塗布し、300 ℃で焼き付けて製品板とした。
かくして得られた製品板から、圧延方向と平行および圧延方向と直角に、それぞれサンプルを切り出し、JIS C 2550に準拠して磁束密度および鉄損を測定した。また、圧延方向断面：0.5mm2の面積中に存在する結晶粒の個数から、平均結晶粒径を円相当径として求めた。さらに、引張り試験によりYPを測定した。
ついで、製品板を、Ar雰囲気中にて 750℃、２hrの歪取り焼鈍を行ったのち、同様にして鉄損および平均結晶粒径を測定すると共に、歪取り焼鈍前後における平均結晶粒径の粒径比についても求めた。
得られた結果を表３に示す。
【００４５】
【表２】
0004259011.tif 000003
【００４６】
【表３】
0004259011.tif 000004
【００４７】
表３に示したとおり、この発明の鋼板はいずれも、極低Alであるため、高い磁束密度を、優れた加工性およびリサイクル性に併せて得ることができる。
また、この発明の鋼板はいずれも、歪取り焼鈍前の結晶粒径が小さいので、高い強度を得ることができた。
さらに、歪取り焼鈍後の粒成長性に優れ、またTiやNb，Ｖ等の混入量も少ないので、歪取り焼鈍後に優れた磁気特性を安定して得ることができる。
【００４８】
【発明の効果】
かくして、この発明によれば、加工性およびリサイクル性に優れ、しかも高い磁束密度および強度を有し、さらには歪取り焼鈍後の磁気特性にも優れた無方向性電磁鋼板を安定して得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  粒成長性に及ぼすsol.Al量およびMn／Si比の影響を示す図である。
【図２】  歪取り焼鈍後の鉄損特性に及ぼす（Ti＋Nb）合計量およびＶ含有量の影響を示す図である。
【図３】  歪取り焼純前後の鉄損特性に及ぼすSb，Snの影響を示す図である。
【図１】
0004259011.tif 000005
【図２】
0004259011.tif 000006
【図３】
0004259011.tif 000007