(57)【要約】打抜き加工性に優れ、歪取焼鈍後の鉄損が良好かつ安定した無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供するもので、質量％で、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．４％以上１．５％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．０４％以下、Ｔｉ：０．００１５％以下、Ｎ：０．００３０％以下、Ｓ：０．００１０％以上０．００４０％以下、Ｓｎを０．０１％以上０．５０％以下、ＢをＢ／Ｎで０．５以上１．５以下含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、Ｍｎを含む硫化物のうち個数割合で１０％以上がＢ析出物と複合析出しており、さらには結晶粒径が３０μｍ以下でかつ、７５０℃×２時間の歪取焼鈍後の結晶粒径が５０μｍ以上の無方向性電磁鋼板。その製造方法は、熱延のスラブ加熱において、１１５０℃以上１２５０℃以下の範囲で５分以上滞留させ、引き続き１０５０℃以上１１５０℃未満の範囲で１５分以上滞留後、直ちに熱延し、さらには熱延の仕上出口温度Ｔ（℃）をＴ≧９００−１０００×Ｓｎ［質量％］とする。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．４％以上１．５％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．０４％以下、Ｔｉ：０．００１５％以下、Ｎ：０．００３０％以下、Ｓ：０．００１０％以上０．００４０％以下、ＢをＢ／Ｎで０．５以上１．５以下含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、Ｍｎを含む硫化物のうち個数割合で１０％以上がＢ析出物と複合析出していることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
【請求項２】
質量％で、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．４％以上１．５％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．０４％以下、Ｔｉ：０．００１５％以下、Ｎ：０．００３０％以下、Ｓ：０．００１０％以上０．００４０％以下、ＢをＢ／Ｎで０．５以上１．５以下含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼板の結晶粒径が３０μｍ以下でかつ、７５０℃×２時間の歪取焼鈍後の結晶粒径が５０μｍ以上であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
【請求項３】
ＭｎＳ、Ｃｕ２Ｓ及びその複合硫化物を合計した分布密度が３．０×１０５個／ｍｍ２以下であることを特徴とする請求項１または２記載の無方向性電磁鋼板。
【請求項４】
更に、直径０．１μｍに満たないＴｉ析出物の分布密度が１．０×１０３個／ｍｍ２以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板。
【請求項５】
更に、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉの１種または２種以上を質量％の合計で０．０１％以上０．５０％以下、および／またはＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇの１種または２種以上を０．００１〜０．１％含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかの項に記載の鋼板を製造する方法として、製鋼、熱延、酸洗、冷延に引き続いて仕上焼鈍を施すにあたり、熱延のスラブ加熱について、１１５０℃以上１２５０℃以下の範囲で５分以上滞留させ、それに連続して１０５０℃以上１１５０℃未満の範囲で１５分以上滞留後、直ちに熱延することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれかの項に記載の銅板を製造する方法として、製鋼、熱延、酸洗、冷延に引き続いて仕上焼鈍を施すにあたり、熱延の仕上圧延の出口温度を８００℃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。
【請求項８】
前記熱延の仕上出口温度Ｔ（℃）をＳｎを含有する鋼板においてはＴ≧９００−１０００×Ｓｎ［質量％］とすることを特徴とする請求項６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】  本発明は、電気機器の鉄心材料として使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ものであり、特に打抜き加工性と歪取焼鈍後の磁気特性に優れた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】  近年、世界的な電気機器の省エネルギー化の高まりにより、回転機の鉄心材料として用いられる無方向性電磁鋼板においてもより高性能な特性が要求され、高効率機種と言われる電気製品のモータについては、ＳｉやＡｌ含有量を増加させて固有抵抗を高め、かつ結晶粒径を大きくした高級素材が使用されるようになってきた。一方、汎用機種のモータについても性能向上が要求されるようになってきているが、コスト制約が厳しいため、高効率機種のように高級素材に切替えることは難しいのが実情である。
汎用機種に要求される銅板としては、Ｓｉが１．５％以下でかつモータコア打抜き加工後に施される歪取焼鈍時の結晶粒成長が促進されることで、鉄損が飛躍的に改善する素材である。さらに最近ではコア打抜き時に発生するスクラップを鋳物の原料に活用する需要家が増えてきており、スクラップの鋳造性確保の観点から鋼板のＡｌ含有量を０．０５％未満とする必要が生じてきた。
歪取焼鈍時の結晶粒成長を改善するためには、鋼中に不可避混入している析出物を低減あるいは無害化が重要であるが、Ａｌ：０．０５％未満における無方向性電磁鋼板の材質設計は大きく二分され、その一つは特開昭５４−１６３７２０号公報にみられるように、Ａｌ脱酸した鋼（Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％程度）にＢを０．００２％程度添加して窒化物としてＢＮを生成し、結晶粒成長に有害なＡｌＮの析出を抑制する方法である。
他方は特開平７−１５０２４８号公報にみられるように、Ｓｉ脱酸した鋼（Ｓｏｌ．Ａｌ≦０．００１％）に含まれる酸化物のＳｉＯ２とＭｎＯ比率を制御し、結晶粒成長に有害な延伸性介在物を抑制する方法で、その方策として特開平６−７３５１０号公報では鋼成分のＭｎ／Ｓｉを０．２〜１．０に制御することが開示されている。
このように脱酸に伴なって生成する窒化物あるいは酸化物を適正に制御した上で、さらに硫化物の低減あるいは無害化して磁性改善する方法としては、例えば特開昭５８−１１７８２８号公報では磁性改善効果を得るためにＳを０．００５％以下に規定する方法、特開昭５８−１６４７２４号公報ではＳ：０．０１〜０．０２％を含有する場合にＣａあるいは希土類元素を添加してＳを固定する方法、また特開平４−６３２２８号公報はＳを０．００５０％以下とし、スラブの加熱温度を１１００℃以下とすることによって、ＭｎＳの熱延中の微細析出を防止する方法が開示されている。
【発明の開示】
更なる鉄損の低減が要求される状況において、上記手法では十分かつ安定的に製造することが難しくなってきている。本発明はこのような問題を鑑みてなされたものであり、ＡｌＮの析出抑制を目的に添加されるＢと、鋼中の不可避混入元素であるＳに着目した改善方策によって、歪取焼鈍後の結晶粒成長が良好で鉄損の低く、かつ磁束密度の高い鋼板を提供しようとするものである。
本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、その要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．４％以上１．５％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．０４％以下、Ｔｉ：０．００１５％以下、Ｎ：０．００３０％以下、Ｓ：０．００１０％以上０．００４０％以下、ＢをＢ／Ｎで０．５以上１．５以下含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、Ｍｎを含む硫化物のうち個数割合で１０％以上がＢ析出物と複合析出していることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
（２）質量％で、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．４％以上１．５％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．０４％以下、Ｔｉ：０．００１５％以下、Ｎ：０．００３０％以下、Ｓ：０．００１０％以上０．００４０％以下、ＢをＢ／Ｎで０．５以上１．５以下含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼板の結晶粒径が３０μｍ以下でかつ、７５０℃×２時間の歪取焼鈍後の結晶粒径が５０μｍ以上であることを特徴とする無
方向性電磁鋼板。
（３）ＭｎＳ、Ｃｕ２Ｓ及びその複合硫化物を合計した分布密度が３．０×１０５個／ｍｍ２以下であることを特徴とする（１）または（２）記載の無方向性電磁鋼板。
（４）更に、直径０．１μｍに満たないＴｉ析出物の分布密度が１．０×１０３個／ｍｍ２以下であることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板。
（５）更に、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉの１種または２種以上を質量％の合計で０．０１％以上０．５０％以下、および／またはＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇの１種または２種以上を０．００１〜０．５％含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板。
（６）（１）〜（５）のいずれかの項に記載の銅板を製造する方法として、製鋼、熱延、酸洗、冷延に引き続いて仕上焼鈍を施すにあたり、熱延のスラブ加熱について、１１５０℃以上１２５０℃以下の範囲で５分以上滞留させ、それに連続して１０５０℃以上１１５０℃未満の範囲で１５分以上滞留後、直ちに熱延することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
（７）（１）〜（６）のいずれかの項に記載の鋼板を製造する方法として、製鋼、熱延、酸洗、冷延に引き続いて仕上焼鈍を施すにあたり、熱延の仕上圧延の出口温度を８００℃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。
（８）前記熱延の仕上出口温度Ｔ（℃）をＳｎを含有する鋼板においてはＴ≧９００−１０００×Ｓｎ［質量％］とすることを特徴とする（６）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明を実施するための最良の形態】  本発明者らはＳｉが１．５％以下である鋼において、不可避混入元素であるＳを０．００１０％程度にまで低減し、かつ特開平４−６３２２８号公報にあるようにスラブ加熱温度を１１００℃以下に低温化しても、歪取焼鈍後の鉄損がばらついて安定化しない問題に直面した。その原因を調査したところ、Ｓ量およびスラブ加熱温度が低いにもかかわらず、鋼中にはＭｎＳ、Ｃｕ２Ｓおよびその複合硫化物が微細かつ多量に分散しており、歪取焼鈍後の結晶粒成長を著しく抑制していることが判った。さらに詳しく観察したところ、これらの硫化物は直径０．１〜０．３μｍ程度の球状をしているが、その中心部に直径相当で０．０５μｍ前後のＴｉ析出物を包含していることが判った。硫化物がこのような析出形態をとる理由については、鋳造後〜熱延スラブ加熱で最初に析出するＴｉＮが微細に分散し、それを核に硫化物が析出するためであることが判った。
この状況を打開すべく、本発明者らはＴｉＮに比べて成長速度が速く、粗大化しやすい硫化物に着目した。すなわちＴｉＮを核に硫化物が複合析出する現状とは反対に、硫化物を核にＴｉＮを複合析出させることを試みた結果、安定して低い鉄損の得られることを知見した。さらに、後述する余剰Ｎの固定として生成するＢＮについても硫化物を複合析出させることで安定して低鉄損が得られることを知見して本発明を完成させた。以下、本発明に至った実験結果について述べる。
（実験１）
実験室の真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ：０．００３％、Ｓｉ：０．６％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％、Ｔｉ：０．００１２％、Ｎ：０．００２１％、Ｓ：０．０００５〜０．００２５％、Ｂ：０．００２０％、Ｓｎ：０．０８％を含有する鋼片を作製した。これらの鋼片を１２００℃で２０分保定し、１０分かけて１１００℃まで降温して３０分保定した後、熱延して板厚２．５ｍｍとし、酸洗を経て板厚０．５０ｍｍまで冷延した。
こうして得られた冷延板について８００℃で１０秒の仕上焼鈍を行なった後、７５０℃で２時間の歪取焼鈍を施し、結晶粒径と鉄損を測定した。その結果、表１に示す通り、Ｍｎが０．４％以上でかつＳが０．００１２，０．００２５％の試料８，９，１１，１２において、歪取焼鈍後の結晶粒径５０μｍ以上で良好な鉄損が得られた。
次に歪取焼鈍後の試料について析出物観察を行なったところ、良好な鉄損の得られた８，９，１１，１２の試料ではＭｎを含む硫化物の１０％以上の個数割合で、Ｂ析出物と複合析出していることが観察された。一方、鉄損の悪かった他のサンプルではＢの析出物と思われる直径０．１μｍに満たない微細析出物が多数観察された。
このようにＭｎ：０．４％以上でかつ、Ｓ：０．００１２，０．００２５％で発現した歪取焼鈍後の結晶粒成長、および鉄損改善効果については次のように考えている。まずＭｎを高めたことでＭｎＳの析出開始温度が上昇する。これによってＭｎＳはＢＮに先行して熱延の加熱時に析出するようになり、さらにその後析出するＢＮはＭｎＳを核に複合析出するようになる。これによりＢの微細析出物の生成を抑制することができ、良好な歪取焼鈍後の結晶粒成長と鉄損が得られるものと考えられる。
一方、Ｍｎが０．４％未満ではＢＮが析出する段階でＭｎＳの析出が十分ではなく、またＳが０．０００５％ではＭｎＳの析出量そのものが少ないことから、いずれもＢＮの析出核が不足し、Ｂの単独かつ微細な析出によって歪取焼鈍後の特性が改善しないものと考えられる。
【表１】
2005100627.tif 000002
（実験２）
実験室の真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ：０．００３４％、Ｓｉ：０．７５％、Ｍｎ：０．１５〜０．７２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１９％、Ｔｉ：０．０００８〜０．００１７％、Ｎ：０．００１８％、Ｓ：０．００２３％、Ｂ：０．００２５％、Ｓｎ：０．０３％、Ｃｕ：０．０１％、Ｎｉ：０．０２％を含有する鋼片を作製した。これらの鋼片を１２００℃で５分保定し、１１００℃まで降温して３０分保定した後、熱延して板厚２．７ｍｍとし、酸洗を経て板厚０．５０ｍｍまで冷延した。こうして得られた冷延板について８００℃で１０秒の仕上焼鈍を行なった後、７５０℃で２時間の歪取焼鈍を施し、鋼板の析出物と結晶粒径を観察するとともに鉄損を測定した。
その結果、表２に示す通り、Ｍｎが０．４％以上でかつＴｉが０．００１５％以下であるサンプル４，５，７，８において、歪取焼鈍後の硫化物密度が３．０×１０５以下、平均結晶粒径が５０μｍ以上となり、良好な鉄損が得られた。これらのサンプルでは直径０．２〜０．３μｍの球状の硫化物が多く、その外周に直径相当で０．１μｍに満たない微細なＴｉ析出物が複数個析出しているものが多数確認された。一方、Ｍｎが０．１５％と低いサンプル１〜３では、歪取焼鈍後の硫化物密度が４．５×１０５個／ｍｍ２以上と高く、平均結晶粒径も３５μｍ以下と小さくて鉄損が悪かった。これらのサンプルに見られる硫化物は直径０．１μｍ以下と小さく、かつ多数の硫化物において、その中心にＴｉ析出物を包含しているのが確認できた。またＭｎは０．４％以上であるが、Ｔｉが０．００１５％を超えているサンプル６，９についても歪取焼鈍後の硫化物密度は３．８×１０５個／ｍｍ２以上と高く、平均結晶粒径も４５μｍ以下で鉄損も比較的悪かった。これらのサンプルでは硫化物は直径０．０５〜０．３μｍ以下の広い範囲にばらついており、Ｔｉ析出物との複合形態もその外周あるいは中心部と様々であった。なお直径相当で０．１μｍに満たないＴｉ析出物の分布密度はいずれのサンプルでも１．０×１０３個／ｍｍ２未満と低かった。
このようにＭｎを０．４％以上に高め、かつＴｉを０．００１５％以下とすることで発現した効果については次のように考えている。まずＭｎを高めたことでＭｎＳの析出開始温度が上昇し、一方でＴｉを低減したことでＴｉＮの析出開始温度が低下する。これによって通常とは析出順序が逆転し、ＭｎＳがＴｉＮより先に析出するようになる。次に析出開始温度の上昇したＭｎＳは熱延加熱前段の１２００℃で析出および成長する。一方、析出開始温度の低下したＴｉＮは熱延加熱後段の１１００℃で、既に粗大化したＭｎＳを核に析出したものと考えられる。
【表２】
2005100627.tif 000003
（実験３）
次に熱延の加熱条件の影響を調査するため、実験１のＭｎ：０．４％、Ｓ：０．００２５％の鋼片を用い、熱延加熱を１２００℃で６０分保定、１１００℃で６０分保定の２水準を付け加え、酸洗以降は実験１と同一工程にて試料作製し比較評価した。その結果、表３に示す通り、結果が良好であった試料１（実験１における試料９）に対し、１２００℃で保定した試料２では複合析出の割合はほぼゼロで単独かつ微細なＢ析出物が多数観察され、歪取焼鈍後の結晶粒径および鉄損は最も悪かった。一方、１１００℃で保定した試料３では、１２００℃加熱材（試料２）ほどではないが、複合析出の割合は５％と低く、結晶粒径、鉄損とも今一つ優れなかった。この結果は次のように考えられる。まず１２００℃で保定した場合、Ｍｎが０．４２％と高いこととあいまってＭｎＳは析出しているが、Ｂは未析出のままで熱延されるため、熱延途中や歪取焼鈍時に単独かつ微細なＢ析出物を生成し、結晶粒成長および鉄損は著しく悪化する。次に１１００℃で保定した場合、ＭｎＳの分布が粗になってＢＮが複合析出する核の個数が不足するため、一部のＢが単独かつ微細析出してしまい、良好な結晶粒径および鉄損が得られなったものと考えられる。
【表３】
2005100627.tif 000004
（実験４）
次に熱延の加熱サイクルの影響を調査するため、実験２のＭｎ：０．４２％、Ｔｉ：０．００１３％の鋼片を用い、熱延加熱を１２００℃で６０分保定、１１００℃で６０分保定の２水準を付け加えて熱延し、酸洗以降は実験２と同一工程にてサンプル作製し比較評価した。その結果、表４に示す通り、結果が良好であったサンプル１（実験２におけるサンプル５）に対し、１２００℃で保定したサンプル２では硫化物密度は低いもののＴｉ析出物の分布密度が高く、歪取焼鈍後の結晶粒径および鉄損は最も悪かった。一方、１１００℃で保定したサンプル３ではＴｉ析出物密度は低いものの硫化物密度が高く、結晶粒径、鉄損ともに優れなかった。この結果は次のように考えている。まず１２００℃で保定した場合、Ｍｎが０．４２％と高いこととあいまってＭｎＳの粗大化は進行するが、ＴｉＮは未析出のままで熱延されるため、熱延途中や歪取焼鈍時に単独かつ微細なＴｉ析出物を生成し、結晶粒成長および鉄損は著しく悪化する。次に１１００℃で保定した場合、ＭｎＳの成長が不十分であるため、硫化物の個数が増えて良好な結晶粒径および鉄損が得られなったものと考えられる。
【表４】
2005100627.tif 000005
以上を総括すると、本発明はＭｎ量と熱延の加熱サイクルの最適化により、ＭｎＳを優先かつ最適に析出させると同時に、微細なＢＮを複合析出させることでＭｎＳおよびＢＮの双方を同時に無害化し、結晶粒成長および鉄損を改善する方策を知見したものである。これを実現するためにはＭｎ量を高めると同時にＡｌ量を低減させなければならない。なぜならＡｌはＡｌＮとしてＮを消費するとともに、ＡｌＮ自身によって結晶粒成長が妨げられるからである。一方、Ａｌを全く添加しない製法ではＡｌ量は極めて低く抑えられるため、ＢＮの生成には好都合であるが、鋼中に多数残存するＳｉＯ２・ＭｎＯの介在物がＭｎ量の増加に伴なって延伸化し、かえって粒成長を悪化させてしまう。そこで本発明では介在物の改質による延伸抑制と、ＢＮの析出が優先するＡｌの最適範囲として０．０１％〜０．０４％を見出したのである。
また、本発明はＭｎＳとＴｉＮの析出温度の最適化、熱延の加熱サイクルの最適化により、まずＭｎＳを粗大に析出させ、次に微細なＴｉＮを複合析出させることで、双方の析出物を無害化し、結晶粒成長および鉄損を改善する方策を知見したのである。
これを実現するためには、Ｍｎ量を高くしてＭｎＳの析出温度を上昇させ、さらにＡｌ量を低くしてＡｌＮの生成を抑制し、ＴｉＮの析出を促進させる必要がある。Ａｌ量を極めて低く抑える方法としては製鋼における脱酸にＳｉを用いる方法が挙げられるが、この場合にＭｎ量を増加させると介在物が延伸化し、かえって鉄損を悪化させることが判った。そこで本発明ではＡｌ量を０．０１〜０．０４％の比較的少ない範囲に制御することで、ＴｉＮの析出を維持しつつ、介在物の改質によってＭｎ量を高めることを可能にした。さらに、このＡｌ量範囲ではＴｉＮ析出後の余剰Ｎが粒成長に有害なＡｌＮの微細析出を生じやすいことから、Ｂを微量添加してＢＮとすることでこれを回避した。
このような技術発想は本発明にて初めて知見したもので、例えば特開昭５８−１１７８２８号公報ではＳｉ：０．１〜１．０％、Ａｌ：０．１％未満、Ｍｎを０．７５〜１．５％、Ｎ／Ｂ：０．７〜１．２のＢ含有を規定しているが、ＭｎＳとＢＮとの複合析出および、それを実現するＳｏｌ．Ａｌ量や熱延の加熱温度等については規定がなされていないことから、本発明とは技術思想が全く異なるものであって、本発明を類推し得るものではない。また特開２０００−２４８３４４号公報ではＳｉ：１．８％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：０．０５〜１．５％と規定しているが、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４％を超えるとＢＮよりもむしろＡｌＮが優先して析出してしまうため、ＭｎＳを核にＢＮを析出させるという本発明の技術思想が成り立たない。
次に、本発明における成分および製品の数値限定理由について述べる。
Ｓｉは電気抵抗を増加させるために有効な元素であるが、１．５％を超えて添加すると硬度上昇や磁束密度の低下、コスト増が生じるために１．５％を上限とした。
Ｍｎは本発明を発現するための重要な元素である。本発明ではＭｎＳを含む硫化物を核にＢＮおよび／またはＴｉＮを析出させることを主旨としており、そのためにはＢＮおよび／またはＴｉＮの析出温度以前にＭｎＳを十分に析出させておかなければならない。Ｔｉ：０．００１５％以下、Ｎ：０．００３０％以下で、かつＢ／Ｎで０．５以上１．５以下のＢを含有させる本発明においては、Ｍｎを０．４％以上にすることで本目的は達成される。また１．５％を超えて添加すると飽和磁束密度の低下が著しくなるのに加え、γ→α変態温度が下がって熱延板の組織制御が困難になることから１．５％を上限とした。
Ａｌは鋼の脱酸に必要な元素である。Ｓｏｌ．０．０１％に満たないと未脱酸の酸素が鋼中に残存してＳｉＯ２・ＭｎＯの酸化物を生成し、これが０．４％以上添加されたＭｎの影響とあいまって延伸化して結晶粒成長を阻害するため、Ｓｏｌ．Ａｌの下限を０．０１％とした。またＳｏｌ．Ａｌが０．０４％を超えるとＢＮに代わってＡｌＮが析出することになり、本発明の発現が困難になること、さらに、ＴｉＮの析出の確保、需要家でのスクラップ活用の観点から、Ｓｏｌ．Ａｌの上限を０．０４％とした。
ＴｉはＴｉＮを生成して粒成長を著しく悪化させるが、不可避混入元素であるため、ゼロにすることは工業的には難しい。本発明ではＭｎＳ、Ｃｕ２Ｓおよびその複合硫化物等と複合析出による無害化が可能な許容量として、上限を０．００１５％に規定した。Ｔｉが０．００１５％を超えるとＴｉＮの析出開始温度が高くなりＭｎＳの優先析出を制御できなくなる。
ＮはＢＮの他にＴｉＮやＡｌＮを生成する。Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０４％を含有させる本発明においては、ＡｌＮが生成すると結晶粒成長が著しく悪化するため、Ｂを添加してＡｌＮの生成を抑制する必要がある。したがってＮが高くなると添加するＢ量を増やさなければならないが、過剰のＢ添加は鋼板の脆化を招き、生産性を悪化させるので、Ｎの上限を０．００３０％とした。
ＳはＢＮおよび／またはＴｉＮの析出核となる硫化物を生成するために必要で、０．００１０％以上含有させることで本発明の目的は達成される。ただし０．００４０％を超えると硫化物の析出量そのものが増え、結晶粒成長が阻害されるので０．００４０％を上限とした。
Ｂは結晶粒成長に有害なＡｌＮの生成を抑制するために添加が必須の元素であるが、その目的のためにはＢ／Ｎで０．５以上添加する必要がある。Ｎに対し過剰に添加しても効果は飽和するので、上限をＢ／Ｎで１．５とした。
Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉは焼鈍、特に歪取焼鈍中における鋼板表面の窒化や酸化の抑制に効果があり、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０４％を含有する本発明の鋼においては、特に窒化されやすいため、添加することが好ましい。添加量としては０．０１％未満では効果なく、また０．５０％を超えて添加しても効果が飽和する上にコスト増となるので、添加量の範囲を０．０１％以上０．５０％以下とした。なおＳｎ、Ｃｕ、Ｎｉの窒化・酸化抑制効果は同等であることから、単一または複合によって上記の添加量範囲を満たせばよい。その他、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇの１種または２種以上を０．００１〜０．５％添加することも可能である。
特に、Ｓｎは本発明における磁束密度向上に極めて有効な元素である。なぜなら本発明ではＭｎを高めていることから必然的にγ→α変態温度が低くなり、熱延板の粒成長を十分に促進することができないため、これを補う必要があるからである。添加量としては０．０１％未満では効果なく、０．５０％を超えて添加しても効果が飽和する上にコスト増となるので、添加量の範囲を０．０１％以上０．５０％以下とした。さらにＳｎには歪取焼鈍中の鋼板表面の窒化や酸化を抑制する効果もあり、その観点からも添加が望ましい。
本発明が特徴とする複合析出については、Ｂ析出物が複合析出しているＭｎを含む硫化物の個数割合を１０％以上と規定した。これは単独かつ微細なＢ析出物がほとんどない試料における観察結果に基づいたものである。
結晶粒径は打抜き加工性と磁性を両立させるために重要な因子である。打抜き加工に供される鋼板では粒径が３０μｍを超えると打抜き加工性が悪化するため、結晶粒径は３０μｍ以下とした。また電気製品においては粒径が５０μｍに満たないと要求鉄損が満たされないため、一般的に行われている７５０℃×２時間の歪取焼鈍後の結晶粒径を５０μｍ以上と規定した。
ＭｎＳ、Ｃｕ２Ｓ及びその複合硫化物は多すぎると結晶粒成長を阻害する。歪取焼鈍後に５０μｍ以上の結晶粒径を得るためは、その分布密度を３．０×１０５個／ｍｍ２以下にしなければならない。ここに述べる分布密度とは、鏡面研磨後に化学研磨した試料を走査型あるいは透過型の電子顕微鏡によって観察し、Ｍｎ，ＳあるいはＣｕ，Ｓ、またはＭｎ，Ｃｕ，Ｓを検出した析出物の計数を観察視野面積（複数の視野を観察した場合はその合計面積）で除したものである。
Ｔｉ析出物は硫化物を核に複合析出することで、直径換算で０．１μｍに満たないほど微細であるにもかかわらず無害化が可能となる。歪取焼鈍後に５０μｍ以上の結晶粒径が得られ、鉄損良好であったものは、直径相当で０．１μｍ未満のＴｉ析出物の分布密度が１．０×１０３個／ｍｍ２以下であったことから、これを上限とした。
次に本発明における製造条件の限定理由について述べる。
熱延のスラブ加熱は、ＭｎＳ、Ｃｕ２Ｓ及びその複合硫化物を含む硫化物を核にＢＮおよび／またはＴｉＮを析出させて無害化するため、二段の連続サイクルにする必要がある。Ｍｎを０．４％以上に高めた本発明の鋼においては、１１５０℃以上の温度範囲でＭｎＳの析出と成長が顕著になるが、１２５０℃を超えると固溶が進んでしまうことから、前段の加熱温度は１１５０℃以上１２５０℃以下とした。なおＭｎＳを成長速度は速いため、この温度範囲における滞留時間は５分以上あれば十分である。次に、ＴｉＮおよびＢＮは１１５０℃未満の温度でＭｎＳ上への複合析出が進むことから後段の加熱温度は１１５０℃未満とし、かつ圧延性確保等の観点から下限温度を１０５０℃とした。なお、後段の加熱温度が１０５０℃未満ではＴｉＮの析出は進行するものの、硫化物との複合化が不十分であるため熱延途中で単独かつ微細な析出物が増える。後段の加熱時間はＴｉＮおよびＢＮの析出時間を考慮して１５分以上とした。さらに好ましくは３０分以上である。
熱延の仕上圧延の出口温度は、γ→α変態以下の温度でできる限り８００℃以上と高温化した方が高磁束密度となるが、Ｓｎの添加量によってその温度は緩和されるので、Ｓｎが添加された場合にはその緩和度合いを勘案し、Ｔ≧９００−１０００×Ｓｎ［質量％］と規定した。
【実施例１】  実験室の真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ：０．００３％、Ｓｉ：０．５５％、Ｍｎ：０．１２〜０．９６％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３３％、Ｔｉ：０．０００８％、Ｎ：０．００２５％、Ｓ：０．００３２％、Ｂ：０．００１７％、Ｓｎ：０．０２〜０．０９％を含有する鋼片を作製した。これらの鋼片を１２３０℃まで昇温後に１０分保定し、その後１１２０℃まで降温して３０分保定した後、熱延して板厚２．５ｍｍとした。なお仕上圧延の出口温度は８５５℃であった。この熱延板について酸洗を経て板厚０．５０ｍｍまで冷延後、８２５℃で１０秒の仕上焼鈍を経て、７５０℃で２時間の歪取焼鈍を施した。こうして得られた試料について結晶粒径と鉄損、磁束密度を測定し、透過型電子顕微鏡によって析出物を観察した。その結果、表５に示す通り、Ｍｎが０．４％以上の試料７〜１２において、歪取焼鈍後の平均結晶粒径が５０μｍ以上で良好な鉄損が得られ、複合析出の個数割合も１０％以上であった。さらに８５５≧９００−１０００×Ｓｎを満たす試料８，９，１１，１２では約０．０２Ｔ高い磁束密度が得られた。
【表５】
2005100627.tif 000006
【実施例２】  実験室の真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ：０．００３％、Ｓｉ：１．３％、Ｍｎ：０．２９〜１．０８％、Ａｌ：０．０２７％、Ｔｉ：０．００１３％、Ｎ：０．００１９％、Ｓ：０．００２６％、Ｂ：０．００２４％、Ｓｎ：０．０７％を含有する鋼片を作製した。これらの鋼片を１２３０℃まで昇温後、直ちに１０９０℃まで降温して３０分保定してから熱延した。この加熱において鋼片が１１５０℃以上の温度に滞留した時間は１５分であり、仕上圧延の出口温度は８４０℃であった。この他に１２３０℃あるいは１０９０℃の一定温度で６０分間加熱後、直ちに熱延する試験も行なった。こうして得られた熱延板について酸洗を経て板厚０．５０ｍｍまで冷延後、８５０℃で１０秒の仕上焼鈍を経て、７５０℃で２時間の歪取焼鈍を施した後、結晶粒径と鉄損、磁束密度を測定し、透過型電子顕微鏡によって析出物を観察した。その結果、表６に示す通り、Ｍｎが０．４％以上でかつ、熱延温度を１２３０→１０９０℃の二段サイクルとした試料１０〜１２において、歪取焼鈍後の平均結晶粒径が５０μｍ以上で良好な鉄損が得られ、複合析出の個数割合も１０％以上であった。さらにいずれも８４０≧９００−１０００×Ｓｎ（＝０．０７％）を満たしており、高い磁束密度が得られた。
【表６】
2005100627.tif 000007
【実施例３】  実験室の真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ：０．００３８％、Ｓｉ：０．５１％、Ｍｎ：０．１２〜０．８４％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５％、Ｔｉ：０．０００８〜０．００２４％、Ｎ：０．００２５％、Ｓ：０．００３５％、Ｂ：０．００１６％を含有する鋼片を作製した。これらの鋼片を１２４０℃まで昇温後直ちに１１２０℃まで降温して３０分保定した後、熱延して板厚２．７ｍｍとした。この加熱において鋼片が１１５０℃以上の温度に滞留した時間は２２分であり、また仕上圧延の出口温度は８２０℃であった。この熱延板について酸洗を経て板厚０．５０ｍｍまで冷延後、８２５℃で１０秒の仕上焼鈍を経て、７５０℃で２時間の歪取焼鈍を施し、鋼板の析出物と結晶粒径を観察するとともに鉄損を測定した。
その結果、表７に示す通り、Ｍｎが０．４％以上でかつＴｉが０．００１５％以下であるサンプル７，８，１０，１１において、歪取焼鈍後の硫化物密度が３．０×１０５以下、平均結晶粒径が５０μｍ以上で良好な鉄損が得られた。これらのサンプルでは直径０．２〜０．３μｍの球状の硫化物が多く、硫化物の外周に複数のＴｉ析出物が析出しているものが多数確認された。一方、Ｍｎが０．１２，０．２５％と低いサンプル１〜６では、歪取焼鈍後の硫化物密度が高く、平均結晶粒径も小さくて鉄損が悪かった。これらのサンプルに見られる硫化物は直径０．１μｍ以下と小さく、かつ多数の硫化物において、微細なＴｉ析出物を包含しているのが確認できた。またＭｎは０．４％以上であるが、Ｔｉが０．００１５％を超えているサンプル９，１２についても歪取焼鈍後の硫化物密度は高く、平均結晶粒径も小さく鉄損も比較的悪かった。これらのサンプルでは硫化物は直径０．０５〜０．３μｍ以下の広い範囲にばらついており、Ｔｉ析出物との複合形態も硫化物の外周あるいは中心部と様々であった。なお直径０．１μｍに満たないＴｉ析出物の分布密度はいずれのサンプルでも１．０×１０３個／ｍｍ２未満と低かった。
【表７】
2005100627.tif 000008
【実施例４】  実験室の真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ：０．００２２％、Ｓｉ：１．２％、Ｍｎ：０．３１〜１．４４％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％、Ｔｉ：０．００１３％、Ｎ：０．００１６％、Ｓ：０．００３１％、Ｂ：０．００２１％、Ｓｎ：０．０２％を含有する鋼片を作製した。これらの鋼片を１２２０℃まで昇温後、直ちに１０７０℃まで降温して２０分保定してから熱延した。この加熱において鋼片が１１５０℃以上の温度に滞留した時間は１５分であった。この他に１２２０℃あるいは１０７０℃の一定温度で４５分間加熱後、直ちに熱延する試験も行なった。こうして得られた熱延板について酸洗を経て板厚０．５０ｍｍまで冷延後、８５０℃で５秒の仕上焼鈍を経て、７５０℃で２時間の歪取焼鈍を施し、鋼板の析出物と結晶粒径を観察するとともに鉄損を測定した。その結果、表８に示す通り、Ｍｎが０．４％以上でかつ熱延の加熱温度を１２２０→１０７０℃としたサンプル１２〜１５において、歪取焼鈍後の硫化物密度が３．０×１０５以下、平均結晶粒径が５０μｍ以上となり、良好な鉄損が得られた。これらのサンプルでは直径０．２〜０．３μｍの球状の硫化物が多く、硫化物の外周に複数のＴｉ析出物が析出しているものが多数確認された。その他のサンプルでは、歪取焼鈍後の硫化物密度が高いか、あるいはＴｉ析出物密度が高く、平均結晶粒径も小さくて鉄損が悪かった。
【表８】
2005100627.tif 000009
【国際調査報告】
2005100627.tif 000010
2005100627.tif 000011
2005100627.tif 000012