JP2019521246A - 高磁気誘導かつ低鉄損の無方向性ケイ素鋼板及びその製造方法 - Google Patents

高磁気誘導かつ低鉄損の無方向性ケイ素鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

高磁気誘導かつ低鉄損の無方向性ケイ素鋼板及びその製造方法を提供する。その化学組成は、質量パーセント基準で、Ｃ≦０．００５％、Ｓｉ：０．１％〜１．６％、Ｍｎ：０．１％〜０．５％、Ｐ≦０．２％、Ｓ≦０．００４％、Ａｌ≦０．００３％、Ｎ≦０．００５％、Ｎｂ≦０．００４％、Ｖ≦０．００４％、及びＴｉ≦０．００３％であるとともに、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、同時に、１２０≦［Ｍｎ］／［Ｓ］≦１６０、及び［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ａｌ］／２７≦［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４を満たす。鋳造後、冷却プロセスにおける鋳造ブランクの冷却速度を制御し、鋳造ブランクの装入温度を、温度制御法を用いて調整する。【選択図】なし

Description

本発明は、無方向性ケイ素鋼板に関する。詳細には、本発明は、高磁気誘導かつ低鉄損の無方向性ケイ素鋼板及びその製造方法に関する。本発明は、特に、ベル炉において焼きならし（正常化）処理又は中間焼なましを行うことなく得られ、かつ、製造コストが比較的低い、高磁気誘導かつ低鉄損の無方向性ケイ素鋼板及びその製造方法に関する。
近年、消費者市場において高効率、省エネ、及び環境保護に対する要求が高くなっていることに伴い、価格競争における優位性を確保するという前提の下、電気モータやコンプレッサやＥＩ鉄心材料の製造に用いられる無方向性ケイ素鋼板には、これらの電気製品等に対する、高効率、省エネ、及び環境保護への差し迫ったニーズに応えられるように、優れた電磁特性（例えば、いわゆる低鉄損及び高磁気誘導）を有することが必要とされている。
一般的に、鋼に対してＳｉ及びＡｌを高含有量で添加すると、材料の電気抵抗率を高くすることができ、これにより、その材料の鉄損を低減することができる。例えば、特許文献１においては、Ｓｉの含有量は２．５％〜４．０％であり、Ａｌの含有量は０．５％〜１．５％である。その結果、Ｓｉの含有量及びＡｌの含有量が増加するにつれて、材料の鉄損は急激に低下する。その一方で、材料の磁気誘導が急激に低下するとともに、冷間圧延鋼帯の破断等の異常事態が起こる可能性がある。特許文献２には、冷間圧延における圧延性を向上させるため、３．５％以上のＳｉの含有量を有する鋼においてエッジ割れ及び脆性破壊を防止する方法が開示されている。この方法は、冷間圧延プロセス中の鋼板のエッジ割れを防止しつつ、ケイ素鋼板の磁気特性を向上させるものである。しかしながら、その方法でも、脆性破壊の阻止率は０．１５％に留まり、この方法における装置の高い機能的精度が要求されている。また、特許文献３においては、材料の磁気誘導を良好にするために、０．２０％〜０．４５％の（Ｓｎ＋Ｃｕ）を鋼に添加して、粒界偏析により材料の組織形態を向上させることにより、良好な磁気誘導を得ていた。しかしながら、Ｓｎ及びＣｕは高価な金属であり、製造コストが大幅に増大する。また、Ｃｕは、鋼帯の表面における品質欠陥を引き起こす可能性がある。
特許文献４においては、Ｓｉ及びＡｌの総量を変えない前提の下、（Ｓｉ＋Ａｌ）に対してＡｌの比を高くすることにより、材料の磁気誘導を向上させている。しかしながら、Ａｌの含有量が増加し、Ｓｉの含有量が低下するにつれて、材料の鉄損が悪化し、材料の機械的特性が低下する。
現在、ベル炉での焼きならし処理又は中間焼なましは、材料の鉄損及び磁気誘導を向上させる効果的な方法であり、高効率で高グレードな無方向性ケイ素鋼板を製造するのに広く用いられている。この方法は、材料の鉄損を効果的に低下させ、材料の磁気誘導を大幅に増大させるものである。しかしながら、この方法では、新たな製造設備を導入することにより、製造コストが大幅に増大し、材料の製造納入サイクルが長くなり、そのため、製造現場において技術管理及び品質管理に新たな問題が起こる。
そのため、当業者らは、以下の検討を行った。すなわち、化学組成が比較的固定された場合に、希土類元素又はカルシウム合金等の強脱酸かつ強脱硫の元素を鋼に添加して非金属介在物を効果的に排除又は低減し、これにより鋼の清浄度を高くすることで材料の電磁特性を向上させること、又は、高圧下率の粗圧延並びに粗圧延及び高温巻取によって高グレードの高磁気誘導を有する無方向性電磁鋼が得られること、又は、熱間圧延のレべリング機能並びに焼きならし及び焼なまし処理を用いることによって高磁気誘導無方向性ケイ素鋼が得られること、についての検討である。
特表２０１５−５１５５３９号公報 中国特許出願公開第１０４３９９７４９号明細書 中国特許出願公開第１０３０１４５０３号明細書 特開平１０−２５５５４号公報
本発明は、高磁気誘導かつ低鉄損の無方向性ケイ素鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。この無方向性ケイ素鋼板は、化学組成中に貴金属を含まず、高磁気誘導かつ低鉄損である。また、この無方向性ケイ素鋼板の製造プロセスは、ベル炉での焼きならし処理又は中間焼なましを必要とせず、製造コストが比較的低く、安定した製造プロセスである。
上記の目的を達成するための本発明の技術的解決策は、下記のとおりである。すなわち、高磁気誘導かつ低鉄損の無方向性ケイ素鋼板は、その化学組成が、質量パーセント基準で、Ｃ≦０．００５％、Ｓｉ：０．１％〜１．６％、Ｍｎ：０．１％〜０．５％、Ｐ≦０．２％、Ｓ≦０．００４％、Ａｌ≦０．００３％、Ｎ≦０．００５％、Ｎｂ≦０．００４％、Ｖ≦０．００４％、及びＴｉ≦０．００３％であるとともに、残部がＦｅ及び不可避的不純物であって、これに加えて、上記の元素が次の関係、すなわち、１２０≦［Ｍｎ］／［Ｓ］≦１６０、及び、［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ａｌ］／２７≦［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４、を満たすものである。
上記化学組成において、１２０≦［Ｍｎ］／［Ｓ］≦１４０であることが好ましい。
さらに、上記無方向性ケイ素鋼板は、以下の電磁特性を有する。すなわち、
Ｓｉの含有量が、鋼の等級グレードＡに対応する、０．１％≦Ｓｉ≦０．３０％である場合、磁束密度（磁気誘導）Ｂ５０≧１．７６Ｔ、鉄損Ｐ１５／５０≦７．００Ｗ／ｋｇであり、
Ｓｉの含有量が、鋼の等級グレードＢに対応する、０．３％＜Ｓｉ≦０．８０％である場合、磁束密度Ｂ５０≧１．７５Ｔ、鉄損Ｐ１５／５０≦６．００Ｗ／ｋｇであり、
Ｓｉの含有量が、鋼の等級グレードＣに対応する、０．８％＜Ｓｉ≦１．２０％である場合、磁束密度Ｂ５０≧１．７２Ｔ、鉄損Ｐ１５／５０≦４．００Ｗ／ｋｇであり、
Ｓｉの含有量が、鋼の等級グレードＤに対応する、１．２％＜Ｓｉ≦１．６０％である場合、磁束密度Ｂ５０≧１．７０Ｔ、鉄損Ｐ１５／５０≦４．００Ｗ／ｋｇである。
本発明の鋼の組成設計における各元素についての詳細は以下の通りである。
Ｃ：Ｃは、完成品における粒子の成長を強く阻害し、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ等と結合することで微細な析出物を容易に形成する。これにより、鉄損が大きくなったり、磁気時効が発生したりする。そのため、Ｃの含有量は、０．００５％以下に厳密に制御しなければならない。
Ｓｉ：Ｓｉは、マトリックスの電気抵抗率を高くし、鋼の鉄損を効果的に低下させることができる。Ｓｉの含有量が１．６％を超えると、鋼の磁気誘導が顕著に低下する一方、Ｓｉの含有量が０．１％未満であると、鉄損を大幅に低下させることができなくなる。そのため、本発明におけるＳｉの含有量は、０．１％〜１．６％に制御する。
Ｍｎ：Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎＳを形成する。これは、電磁鋼の表面状態を向上させ、高温脆性を低下させつつ、磁気特性への悪影響を効果的に低減するものである。そのため、０．１％以上の含有量でＭｎを添加する必要がある。しかしながら、Ｍｎの含有量が０．５％を超えると、再結晶組織が容易に破壊され、鋼の製造コストが大幅に増大する。そのため、本発明におけるＭｎの含有量は、０．１％〜０．５％に制御する。
Ｐ：Ｐの含有量が０．２％を超えると、低温脆性現象が起きる傾向があり、冷間圧延での生産性が低下する。そのため、本発明におけるＰの含有量は、０．２％以下に制御する。
Ｓ：Ｓの含有量が０．００４％を超えると、ＭｎＳ等の析出物が大幅に増加する。これにより、粒子の成長が強く阻害され、鋼の磁気特性が悪化する。そのため、本発明におけるＳの含有量は、０．００４％以下に制御する。
Ａｌ：Ａｌは、抵抗を高くする元素であり、電磁鋼の完全脱酸に使用される元素である。Ａｌの含有量が０．００３％を超えると、連続鋳造において注入が困難になり、磁気誘導が大幅に悪化する。そのため、本発明におけるＡｌの含有量は、０．００３％以下に制御する。
Ｎ：Ｎの含有量が０．００５％を超えると、Ｎと、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＡｌ等とから形成される析出物が大幅に増加する。これにより、粒子の成長が強く阻害され、鋼の磁気特性が悪化する。そのため、本発明におけるＮの含有量は、０．００５％以下に制御する。
Ｎｂ：Ｎｂの含有量が０．００４％を超えると、ＮｂのＣ介在物及びＮｂのＮ介在物が大幅に増加する。これにより、粒子の成長が強く阻害され、鋼の磁気特性が悪化する。そのため、本発明におけるＮｂの含有量は、０．００４％以下に制御する。
Ｖ：Ｖの含有量が０．００４％を超えると、ＶのＣ介在物及びＶのＮ介在物が大幅に増加する。これにより、粒子の成長が強く阻害され、鋼の磁気特性が悪化する。そのため、本発明におけるＶの含有量は、０．００４％以下に制御する。
Ｔｉ：Ｔｉの含有量が０．００３％を超えると、ＴｉのＣ介在物及びＴｉのＮ介在物が大幅に増加する。これにより、粒子の成長が強く阻害され、鋼の磁気特性が悪化する。そのため、本発明におけるＴｉの含有量は、０．００３％以下に制御する。
本発明による高磁気誘導かつ低鉄損の無方向性ケイ素鋼板の製造方法は、以下の工程を有する。
（１）製錬鋳造
上記の化学組成に基づいて、転炉製錬プロセス、ＲＨ精錬プロセス、及び連続鋳造プロセスを行い、鋳造スラブを形成する工程であり、上記連続鋳造プロセスでは、上記鋳造スラブの表面温度を１１００℃から７００℃に低下させる冷却プロセスにおける冷却速度を、２．５℃／分〜２０℃／分に制御する。
（２）加熱
上記鋳造スラブを、加熱炉において加熱する工程であり、上記鋳造スラブの装入温度を６００℃以下に制御する。
（３）次いで、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、最終焼なまし、及びコーティングを行い、完成品の無方向性ケイ素鋼板を得る。
好ましくは、上記鋳造スラブの工程（２）における装入温度が３００℃以下である。
さらに、本発明で得られる上記無方向性ケイ素鋼板は、以下の電磁特性を有する。すなわち、
Ｓｉの含有量が、鋼の等級グレードＡに対応する、０．１％≦Ｓｉ≦０．３０％である場合、磁束密度（磁気誘導）Ｂ５０≧１．７６Ｔ、鉄損Ｐ１５／５０≦７．００Ｗ／ｋｇであり、
Ｓｉの含有量が、鋼の等級グレードＢに対応する、０．３％＜Ｓｉ≦０．８０％である場合、磁束密度Ｂ５０≧１．７５Ｔ、鉄損Ｐ１５／５０≦６．００Ｗ／ｋｇであり、
Ｓｉの含有量が、鋼の等級グレードＣに対応する、０．８％＜Ｓｉ≦１．２０％である場合、磁束密度Ｂ５０≧１．７２Ｔ、鉄損Ｐ１５／５０≦４．００Ｗ／ｋｇであり、
Ｓｉの含有量が、鋼の等級グレードＤに対応する、１．２％＜Ｓｉ≦１．６０％である場合、磁束密度Ｂ５０≧１．７０Ｔ、鉄損Ｐ１５／５０≦４．００Ｗ／ｋｇである。
本発明における革新点は、より適正な化学組成を達成することにより、完成品材料の電磁特性に有害な副作用を及ぼすＭｎＳ介在物、並びにＮｂ、Ｖ、Ｔｉ、及びＡｌの炭化物及び窒化物の析出及び成長を大幅に抑制することにある。詳細は以下の通りである。
鋳造プロセス中、溶鋼の温度が徐々に低下し、Ｍｎ元素及びＳ元素の偏析によって、凝固前面における「［Ｍｎ］［Ｓ］濃度積」が徐々に増加して、その平衡濃度に到達するか、又は、その平衡濃度を超え、その後、ＭｎＳ介在物が析出し始める。ＭｎＳ介在物は、サイズが小さく、また数が多いため、完成品材料の電磁特性に大きな影響を及ぼす。従来技術では、ＭｎＳの副作用をできる限り排除するために、希土類及びカルシウム等の強脱酸元素又は強脱硫元素を添加している。Ｍｎよりも硫黄と結合しやすいという希土類及びカルシウムの能力を利用して、サイズの小さいＭｎＳ介在物の代わりに、希土類硫化物又は硫化カルシウムといった大きな粒子を形成し、溶鋼の浮力を用いて浮上させ、除去する。しかしながら、これは、製鋼の製造コストを大幅に増大させ得るものであり、サイズの大きな希土類介在物又はカルシウム介在物は、ノズルを容易に塞ぐ場合があり、鋳造の中断及び鋼欠陥の発生につながる。
本発明においては、Ｓの含有量に基づいて、Ｍｎの添加量を動的に調整する。図１に、［Ｍｎ］／［Ｓ］と、磁束密度Ｂ５０との関係を示す。図１から分かるように、［Ｍｎ］／［Ｓ］が大きくなるにつれて、初めは磁束密度Ｂ５０が増加するが、その後急激に低下する。Ｍｎ／Ｓが１２０〜１６０であると、最適な磁束密度Ｂ５０が得られる。本発明においては、［Ｍｎ］／［Ｓ］を１２０〜１６０に制御することにより、ＭｎＳ介在物が、できる限り早く、溶鋼の凝固の初期段階において析出するようにするものであり、これにより、その後ＭｎＳ介在物が十分に成長するための温度時間条件を提供することができる。０．５μｍ以上のＭｎＳ介在物が、完成品材料の電磁特性に及ぼす影響は、かなり小さくなる。同時に、本発明においては、鋳造スラブを加熱炉に装入する前のスラブの温度を厳密に制限している。具体的には、より低い鋳造スラブ温度を用いることにより、鋳造スラブの加熱プロセスにおいてＭｎＳの成長を更に促進するため、鋳造スラブの装入温度を６００℃以下、好ましくは３００℃以下に制御している。図２から分かるように、鋳造スラブの装入温度が高くなるにつれ、磁束密度Ｂ５０が急激に低下する。装入温度が６００℃以上であると、磁束密度Ｂ５０が低いレベルに留まる。そのため、実際の製造制御の観点から、鋳造スラブの装入温度は、６００℃以下に維持するか、又はより低いレベル、好ましくは３００℃以下であることが好ましい。
本発明において、Ｍｎ元素及びＳ元素から形成されたＭｎＳ介在物は、上記方法の規制下において、より大きく成長することができる。すなわち、ＭｎＳ介在物の及ぼす影響がなくなるか、小さくなる。また、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、及びＡｌは、Ｃ元素又はＮ元素と結合して、ナノスケールの、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ａｌの炭素介在物又は窒素介在物を形成する。これら介在物のサイズはより微細で、主に粒界に析出するため、完成品材料の電磁特性が深刻に損なわれる。そのため、できる限りその析出を制限することが必要であり、すなわち、析出時間を遅らせ、析出量を低下させることが必要である。
したがって、本発明の組成設計における要求に関して、Ｎｂの含有量、Ｖの含有量、Ｔｉの含有量、及びＡｌの含有量を好適な範囲に制御し、できる限り少なくすることが必要であり、また、［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ａｌ］／２７≦［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４となるよう制御することが必要である。一方、精錬プロセスにおいては、Ｃ、Ｔ、Ｏ、及びＯＢ（酸素吹き込み）、真空度、並びに他の通常手段を制御することにより、Ｃの超低含有量及びＮの超低含有量を達成することができる。これにより、Ｎｂ元素、Ｖ元素、Ｔｉ元素又はＡｌ元素と、Ｃ元素又はＮ元素と、の結合により形成されたＣ化合物又はＮ化合物における濃度積が大幅に低下して、析出の平衡濃度積以下となり、Ｎｂ元素、Ｖ元素、Ｔｉ元素、又はＡｌ元素と、Ｃ元素又はＮ元素との結合により形成されたＣ化合物又はＮ化合物の量が大幅に低下する。
一方、Ｎｂ元素、Ｖ元素、Ｔｉ元素、又はＡｌ元素と、Ｃ元素又はＮ元素と、の結合により形成されたＣ化合物又はＮ化合物の生成をできる限り低減するためには、鋳造スラブの表面温度を１１００℃から７００℃に低下させる冷却プロセス中の冷却速度を制御する必要がある。オーステナイト及びフェライトにおけるＮｂ、Ｖ、Ａｌ、及びＴｉといった微量元素の溶解及び析出は大きく異なるため、冷却速度は、２．５℃／分〜２０℃／分に制御しなければならない。温度が１１００℃に近い場合は、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ、及びＴｉといった微量元素の全てがオーステナイトに溶解可能であり、温度が８００℃付近であると、ほぼ全てのＮｂ、Ｖ、Ａｌ、及びＴｉの炭化物及び窒化物が析出する。温度が約７００℃で炭化物の析出速度が最大となり、そこから温度が下がるにつれて、炭化物の析出速度は大幅に低下する。これに基づいて、上記温度範囲において鋳造スラブの冷却速度をできる限り大きくして、上記温度範囲における滞留時間を短くする。図３から分かるように、冷却速度が２．５℃／分であると、主な析出物は硫化物析出物である。この析出物はサイズが大きい（≧０．５μｍ）ため、完成品の磁気特性にほとんど影響を及ぼさない。
現時点での制御による効果に関しては、冷却速度が大きすぎると、高性能の設備が必要となるため、一般的に、２０℃／分を超える冷却速度を達成するのは困難である。その上、冷却速度が２０℃／分を超えると、鋳造スラブの品質低下という悪影響を及ぼす。図４から分かるように、冷却速度が２５℃／分であると、主な析出物は窒化物析出物である。この析出物はサイズが小さい（＜０．５μｍ）ため、完成品の磁気特性に影響を及ぼす。一方、冷却速度が２．５℃／分未満であると、鋳造スラブの冷却速度が遅すぎて、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌ、及びＴｉの炭化物及び窒化物の析出の制御に不都合であり、より有害な介在物が発生する。
本発明の化学組成において、［Ｍｎ］／［Ｓ］を１２０〜１６０に制御し、［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ａｌ］／２７≦［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４に制御する目的は、磁気特性に有害な硫化物及び窒化物を厳密に制御することである。ケイ素鋼製造プロセス設計では、連続鋳造プロセスにおいて鋳造スラブの表面温度を１１００℃から７００℃に低下させる冷却プロセスの冷却速度を２．５℃／分〜２０℃／分に制御し、鋳造スラブを加熱する際の装入温度を６００℃以下に制御する。これは、冶金原理に基づいたものであり、従来の「制御メカニズム」ではなく、析出物の「形成メカニズム」によって最適化されたものである。
本発明は、化学組成設計を最適化し、マンガンの含有量及び硫黄の含有量を調整することにより、好適なＭｎ／Ｓ比を得ている。製錬後、Ｎｂの含有量、Ｖの含有量、Ｔｉの含有量、及びＡｌの含有量を設計要求に合うように制御する。鋳造プロセスにおいては、鋳造スラブの表面温度を１１００℃から７００℃に低下させる冷却プロセスにおける冷却速度を制御する。溶鋼の鋳造後、鋳造スラブの装入温度を温度制御法によって調整する。得られた無方向性ケイ素鋼板は、高磁気誘導かつ低鉄損である。本発明によると、高磁気誘導かつ低鉄損の無方向性ケイ素鋼板の安定的な製造が効果的に実現される。
本発明の製造プロセスは、ベル炉での焼きならし処理又は中間焼なましを必要とせず、低コストであり、操作が簡易であり、実現が容易であり、かつ、製造上の難しさが少ないといった特性を有する。同時に、この製造プロセスは安定的であり、製造される完成品のケイ素鋼板は優れた電磁性能を有する。
本発明における、［Ｍｎ］／［Ｓ］と磁束密度Ｂ５０との関係を示す図である。 本発明における、鋳造スラブの装入温度と磁束密度Ｂ５０との関係を示す図である。 鋳造スラブの表面温度を１１００℃から７００℃へと低下させる冷却プロセスにおける冷却速度を２．５℃／分に制御した際の析出物の種類及びサイズを示す写真である。 鋳造スラブの表面温度を１１００℃から７００℃へと低下させる冷却プロセスにおける冷却速度を２５℃／分に制御した際の析出物の種類及びサイズを示す写真である。
以下、本発明を実施例により更に説明する。
本発明の実施例及び比較例におけるケイ素鋼板の組成を表１に示す。本発明の実施例及び比較例におけるプロセス設計及び電磁特性を表２に示す。
表１の化学組成比に従って、液状の鉄鋼くずを配分する。３００トンの転炉における製錬後、ＲＨ精錬により、脱炭、脱酸、及び合金化を行う。鋼中のＳの含有量に従ってＭｎの含有量を動的に調整し、最適な［Ｍｎ］／［Ｓ］比を得る。Ｃの含有量、Ｎの含有量、Ｎｂの含有量、Ｖの含有量、Ｔｉの含有量、及びＡｌの含有量を設計要求に合うように制御する。溶鋼を連続鋳造により鋳造すると、厚さ１７０ｍｍ〜２５０ｍｍ、幅８００ｍｍ〜１４００ｍｍの鋳造スラブが得られる。鋳造後、鋳造スラブの表面温度を１１００℃から７００℃に低下させる冷却プロセスの冷却速度を２．５℃／分〜２０℃／分に制御し、その後、鋳造スラブの装入温度を温度制御法により６００℃以下、好ましくは３００℃以下に調整する。次いで、鋳造スラブに、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼戻し、及びコーティングを順次行い、最終製品を得る。プロセスパラメータ及び電磁特性を表２に示す。
以下、表１及び表２のデータを説明する。
表１中、Ｓｉの含有量は０．１％〜１．６％の範囲にある。鋼は、Ｓｉの含有量によって以下の４つのタイプ、すなわち、グレードＡで示される０．１１％〜０．３０％のＳｉの含有量、グレードＢで示される０．３０％〜０．８０％（０．３０％は含まない）のＳｉの含有量、グレードＣで示される０．８０％〜１．２０％（０．８０％は含まない）のＳｉの含有量、及びグレードＤで示される１．２０％〜１．６０％（１．２０％は含まない）のＳｉの含有量に分けることができる。同じグレードでＳｉの含有量の異なる鋼は、同種の磁気特性を有する。
本発明においては、グレードＡの鋼（実施例１〜３）の全てが、磁束密度Ｂ５０≧１．７６Ｔ及び鉄損Ｐ１５／５０≦６．５０Ｗ／ｋｇの電磁特性を満たしており、グレードＢの鋼（実施例４〜６）の全てが、磁束密度Ｂ５０≧１．７５Ｔ及び鉄損Ｐ１５／５０≦５．４０Ｗ／ｋｇの電磁特性を満たしており、グレードＣの鋼（実施例７〜９）の全てが、磁束密度Ｂ５０≧１．７２Ｔ及び鉄損Ｐ１５／５０≦４．００Ｗ／ｋｇの電磁特性を満たしており、グレードＤの鋼（実施例１０及び１１）の全てが、磁束密度Ｂ５０≧１．７０Ｔ及び鉄損Ｐ１５／５０≦３．８０Ｗ／ｋｇの電磁特性を満たしている。
比較例１においては、［Ｍｎ］／［Ｓ］は１２０という制御要求より小さい。比較例２においては、（［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４）−（［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ａｌ］／２７）が０より小さい。比較例３においては、［Ｍｎ］／［Ｓ］と、（［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４）−（［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ａｌ］／２７）のいずれも制御要求を満たしていない。比較例４においては、スラブの装入温度が６００℃を超えている。比較例５においては、鋳造スラブの冷却速度が２０℃／分を超えている。比較例６においては、［Ｍｎ］／［Ｓ］、（［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４）−（［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ａｌ］／２７）、及び鋳造スラブの装入温度のいずれも制御要求を満たしていない。比較例７においては、鋳造スラブの冷却速度が２．５℃／分未満であり、鋳造スラブの装入温度が６００℃を超えている。換言すると、本発明の設計要求を満たさない条件が１つでもある場合は、対応する鋼の電磁特性が良好ではないということである。
本発明の無方向性ケイ素鋼板は、同じグレードの鋼板と対比して、より高磁気誘導であり、かつ、より低鉄損であることが分かる。

Claims (6)

  1. 化学組成が、質量パーセント基準で、Ｃ≦０．００５％、Ｓｉ：０．１％〜１．６％、Ｍｎ：０．１％〜０．５％、Ｐ≦０．２％、Ｓ≦０．００４％、Ａｌ≦０．００３％、Ｎ≦０．００５％、Ｎｂ≦０．００４％、Ｖ≦０．００４％、及びＴｉ≦０．００３％であるとともに、残部がＦｅ及び不可避的不純物である、高磁気誘導かつ低鉄損の無方向性ケイ素鋼板であって、
    １２０≦［Ｍｎ］／［Ｓ］≦１６０、及び、
    ［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ａｌ］／２７≦［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４
    という関係を満たす、高磁気誘導かつ低鉄損の無方向性ケイ素鋼板。
  2. 前記化学組成において、１２０≦［Ｍｎ］／［Ｓ］≦１４０である、請求項１に記載の高磁気誘導かつ低鉄損の無方向性ケイ素鋼板。
  3. 前記Ｓｉの含有量が０．１％≦Ｓｉ≦０．３０％である場合、磁束密度Ｂ５０≧１．７６Ｔかつ鉄損Ｐ１５／５０≦７．００Ｗ／ｋｇの電磁特性を有し、
    前記Ｓｉの含有量が０．３％＜Ｓｉ≦０．８０％である場合、磁束密度Ｂ５０≧１．７５Ｔかつ鉄損Ｐ１５／５０≦６．００Ｗ／ｋｇの電磁特性を有し、
    前記Ｓｉの含有量が０．８％＜Ｓｉ≦１．２０％である場合、磁束密度Ｂ５０≧１．７２Ｔかつ鉄損Ｐ１５／５０≦４．００Ｗ／ｋｇの電磁特性を有し、
    前記Ｓｉの含有量が１．２％＜Ｓｉ≦１．６０％である場合、磁束密度Ｂ５０≧１．７０Ｔかつ鉄損Ｐ１５／５０≦４．００Ｗ／ｋｇの電磁特性を有する、
    請求項１又は請求項２に記載の高磁気誘導かつ低鉄損の無方向性ケイ素鋼板。
  4. 請求項１〜請求項３のいずれか１つに記載の高磁気誘導かつ低鉄損の無方向性ケイ素鋼板の製造方法であって、
    請求項１又は請求項２に記載の化学組成に基づいて、製錬プロセス、精錬プロセス、及び連続鋳造プロセスを行って、鋳造スラブを形成する工程１（製錬鋳造）であって、前記連続鋳造プロセスにおいて、前記鋳造スラブの表面温度を１１００℃から７００℃に低下させる冷却プロセスの冷却速度を２．５℃／分〜２０℃／分に制御する、工程１と、
    前記鋳造スラブを、加熱炉において加熱する工程２（加熱）であって、前記鋳造スラブの装入温度を６００℃以下に制御する、工程２と、
    次いで、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、最終焼なまし、及びコーティングを行い、完成品の無方向性ケイ素鋼板を得る工程３と、
    を含む、高磁気誘導かつ低鉄損の無方向性ケイ素鋼板の製造方法。
  5. 前記工程２における前記装入温度が３００℃以下である、請求項４に記載の高磁気誘導かつ低鉄損の無方向性ケイ素鋼板の製造方法。
  6. 前記工程３によって得られた前記無方向性ケイ素鋼板は、
    Ｓｉの含有量が０．１％≦Ｓｉ≦０．３０％である場合、磁束密度Ｂ５０≧１．７６Ｔかつ鉄損Ｐ１５／５０≦７．００Ｗ／ｋｇの電磁特性を有し、
    Ｓｉの含有量が０．３％＜Ｓｉ≦０．８０％である場合、磁束密度Ｂ５０≧１．７５Ｔかつ鉄損Ｐ１５／５０≦６．００Ｗ／ｋｇの電磁特性を有し、
    Ｓｉの含有量が０．８％＜Ｓｉ≦１．２０％である場合、磁束密度Ｂ５０≧１．７２Ｔかつ鉄損Ｐ１５／５０≦４．００Ｗ／ｋｇの電磁特性を有し、
    Ｓｉの含有量が１．２％＜Ｓｉ≦１．６０％である場合、磁束密度Ｂ５０≧１．７０Ｔかつ鉄損Ｐ１５／５０≦４．００Ｗ／ｋｇの電磁特性を有する、
    請求項４又は請求項５に記載の高磁気誘導かつ低鉄損の無方向性ケイ素鋼板の製造方法。
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