(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：３．５％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５〜０．０３５％、ｓｏｌ．Ａｌ：２．０％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、酸化物および／または窒化物の表面をＭｎＳが覆った０．１〜１０μｍの大きさの複合介在物を有することを特徴とする打抜き性、耐疵付け性および磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板。
【請求項２】
重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：３．５％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５〜０．０３５％およびｓｏｌ．Ａｌ：２．０％以下を含有する鋼組成を有する連続鋳造スラブを、５００℃未満に低下することなく、１２５０℃以下に加熱して熱間圧延を行った後、冷間圧延および７００〜１０５０℃の連続仕上焼鈍を行うことを特徴とする酸化物および／または窒化物の表面をＭｎＳが覆った０．１〜１０μｍの大きさの複合介在物を有し、打抜き性、耐疵付け性および磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば小型モータやマイクロモータ、さらには小型トランス等に使用するのに好適な、打抜き性、耐疵付け性および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。
【０００２】
【従来の技術】
近年、各種鋼板に対して、合理化された製造工程やより効率的かつ低コストの製造方法が急速に開発されている。したがって、各種電磁モータやトランス等に使用される無方向性電磁鋼板に対しても作業効率の向上が要求されるようになってきた。例えば打抜き性向上はその一つであり、打抜き性を向上して打抜き速度を上昇することにより、生産効率の向上を図るものである。
【０００３】
近年、環境保護およびエネルギー資源有効利用の観点から、モータの効率向上もいっそう重要視されてきており、電磁鋼板に対しても、高磁束密度低鉄損化が以前に増して強く要求されている。
【０００４】
このような状況下において、鉄損の劣化につながるために磁気特性に関して不利であると従来考えられてきたＳ添加を行っても、製鋼技術や熱延技術の進歩に基づいて介在物形態制御を適切に行うことにより、磁気特性に及ぼす悪影響を殆ど無くすことができるようになったため、近年では、Ｓ添加を行うことにより無方向性電磁鋼板の加工性改善が図られるようになってきた。本出願人も、先に特公平５−82454 号公報により、Ｓ：0.015 〜0.035 ％ (以下、本明細書においては特にことわりがない限り、「％」は「重量％」を意味するものとする。) 、Mn (％) ／Ｓ (％) ≧10を満足することにより、介在物であるMnＳの析出形態を制御して、磁気特性を阻害することなく打抜き性が良好な無方向性電磁鋼板を製造する方法を提案した。この提案により、所望の磁気特性を具備したまま打抜き性および切削性を顕著に改善することができ、打抜き加工時の作業性、作業能率の改善・向上が図られている。
【０００５】
ところで、この無方向性電磁鋼板に対しては、前述した打抜き性および磁気特性とともに、耐疵付け性の向上も要求される。この耐疵付け性において対象とする疵とは、電磁鋼板同士あるいは電磁鋼板と他の材料とが擦られた際に、鋼中に含有される硬質の酸化物により発生する疵を意味しており、例えば、マイクロモータの組立ての際のシャフト圧入時にシャフトの表面に発生する疵や、EIコアトランスの積層時に発生する引っ掻き疵等が知られている。これらの疵は、製品の外観品質を損なうとともにモータ等の回転時には風切り音を発生させ、あるいはEIコアトランスでは層間絶縁抵抗の低下を招き、製品性能を著しく損なう。
【０００６】
そこで、従来より、この疵の解消を目的とした様々な提案が行われている。例えば、特開平５−331601号公報にはＳ≦0.03％、Al：0.001 〜1.5 ％を含有するとともにSiO2、Al2O3 およびMnO の３種の酸化物の総量に対するSiO2の重量割合を0.30以下に抑制する発明が、一方、特開平６−2078号公報にはＳ≦0.03％、Al：0.001 〜1.5 ％を含有するとともに直径５μm 以上の酸化物密度を20個/mm2以下に抑制する発明が、それぞれ提案されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
これらの発明は、基本的に、前述した疵の原因である硬質の酸化物の量を低減することにより、疵防止を図っている。ところが、このように酸化物の量を低減するには、溶銑段階等の製鋼時に特別の脱硫処理を行う必要がある。そのため、製造コストの上昇を招き、コスト低減要請が極めて強い小型モータや小型トランス等への無方向性電磁鋼板の適用性を著しく損なうことになってしまう。
【０００８】
ここに、本発明の目的は、打抜き性、耐疵付け性および磁気特性に優れ、さらに低コストであるために、例えば小型モータやマイクロモータさらには小型トランス等に使用するのに真に好適な、無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決するため鋭意検討を重ね、以下に列記する知見(i) 〜(v) を得て、これらの知見(i) 〜(v) に基づいてさらに検討を重ねた結果、本発明を完成した。
【００１０】
(i) 加工性を確保するために、Ｓ含有量は0.015 ％以上0.035 ％以下とする。通常の製鋼工程では、溶銑時に特別な脱硫処理を行わなくとも、Ｓ：0.015 〜0.035 ％が達成されるため、製造コストの上昇が抑制される。
【００１１】
(ii)Ｓ含有量が0.015 〜0.035 ％では、鋼中の酸化物や窒化物を核としてその表面にMnS が析出し、結果的に、表面をMnS により覆われた状態の酸化物や窒化物、すなわち酸化物や窒化物とMnS とが複合した、粒径が0.1 〜10μm の複合介在物が生成する。
【００１２】
(iii) この複合介在物は、連続鋳造スラブを500 ℃未満に低下することなく、1250℃以下に抑制してスラブ加熱を行うことにより、MnS の再溶解等を起こさずに、複合されたままの状態で仕上げ圧延完了まで存在し、熱間圧延時に通常のMnS 単独のもののように延びたり、破砕したりせずに、製品においてもその形態が維持される。
【００１３】
(iv) MnSは、酸化物に比べると柔らかく元来潤滑効果を有するため、酸化物や窒化物の表面をMnS により覆われることにより、製品組立て時等における前述の疵付きが解消される。また、MnS により表面を覆われた酸化物や窒化物はMnS 単体と同一の作用を奏するため、快削性や打抜き性の向上も実現される。
【００１４】
(v) さらに、連続鋳造スラブを500 ℃未満に低下することなくスラブ加熱温度を1250℃以下に抑制して、MnＳの再溶解を防止することにより、仕上げ圧延時におけるMnＳの微細析出も防止される。これにより、磁気特性劣化も発生せず、良好な耐疵付け性が得られる。
【００１５】
ここに、本発明の要旨とするところは、Ｃ：0.01％以下、Si：3.5 ％以下、Mn：2.0 ％以下、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.015 〜0.035 ％、sol.Al：2.0 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、酸化物および窒化物の一方または双方の表面をMnS が覆った0.1 〜10μm の大きさの複合介在物を有することを特徴とする打抜き性、耐疵付け性および磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板である。
【００１６】
上記の本発明にかかる無方向性電磁鋼板では、複合介在物の大きさは、その最大径により規定される。
【００１７】
また、別の観点からは、本発明は、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：３．５％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５〜０．０３５％およびｓｏｌ．Ａｌ：２．０％以下を含有する鋼組成を有する連続鋳造スラブを、５００℃未満に低下することなく、１２５０℃以下に加熱して熱間圧延を行った後、冷間圧延および７００〜１０５０℃の連続仕上焼鈍を行うことを特徴とする酸化物および／または窒化物の表面をＭｎＳが覆った０．１〜１０μｍの大きさの複合介在物を有し、打抜き性、耐疵付け性および磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法であり、この本発明により、酸化物および窒化物の一方または双方の表面をＭｎＳが覆った０．１〜１０μｍの大きさの複合介在物が鋼中に形成される。
【００１８】
上記の本発明にかかる打抜き性、耐疵付け性および磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法においては、▲１▼磁気特性のいっそうの改善を目的に、熱間圧延に引き続いて、600 〜1100℃の熱延板焼鈍を行うこと、▲２▼磁気特性改善を目的に、冷間圧延において、１回または２回以上の中間焼鈍を行うこと、▲３▼打抜き性のいっそうの改善を目的に、冷間圧延を終了した後に、有機樹脂、または有機樹脂と無機バインダーとの混合物からなる表面コーティングを行うことの少なくとも一つを行うことが、望ましい。
【００１９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明にかかる無方向性電磁鋼板およびその製造方法を詳細に説明する。
【００２０】
まず、本発明にかかる無方向性電磁鋼板の組成を限定する理由を説明する。
【００２１】
(Ｃ：0.01％以下)
Ｃは、強度を向上させるが、0.01％を越えて含有すると磁気時効を引き起こし、磁気特性が劣化する。そこで、本発明では、Ｃ含有量は0.01％以下に限定する。同様の観点から、望ましくは、0.008 ％以下である。
【００２２】
(Si：3.5 ％以下)
Siは、磁気特性の改善に顕著な効果があり必須元素であるが、3.5 ％を越えて含有すると冷間圧延が困難となる。そこで、本発明では、Si含有量は3.5 ％以下に限定する。望ましい上限値は3.2 ％であり、望ましい下限値は0.05％である。
【００２３】
(Mn：2.0 ％以下)
Mnは、磁気特性の改善に有効な元素であるが、2.0 ％を越えて含有しても磁気特性、打抜き性および耐疵付け性はいずれも改善されず、その一方で冷間圧延が困難になる。そこで、本発明では、Mn含有量は2.0 ％以下に限定する。望ましい上限値は1.8 ％であり、望ましい下限値は0.1 ％である。
【００２４】
(Ｐ：0.15％以下)
Ｐは、打抜き性の確保に有効な元素であるが、0.15％を越えて含有すると冷間圧延が困難となる。そこで、本発明では、Ｐ含有量は0.15％以下に限定する。
【００２５】
(Ｓ：0.015 〜0.035 ％)
Ｓは、酸化物や窒化物の表面をMnＳで覆うことを最大の特徴の一つとする本発明において極めて重要な元素である。Ｓ含有量が0.015 ％未満では酸化物や窒化物をMnＳで完全に覆うことができず、潤滑による疵付け防止効果が認められなくなる。一方、0.035 ％を越えて含有すると10μm 超の大型介在物や10μm 以下でも多数のMnＳが析出し、磁気特性が劣化する。そこで、本発明では、Ｓ含有量は0.015 ％以上0.035 ％以下に限定する。同様の観点から、Ｓ含有量の上限は0.033 ％、下限は0.019 ％がそれぞれ望ましい。
【００２６】
(sol.Al：2.0 ％以下)
sol.Alは、磁気特性を改善するのに重要な元素であるが、2.0 ％を越えて含有すると冷間圧延が困難となる。そこで、本発明では、sol.Al含有量は2.0 ％以下に限定する。
【００２７】
上記以外の組成は、Feおよび不可避的不純物である。
【００２８】
さらに、本発明にかかる無方向性電磁鋼板では、介在物の形態を特定する。次に、介在物について説明する。
【００２９】
(介在物)
本発明にかかる無方向性電磁鋼板は、酸化物および窒化物の一方または双方の表面をMnＳが覆った、0.1 〜10μm の大きさの複合介在物を有する。
【００３０】
本発明において、複合介在物の大きさを0.1 μm 以上10μm 以下の範囲に限定したのは、介在物が酸化物や窒化物を核とし、その表面がMnＳにより覆われた状態であることを確保するためである。すなわち、大きさが0.1 μm 未満である複合介在物を有する鋼板を製造することは困難であって実現性が乏しく、一方、本発明において規定するＳ含有量(0.015〜0.035 ％) の鋼を通常の溶製法により製造すると、10μm 超の介在物を鋼中に見いだすことは困難となるからである。しかしながら、Ｓ含有量が0.035 ％超になると、前述したように、10μm を超える大きさの介在物が観察され、10μm を超えた介在物は大き過ぎてMnＳによる表面被覆が不完全になるため、露出した酸化物の表面によって、例えば、シャフト圧入時にシャフト表面に疵を生じてしまう。そこで、本発明では、介在物の大きさを0.1 μm 以上10μm 以下に限定する。
【００３１】
このように構成された本発明にかかる無方向性電磁鋼板では、主として、ＰおよびＳをそれぞれ適正量含有するとともに複合介在物を有するために、所望の打抜き性が奏せられる。また、主として、Ｓを適正量含有するとともに複合介在物を有するために、所望の耐疵付け性が奏せられる。さらに、主として、Ｃ、Si、Mn、Ｓおよびsol.Alを適正量含有するとともに熱間圧延時の加熱温度の規制によりMnＳの微細析出が抑制されるために、所望の磁気特性が得られる。
【００３２】
さらに、本発明にかかる無方向性電磁鋼板では、Ｓ含有量が高いために、その溶製段階でコスト増につながる面倒な脱硫処理を行う必要がなく、製造コストの上昇も抑制される。
【００３３】
次に、本発明にかかる無方向性電磁鋼板の製造方法を、製造工程順に説明する。
【００３４】
本発明にかかる無方向性電磁鋼板の製造に際しては、上記の組成を有する連続鋳造スラブ、すなわちＣ：0.01％以下、Si：3.5 ％以下、Mn：2.0 ％以下、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.015 〜0.035 ％およびsol.Al：2.0 ％以下を含有する鋼組成を有する連続鋳造スラブを用いる。
【００３５】
この連続鋳造スラブは、Ｓ含有量が0.015 ％以上0.035 ％以下であることから、溶銑時に特別な脱硫処理を行わなくとも、通常の溶製工程により製造される。したがって、溶製段階におけるコスト上昇を伴うことがない。
【００３６】
本発明にかかる無方向性電磁鋼板の製造方法では、連続鋳造スラブは、500 ℃未満に低下することなく、熱間圧延のためのスラブ加熱が行われる。本発明では、この連続鋳造スラブに対する最低温度の限定は極めて重要である。
【００３７】
すなわち、連続鋳造スラブを500 ℃未満に低下してしまうと、その後に行うスラブ加熱により、連続鋳造スラブには、内部および表層部の間に大きな温度勾配が不可避的に発生する。そのため、内部まで所望のスラブ加熱温度に加熱すると、表層部は1250℃を超える高温となる。これにより、連続鋳造スラブに存在する前述の複合介在物のうちで特に表層部に存在する複合介在物が再溶解して、所望の耐疵付け性が得られなくなってしまう。そこで、本発明にかかる無方向性電磁鋼板の製造方法では、連続鋳造時からスラブ加熱までの間における連続鋳造スラブの最低温度を、500 ℃以上に限定する。同様の観点から、連続鋳造スラブの最低温度は、500 ℃以上900 ℃以下が望ましい。
【００３８】
ここで、「最低温度」とは、連続鋳造スラブの表面温度であり、適宜手段により測定される。また、連続鋳造スラブの最低温度を500 ℃以上とする手段は特に限定を要さない。例えば、連続鋳造−熱間圧延一貫工程である、いわゆるホットチャージあるいはダイレクトチャージ工程を採用することを例示できる。このホットチャージあるいはダイレクトチャージ工程によれば、連続鋳造スラブの最低温度は、500 〜900 ℃程度に維持される。
【００３９】
この連続鋳造スラブを、1250℃以下のスラブ加熱温度に加熱し、通常の条件で熱間圧延を行う。スラブ加熱温度が1250℃を超えると、鋼中のMnＳを溶解させ磁気特性の劣化を招くからである。圧延性確保の観点も勘案して、望ましいスラブ加熱温度は、1000℃以上1250℃以下である。
【００４０】
なお、熱間圧延は、公知の圧延条件で行えばよく、本発明では何ら限定を要さない。
【００４１】
このようにして熱間圧延を終了した後に、必要に応じて、磁気特性のいっそうの改善あるいはリジング防止を目的に、600 〜1100℃の熱延板焼鈍を行う。熱延板焼鈍温度が600 ℃未満では磁気特性の改善効果が認められず、一方、1100℃を越えると結晶粒が過度に粗大化し、冷間圧延時に破断等を引き起こす。そこで、本発明において熱延板焼鈍を行う場合には、熱延板焼鈍温度を600 ℃以上1100℃以下とすることが望ましい。
【００４２】
この後、冷間圧延および700 〜1050℃の連続焼鈍にて仕上げ焼鈍を行うが、冷間圧延においても、磁気特性改善を目的に、中間厚の状態で、600 〜1000℃の中間焼鈍を例えばバッチ式焼鈍炉を用いて、１回または２回以上行ってもよい。
【００４３】
冷間圧延の条件は、公知の条件であればよく、本発明では何ら限定を要さない。また、本発明において、仕上げ焼鈍を、700 〜1100℃での連続焼鈍に限定したのは、仕上焼鈍温度が700 ℃未満であると再結晶組織が十分得られず磁気特性が劣化し、一方仕上げ焼鈍温度が1100℃超であると結晶粒が著しく粗大化して加工性が劣化するか、またはα−γ変態が発生し、磁気特性および鋼板の平坦度がともに劣化するからである。
【００４４】
本発明では、このようにして無方向性電磁鋼板が提供されるが、打抜き性のいっそうの改善を目的として、冷間圧延および仕上焼鈍を終了した冷延鋼板に、有機樹脂、または有機樹脂と無機バインダーとの混合物による表面コーティングを、適宜手段により行うことが望ましい。
【００４５】
以上詳細に説明した本発明にかかる無方向性電磁鋼板の製造方法により、所望の打抜き性、耐疵付け性および磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を、低コストで製造することが可能となる。
【００４６】
【実施例】
次に、本発明を実施例を参照しながら、より具体的に説明する。
【００４７】
表１に示す組成を有する鋼No.1〜鋼No.5 (本発明例) と、同じく表１に示す組成を有する鋼No.6〜鋼No.12(比較例) とを溶製し、それぞれから厚さ227mm 、幅1000mmの連続鋳造スラブを得た。
【００４８】
【表１】
0003731625.tif 000002
【００４９】
この溶製の際、鋼No.9以外の鋼は、Ｓ含有量が0.015 ％以上0.035 ％以下であることから、特別な脱硫処理を行わずに通常工程により溶製したが、鋼No.9は、ＲＨ粉体上吹脱硫法 (RH−PB法) により脱硫処理を行っており、製造コストが上昇した。
【００５０】
このようにして製造した鋼No.1〜鋼No.12 からなる連続鋳造スラブの表面温度が、表２に示すスラブ最低温度を下回らないように管理して、同じく表２に示すスラブ加熱温度に加熱して熱間圧延を行い、2.3mm の板厚の熱延鋼板とした。
【００５１】
これらの熱延鋼板のうちの一部について、表２に示す熱延板焼鈍温度で熱延板焼鈍を行い、その後に冷間圧延を行って、板厚が0.5mm または0.35mmの冷延鋼板とした。これらの一部については、冷間圧延の際に表２に示す中間焼鈍温度でバッチ中間焼鈍を行った。
【００５２】
冷間圧延終了後に、表２に示す仕上焼鈍温度で連続仕上焼鈍を行い、さらに一部については、鋼板表面に、アクリル樹脂エマルジョン、クロム酸マグネシウムおよびほう酸からなる膜厚0.4 μm の表面コーティングを、ロールコータ方式により、行った。
【００５３】
【表２】
0003731625.tif 000003
【００５４】
このようにして、試験No.1〜試験No.20 を行ったが、試験No.7および試験No.8については仕上焼鈍温度が本発明の範囲を外れるために平坦不良になった。また、試験No.9は熱延板焼鈍温度が、試験No.12 はＰ含有量が、試験No.13 はSi含有量が、試験No.16 はsol.Al含有量が、さらに試験No.17 はMn含有量が、いずれも本発明の範囲の上限を超えるために冷間圧延時に破断した。また、試験No.10 は、中間焼鈍温度が本発明の好適範囲を外れるために結晶粒が粗大化し、冷間圧延時に破断した。そのため、いずれも試料を得ることができなかった。
【００５５】
試験No.1〜試験No.6、試験No.11 、試験No.14 、試験No.15 、および試験No.18 〜試験No.20 からそれぞれ得られた試料について、鉄損W15/50、磁束密度B50 、連続打抜回数、耐疵付け性および介在物形態を調べた。
【００５６】
ここで、磁気特性は、JIS C2550 に規定された25cmエプスタイン試験器で切断のまま (フルプロセス) で、鉄損W15/50(W/kg)および磁束密度B50(T)を測定することにより、評価した。打抜き性は、連続打抜き試験を行ってかえり高さが50μｍに達する最高打抜回数を連続打抜回数として、評価した。また、耐疵付け性は、直径２mmの穴に2.01mmの丸棒 (材質：SCM435) を圧入して圧入された部分の表面における疵の有無を観察して、評価した。
【００５７】
さらに、鋼中の介在物の形態は、走査電子顕微鏡(SEM) を用いて形態を調べるとともに、電子線分光分析(EDAX)を用いて組成を同定することにより、調べた。図１は、試験No.1により得られた試料について、SEM およびEDAXを用いて行った介在物の分析結果を模式的に示す説明図であり、図１(a) 、図１(f) はSEM による介在物１、1'の形態を示し、図１(b) 〜図１(e) 、図１(g) 〜図１(j) は、それぞれEDAXによる、Mn、Ｓ、Al、ＯまたはＮの存在範囲を示す。
【００５８】
図１(a) 〜図１(e) 、図１(f) 〜図１(j) に示すように、EDAXにより、介在物１、１' の組成を２次元で分析した結果、介在物１、１' の断面中心部に、AlおよびＯ、またはAlおよびＮが強く検出され、それらの周囲にMnおよびＳが強く検出された。すなわち、この介在物１、１' は、中心部に核としてAl2O3 またはAlＮが存在し、その周囲を覆った状態でMnＳが存在する複合介在物であることを示している。また、介在物１の大きさは、図１(a) 、図１(f) に示すように、SEM の観察により約５μm であることがわかり、このような介在物１は１〜50個／mm2 の密度で観察された。図２(a) は、この介在物１の断面の一例を示す模式図であり、図２(b) は、介在物１' の断面の一例を示す模式図である。なお、試験No.2〜試験No.5により得られた試料も同様であった。
【００５９】
一方、例えば試験No.14 や試験No.20 により得られた試料のように、Ｓ含有量が低い試料では、介在物は主に、SiO2やAl2O3 等の酸化物単体やAlN 等の窒化物単体、さらにはMnS 単体として存在しており、これらの介在物のうちでSiO2やAl2O3 等の酸化物単体や窒化物単体がシャフト圧入時にシャフトに疵をつける。図３は、このような介在物断面の一例を示す模式図である。
【００６０】
このように、鋼中に含有されるMnＳ単体は、シャフトに疵をつけないが、Ｓ含有量が低く、生成されるMnＳの量がSiO2やAl2O3 等の酸化物や窒化物に比較して相対的に少ない場合には、これら酸化物や窒化物の表面を覆うことができない。本実施例では、他の試料についても、このようにSEM およびEDAXを用いて、介在物の形態を調べた。
【００６１】
結果を表３にまとめて示す。
【００６２】
【表３】
0003731625.tif 000004
【００６３】
本発明例である試験No.1〜試験No.5により得られた試料は、前述した図２に例示するように、介在物がAl2O3 を核としてその周囲にMnＳが形成された複合構造を呈しており、磁気特性 (鉄損W15/50および磁束密度B50)、打抜き性 (連続打抜回数) および耐疵付け性ともに良好な結果が示されており、例えば小型モータやマイクロモータ、さらには小型トランス等に使用するのに極めて適した無方向性電磁鋼板であることがわかった。
【００６４】
これに対し、Ｓ含有量が本発明の範囲を下回る試験No.14 、試験No.20 によりそれぞれ得られた試料では、MnＳが微細に析出して酸化物を覆うことができずに耐疵付け性が劣化し、Ｓ含有量が本発明の範囲を上回る試験No.15 により得られた試料でも多量のMnＳが析出して磁気特性が著しく劣化した。
【００６５】
また、0.3 ％Si鋼について比較すると、試験No.1により得られた本発明例に対し、スラブ加熱温度が本発明の範囲を上回る試験No.6により得られた試料では、MnＳが溶解して微細に析出し、磁気特性が劣化した。また、Ｃ含有量が本発明の範囲を上回る試験No.11 により得られた試料やＳ含有量が本発明の範囲を上回る試験No.15 により得られた試料は、ともに、著しく多量のMnＳやＣが原因で磁気特性が劣化した。さらに、Ｓ含有量が本発明の範囲を下回る試験No.14 により得られた試料は、MnＳがAl2O3 を覆うことができず、打抜き性および耐疵付け性がともに劣化した。
【００６６】
試験No.18 により得られた試料は、スラブ加熱温度が本発明の範囲を超えているために、MnＳが溶解して仕上圧延時に微細に析出したため、磁気特性および耐疵付け性がともに劣化した。
【００６７】
試験No.19 により得られた試料は、スラブ加熱温度およびＣ含有量がともに本発明の範囲の上限を超えるため、Mnが溶解して磁気特性および耐疵付け性がともに劣化した。
【００６８】
また、試験No.6、試験No.18 により得られた試料は、連続鋳造後であってスラブ加熱前の連続鋳造スラブの最低温度が、本発明の範囲を下回っているために、スラブ加熱により表層部における複合介在物が再溶解・消失してしまった。そのため、耐疵付け性が劣化し、所望の無方向性電磁鋼板を得ることができなかった。なお、この試験No.6により得られた試料は、前述した特開平５−331601号公報に記載された無方向性電磁鋼板と同一の組成を有するものであるが、連続鋳造スラブを20℃にまで低下してしまったために、スラブ加熱により複合介在物が再溶解し、耐疵付け性が劣化している。
【００６９】
さらに、一例として、試験No.1により得られた本発明例の試料と、試験No.15 により得られた比較例の試料とについて、50mm2 における介在物分布を、図４、図５にそれぞれグラフで示す。
【００７０】
本発明にかかる無方向性電磁鋼板では、酸化物または窒化物とMnS とが複合した複合介在物のサイズを、0.1 〜10μm に限定している。10μm を越える介在物は、前述したようにサイズが大き過ぎるためにMnＳで覆うことができず耐疵付け性が改善されないとともに、図４および図５にグラフで示すように、10μm を越えるものは極めて少なく通常の製鋼技術では殆どが10μｍ以下となり、また、0.1 μm 未満のサイズの介在物は、通常の製鋼技術では製造上不可避であるが、このサイズの介在物は耐疵付け性に影響を及ぼさない。
【００７１】
【発明の効果】
以上詳細に説明したように、本発明にかかる無方向性電磁鋼板およびその製造方法により、所望の打抜き性、耐疵付け性および磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を、低コストで製造することが可能となった。
【００７２】
かかる効果を有する本発明の意義は、極めて著しい。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例の試験No.1により得られた試料について、SEM およびEDAXを用いて行った介在物の分析結果を模式的に示す説明図であり、図１(a) 、図１(f) はSEM による介在物の形態を示し、図１(b) 〜図１(e) は、それぞれEDAXにより、Mn、Ｓ、Al、Ｏの存在範囲を示し、図１(g) 〜図１(j) は、それぞれEDAXにより、Mn、Ｓ、Al、Ｎの存在範囲を示す。
【図２】図２(a) 、図２(b) は、いずれも、本発明例の介在物断面の一例を示す模式図である。
【図３】比較例の介在物断面の一例を示す模式図である。
【図４】実施例の試験No.1により得られた本発明例の試料について、50mm2 における介在物分布を示すグラフである。
【図５】実施例の試験No.15 により得られた比較例の試料について、50mm2 における介在物分布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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