JPWO2017122761A1 - 無方向性電磁鋼板とその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Ｃを０．００５０％以下まで脱炭し、Ｓｉを添加し、Ａｌを極力低減した上でＣａを添加して、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．１〜５．０％以下、Ｍｎ：０．０２〜３．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５０％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎ：０．００４０％以下、Ｔ．Ｃａ：０．００１０〜０．００８０％、Ｔ．Ｏ：０．０１００％以下で、（Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ）が０．５０以上２．０以下の鋼を溶製してスラブとし、該スラブを５５０℃以上で巻き取る熱間圧延した後、冷間圧延し、仕上焼鈍を施す、または、該スラブを熱間圧延し、９００〜１１５０℃の温度で熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延し、仕上焼鈍を施すことにより、低Ａｌ含有量で、リサイクル性に優れかつ磁気特性にも優れる無方向性電磁鋼板を製造する。
Description
本発明は、電気機器の鉄心材料等として用いられる無方向性電磁鋼板とその製造方法に関するものである。
近年、省エネルギーへの要求が高まるのに伴い、家庭用エアコン等に用いられるモータには、消費電力が少なく、エネルギー効率が高いことが求められている。そのため、モータの鉄心材料に用いられる無方向性電磁鋼板に対しても、高性能な特性、例えば、モータの鉄損を低減するために、低鉄損であることや、モータの銅損を低減するために高磁束密度であること等が強く要求されるようになってきている。
無方向性電磁鋼板の鉄損を低減する方法としては、従来、ＳｉやＡｌ，Ｍｎ等の鋼の固有抵抗を高める元素の添加量を増量し、渦電流損を低減する方法が用いられてきた。しかし、この方法では、磁束密度の低下を免れない。そこで、鉄損を低減するだけでなく、磁束密度を高める技術が幾つか提案されている。
例えば、特許文献１には、Ｃ：０．０２ｗｔ％以下、ＳｉもしくはＳｉ＋Ａｌ：４．０ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．０ｗｔ％以下、Ｐ：０．２ｗｔ％以下を含有するスラブに、ＳｂやＳｎを添加することで、高磁束密度化を図る技術が提案されている。しかし、この技術は、磁気特性のバラツキが大きく、また、熱間圧延後、短時間焼鈍を挟んだ２回の冷間圧延を行う必要があるため、製造コストが高くなるという問題がある。
また、特許文献２には、Ｃ：０．００８ｗｔ％以下、Ｓｉ：４ｗｔ％以下、Ａｌ：２．５ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．５ｗｔ％以下、Ｐ：０．２ｗｔ％以下、Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、Ｎ：０．００３ｗｔ％以下を含有する熱延板中に存在する酸化物系介在物のＭｎＯ組成比率（ＭｎＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ＋ＭｎＯ））を０．３５以下に制御することで、圧延方向に伸びた介在物の数を減らし、結晶粒の成長性を向上する技術が提案されている。しかし、この技術は、Ｃａ濃度が高く、Ａｌ濃度が低い場合、磁気特性、特に鉄損特性が不安定となるという問題がある。
ところで、最近、鉄資源をリサイクルする観点から、鉄心材を打抜加工する際に発生するスクラップを鋳物銑の原料に再利用することが多くなっている。しかし、鋳物銑に含まれるＡｌ量が０．０５ｍａｓｓ％以上になると、鋳物中に鋳巣（引け巣）が生じ易くなるため、スクラップ中に含まれるＡｌの含有量を０．０５ｍａｓｓ％未満に制限することが望まれている。
Ａｌの含有量を低減した無方向性電磁鋼板としては、例えば、特許文献３には、Ａｌ含有量を０．０１７ｍａｓｓ％以下、好ましくは０．００５ｍａｓｓ％以下に低減することで、集合組織を改善し、磁束密度を高める技術が提案されている。
しかしながら、上記特許文献３に開示の技術は、冷間圧延に室温における１回圧延法を採用しているため、十分な磁束密度の向上効果が得られない。この問題は、上記冷間圧延を、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延とすることで解消されるが、製造コストが上昇するという別の問題が生じる。また、上記冷間圧延を、板温を２００℃程度に昇温して圧延する、いわゆる温間圧延とすることも、磁束密度の向上には有効である。しかし、温間圧延を行うためには、新たな設備対応や煩雑な工程管理が必要となるという問題がある。さらに、上記特許文献３には、Ａｌを低減しても、Ｎを低減しない場合には、熱延板焼鈍の冷却中にＡｌＮが微細析出して再結晶焼鈍時の粒成長が抑制され、鉄損が劣化することが記載されている。
上記のように、Ａｌの含有量を低減した場合には、新たな設備対応や煩雑な工程管理を必要とせずに、高磁束密度で低鉄損の無方向性電磁鋼板を低コストで生産性よく製造することが難しいのが実情である。
上記のように、Ａｌの含有量を低減した場合には、新たな設備対応や煩雑な工程管理を必要とせずに、高磁束密度で低鉄損の無方向性電磁鋼板を低コストで生産性よく製造することが難しいのが実情である。
本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、低Ａｌ含有量でリサイクル性に優れ、かつ、高磁束密度で低鉄損の無方向性電磁鋼板を提供するとともに、その鋼板を低コストで生産性よく製造する方法を提案することにある。
発明者らは、上記の課題を解決するべく、鋼板中に存在する酸化物系介在物の成分組成と磁気特性との関係に着目して鋭意検討を重ねた。その結果、無方向性電磁鋼板の磁束密度を高め、鉄損を低減するためには、熱延板焼鈍や仕上焼鈍における粒成長性を高めることが有効であり、そのためには、鋼素材中のＣ濃度を極低炭素領域まで脱炭した後、Ｓｉを添加し、Ａｌを極力低減した上で、Ｃａ合金を添加することで、鋼中の全Ｃａと全酸素との濃度比（Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ）を適正範囲に制御することが重要であり、好ましくは、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ濃度）とＳｉとの濃度比（ｓｏｌ．Ａｌ／Ｓｉ）を適正化することが、さらに好ましくは、上記鋼に含まれる酸化物系介在物中のＣａＯ、ＳｉＯ２，Ａｌ２Ｏ３の組成を適正範囲に制御することが有効であることを見出し、本発明を開発するに至った。
すなわち、本発明は、Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．１〜５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０２〜３．０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下およびＮ：０．００４０ｍａｓｓ％以下を含有し、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無方向性電磁鋼板であって、鋼中の全Ｃａ濃度（Ｔ．Ｃａ）が０．００１０〜０．００８０ｍａｓｓ％、全酸素濃度（Ｔ．Ｏ）が０．０１００ｍａｓｓ％以下で、全酸素に対する全Ｃａの濃度比（Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ）が０．５０以上２．０以下である無方向性電磁鋼板である。
本発明の上記無方向性電磁鋼板は、Ｓｉに対するｓｏｌ．Ａｌの濃度比（ｓｏｌ．Ａｌ／Ｓｉ）が０．００２０以下であることを特徴とする。
また、本発明は、Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．１〜５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０２〜３．０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下およびＮ：０．００４０ｍａｓｓ％以下を含有し、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無方向性電磁鋼板であって、鋼中の全Ｃａ濃度（Ｔ．Ｃａ）が０．００１０〜０．００８０ｍａｓｓ％、全酸素濃度（Ｔ．Ｏ）が０．０１００ｍａｓｓ％以下で、圧延方向の板厚断面内に存在する、板厚方向の大きさが０．２μｍ以上の酸化物系介在物中におけるＳｉＯ２に対するＣａＯの組成比（ＣａＯ／ＳｉＯ２）が０．５０〜４．０である無方向性電磁鋼板である。
本発明の上記無方向性電磁鋼板は、圧延方向の板厚断面内に存在する、板厚方向の大きさが０．２μｍ以上の酸化物系介在物中における（ＣａＯ＋ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３）に対するＡｌ２Ｏ３の組成比（Ａｌ２Ｏ３／（ＣａＯ＋ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３））が０．１５以下であることを特徴とする。
また、本発明の上記無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする。
また、本発明の上記無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％およびＣｒ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
また、本発明の上記無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％およびＭｇ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする。
また、本発明は、上記のいずれかに記載の成分組成と酸化物系介在物を含有するスラブを熱間圧延して熱延板とした後、上記熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく冷間圧延し、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法であって、上記熱間圧延におけるコイル巻取温度を５５０℃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を提案する。
また、本発明は、上記のいずれかに記載の成分組成と酸化物系介在物を含有するスラブを熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延し、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法であって、上記熱延板焼鈍を９００〜１１５０℃の温度で施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。
また、本発明は、上記のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、溶銑に脱硫処理および脱燐処理を施した後、転炉で精錬した溶鋼を真空脱ガス処理してＣを０．００５０ｍａｓｓ％以下まで脱炭した後、成分調整用の元素および／または合金を添加し、その後、取鍋内にＣａＳｉ合金を添加し、鋼中の全Ｃａ濃度（Ｔ．Ｃａ）を０．００１０〜０．００８０ｍａｓｓ％、全酸素濃度（Ｔ．Ｏ）を０．０１００ｍａｓｓ％以下、全酸素に対する全Ｃａの濃度比（Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ）を０．５０以上２．０以下とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。
本発明によれば、高磁束密度かつ低鉄損で、リサイクル性にも優れる無方向性電磁鋼板を、新たな設備対応や煩雑な工程管理を必要とせずに、低コストで提供することが可能となる。
発明者らは、無方向性電磁鋼板の集合組織を改善し、磁気特性を向上する方策を検討するため、先述した特許文献３に開示された鋼の成分系をベースとし、Ａｌの含有量を極力低減し、Ｐ，ＳｎおよびＣａを添加した成分系、具体的には、Ｃ：０．００１５〜０．００３５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．６ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０７ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１０〜０．００３０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１５〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｏ：０．００２０〜０．００７０ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．００２０〜０．００４０ｍａｓｓ％およびＳｎ：０．０４ｍａｓｓ％の成分組成を有する種々の鋼を溶製した。なお、上記Ｃ，Ｓ，Ｏ，ＣａおよびＮの組成が範囲を有しているのは、溶製時のばらつきによるもので、意図したものではない。
次いで、上記スラブを、１１００℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．３ｍｍの熱延板とし、酸洗した後、冷間圧延して最終板厚０．５０ｍｍの冷延板とし、１０００℃の温度で仕上焼鈍を施した。
次いで、上記スラブを、１１００℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．３ｍｍの熱延板とし、酸洗した後、冷間圧延して最終板厚０．５０ｍｍの冷延板とし、１０００℃の温度で仕上焼鈍を施した。
このようにして得た仕上焼鈍後の鋼板について、圧延方向（Ｌ）および圧延方向に対して直角方向（Ｃ）からエプスタイン試験片を切り出し、鉄損Ｗ１５／５０（磁束密度１．５Ｔ、周波数５０Ｈｚで励磁したときの鉄損）をＪＩＳ Ｃ２５５２に準拠して測定したところ、鉄損Ｗ１５／５０が大きく変動していた。
そこで、鉄損の変動原因を解明するため、上記仕上焼鈍後の鋼板について、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、鋼板中に存在する介在物の成分組成を分析した。その結果、上記介在物は、主にＣａＯ、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３からなる酸化物系介在物からなること、鉄損が高い鋼板の酸化物系介在物は、圧延方向に延伸した形態のものが多いこと、また、それらの延伸した介在物は、ＳｉＯ２に対するＣａＯの組成（ｍａｓｓ％）比（ＣａＯ／ＳｉＯ２）が低く、（ＣａＯ＋ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３）に対するＡｌ２Ｏ３の組成（ｍａｓｓ％）比（Ａｌ２Ｏ３／（ＣａＯ＋ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３））が高い傾向にあることが認められた。さらに、素材成分についても調査した結果、鉄損が高い鋼板は、鋼溶製時、即ち、鋼素材のＴ．Ｏに対するＴ．Ｃａの組成（ｍａｓｓ％）比（Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ）が低く、Ｓｉに対するｓｏｌ．Ａｌの組成（ｍａｓｓ％）比（ｓｏｌ．Ａｌ／Ｓｉ）が高い傾向が認められた。
そこで、発明者らは、さらに、上記成分系の鋼において、酸化物系介在物の成分組成を変化させるため、脱酸剤として添加するＳｉ，ＡｌおよびＣａの添加量を種々に変えた成分系、具体的には、Ｃ：０．００１５〜０．００３５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．４ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０７ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１０〜０．００３０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１５〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．０２〜０．０４ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．０００１ｍａｓｓ％未満〜０．００５０ｍａｓｓ％およびＴ．Ｏ：０．００２０〜０．００７０ｍａｓｓ％の成分組成を有する種々の鋼を溶製した。なお、上記Ｃ，ＳおよびＮの組成が範囲を有しているのは、溶製時のばらつきによるもので意図したものではない。
次いで、上記スラブを、１１００℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．３ｍｍの熱延板とし、酸洗した後、冷間圧延して最終板厚０．５０ｍｍの冷延板とし、１０００℃の温度で仕上焼鈍を施した。
次いで、上記スラブを、１１００℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．３ｍｍの熱延板とし、酸洗した後、冷間圧延して最終板厚０．５０ｍｍの冷延板とし、１０００℃の温度で仕上焼鈍を施した。
このようにして得た仕上焼鈍後の鋼板について、圧延方向（Ｌ）および圧延方向に対して直角方向（Ｃ）からエプスタイン試験片を切り出し、鉄損Ｗ１５／５０（磁束密度１．５Ｔ、周波数５０Ｈｚで励磁したときの鉄損）をＪＩＳ Ｃ２５５２に準拠して測定した。
また、仕上焼鈍板の圧延方向の断面（Ｌ断面）の存在する１００個以上の酸化物系介在物の成分組成を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で分析し、酸化物系介在物の平均組成（ｍａｓｓ％）を求めた。なお、酸化物系介在物中には、Ｓｉ，Ａｌ，Ｃａ以外に、ＭｎやＭｇ等の酸化物が認められたが、１０ａｔ％以下と少量であったため、組成比率の計算では考慮しなかった。また、酸化物の中には硫化物と複合しているものもあるが、その場合は酸化物のみ評価し、酸化物組成比率を求めた。
図１は、酸化物系介在物中の（ＣａＯ／ＳｉＯ２）および（Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））と、鉄損Ｗ１５／５０との関係を示したものである。この図から、酸化物系介在物中の（ＣａＯ／ＳｉＯ２）が０．５０未満では、鉄損が大きく上昇し、劣化すること、また、酸化物系介在物中の（ＣａＯ／ＳｉＯ２）が０．５０以上でも、（Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））が０．１５を超えると、鉄損が劣化する傾向があることがわかる。なお、鉄損が高い鋼板ほど、圧延方向に延伸した形態の酸化物系介在物が多くなり、結晶粒径も小さくなっている傾向が認められた。
酸化物系介在物中の（ＣａＯ／ＳｉＯ２）が低下する、あるいは、（Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））が上昇すると、介在物の融点が低下するため、熱間圧延時に圧延方向に変形し易くなって、圧延方向に延伸した形態となる。この延伸した介在物は、冷間圧延で破断した形態になるが、このような形態の介在物が存在すると、仕上焼鈍時に結晶粒の成長が抑制されて結晶粒が小さくなり、磁壁の移動を阻害するため、鉄損特性が劣化する。したがって、仕上焼鈍後の鋼板（製品板）の磁気特性を向上するには、鋼中に存在する酸化物系介在物の成分組成を適正範囲に制御し、熱間圧延時に圧延方向に伸長するのを防止するのが有効であると考えられる。
上記図１から、鉄損を低減するためには、酸化物系介在物中の（ＣａＯ／ＳｉＯ２）を高めることが重要であり、そのためには、鋼中のＣａ濃度を高めることや、鋼中Ｏ濃度を低減することが有効であると考えられる。その理由は、以下のように考えている。
ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３およびＣａＯの酸化物標準生成エネルギーは、ＣａＯが最も低く、次いでＡｌ２Ｏ３で、最も高いのがＳｉＯ２であるため、鋼中の酸素はまずＣａＯを生成し、残った酸素がＡｌ２Ｏ３を生成し、最後にＳｉＯ２を生成すると考えられる。したがって鋼中の酸素量を低減すれば、酸化物系介在物中の（ＣａＯ／ＳｉＯ２）が上昇すると考えられ、また、鋼中の（Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ）を高めれば、酸化物系介在物中の（ＣａＯ／ＳｉＯ２）も上昇すると考えられる。
ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３およびＣａＯの酸化物標準生成エネルギーは、ＣａＯが最も低く、次いでＡｌ２Ｏ３で、最も高いのがＳｉＯ２であるため、鋼中の酸素はまずＣａＯを生成し、残った酸素がＡｌ２Ｏ３を生成し、最後にＳｉＯ２を生成すると考えられる。したがって鋼中の酸素量を低減すれば、酸化物系介在物中の（ＣａＯ／ＳｉＯ２）が上昇すると考えられ、また、鋼中の（Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ）を高めれば、酸化物系介在物中の（ＣａＯ／ＳｉＯ２）も上昇すると考えられる。
さらに、酸化物系介在物中の（Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））を減少することで鉄損は低下しているが、そのためには、鋼中のＡｌを低減する必要がある。しかし、Ａｌを低減するには限界がある。そこで、鋼中のＳｉとＣａの含有量を高めて、鋼中のＡｌ／（Ｃａ＋Ｓｉ）≒Ａｌ／Ｓｉ（ＣａはＳｉと比較して少ないため無視する）を下げることで、（Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））を低減することができると考えられる。
図１は、上記の考察に基づき、上記実験結果を、鋼溶製時の鋼中の全酸素濃度（ｍａｓｓ％）に対する全Ｃａ濃度（ｍａｓｓ％）の比（Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ）および鋼溶製時の鋼中のＳｉ濃度（ｍａｓｓ％）に対するｓｏｌ．Ａｌ濃度（ｍａｓｓ％）の比（ｓｏｌ．Ａｌ／Ｓｉ）と、鉄損Ｗ１５／５０との関係を示したものである。この図から、鋼中（Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ）が０．５０未満では鉄損が非常に高く、また、鋼中の（Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ）が０．５０以上でも、鋼中（ｓｏｌ．Ａｌ／Ｓｉ）が０．００２０を超えると、鉄損がやや高くなることが確認された。
本発明は、上記の新規な知見に基いて、開発したものである。
本発明は、上記の新規な知見に基いて、開発したものである。
次に、本発明の無方向性電磁鋼板（製品板）の成分組成について説明する。
Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ｃは、磁気時効を起こして製品板の鉄損を劣化させる有害元素であり、特に、０．００５０ｍａｓｓ％を超えると、上記劣化が顕著となるので、０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００３０ｍａｓｓ％以下である。なお、下限については、少ないほど好ましいので、特に規定しない。
Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ｃは、磁気時効を起こして製品板の鉄損を劣化させる有害元素であり、特に、０．００５０ｍａｓｓ％を超えると、上記劣化が顕著となるので、０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００３０ｍａｓｓ％以下である。なお、下限については、少ないほど好ましいので、特に規定しない。
Ｓｉ：０．１〜５．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼の電気抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素であり、また、鋼の脱酸剤として添加する元素でもあるため、０．１ｍａｓｓ％以上含有させる。しかし、Ｓｉが５．０ｍａｓｓ％を超えると、磁束密度が低下する他、鋼が脆化し、冷間圧延中に亀裂を生じる等、製造性を大きく低下させる。よって、上限は５．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは１．５〜５．０ｍａｓｓ％の範囲である。さらに好ましくは１．６〜３．８ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓｉは、鋼の電気抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素であり、また、鋼の脱酸剤として添加する元素でもあるため、０．１ｍａｓｓ％以上含有させる。しかし、Ｓｉが５．０ｍａｓｓ％を超えると、磁束密度が低下する他、鋼が脆化し、冷間圧延中に亀裂を生じる等、製造性を大きく低下させる。よって、上限は５．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは１．５〜５．０ｍａｓｓ％の範囲である。さらに好ましくは１．６〜３．８ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：０．０２〜３．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、Ｓｉと同様、鋼の電気抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素であり、また、熱間脆性を防止する効果を有するため、０．０２ｍａｓｓ％以上含有させる。一方、３．０ｍａｓｓ％を超えると、磁束密度が低下するため、上限は３．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．１５〜２．５ｍａｓｓ％、より好ましくは０．１５〜１．０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎは、Ｓｉと同様、鋼の電気抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素であり、また、熱間脆性を防止する効果を有するため、０．０２ｍａｓｓ％以上含有させる。一方、３．０ｍａｓｓ％を超えると、磁束密度が低下するため、上限は３．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．１５〜２．５ｍａｓｓ％、より好ましくは０．１５〜１．０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下
Ｐは、微量の添加で鋼の硬さを高める効果が大きいため、打抜加工性を向上するのに有用な元素であり、要求される硬さに応じて適宜添加することができる。しかし、Ｐの過剰な添加は、冷間圧延性の低下をもたらすので、上限は０．２ｍａｓｓ％とする。好ましくは、０．０４〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｐは、微量の添加で鋼の硬さを高める効果が大きいため、打抜加工性を向上するのに有用な元素であり、要求される硬さに応じて適宜添加することができる。しかし、Ｐの過剰な添加は、冷間圧延性の低下をもたらすので、上限は０．２ｍａｓｓ％とする。好ましくは、０．０４〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ｓは、硫化物となって析出物や介在物を形成し、製品板の磁気特性を低下させるのみならず、製造性（熱間圧延性）を害するので、少ないほど好ましい。そこで、本発明では０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する。特に、磁気特性を重視する場合には０．００２５ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。なお、Ｓは少ないほど好ましいので、下限は特に規定しない。
Ｓは、硫化物となって析出物や介在物を形成し、製品板の磁気特性を低下させるのみならず、製造性（熱間圧延性）を害するので、少ないほど好ましい。そこで、本発明では０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する。特に、磁気特性を重視する場合には０．００２５ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。なお、Ｓは少ないほど好ましいので、下限は特に規定しない。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様、鋼の電気抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素であり、また、鋼の脱酸剤としても添加される元素である。しかし、前述したように、スクラップを鋳物銑の原料としてリサイクルする観点から、Ａｌは０．０５ｍａｓｓ％未満であることが望まれており、低いほど好ましい。さらに、本発明では、集合組織を改善し、磁束密度を高めるため、Ａｌをさらに低減し、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）で０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは、０．００２０ｍａｓｓ％以下である。
Ａｌは、Ｓｉと同様、鋼の電気抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素であり、また、鋼の脱酸剤としても添加される元素である。しかし、前述したように、スクラップを鋳物銑の原料としてリサイクルする観点から、Ａｌは０．０５ｍａｓｓ％未満であることが望まれており、低いほど好ましい。さらに、本発明では、集合組織を改善し、磁束密度を高めるため、Ａｌをさらに低減し、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）で０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは、０．００２０ｍａｓｓ％以下である。
Ｎ：０．００４０ｍａｓｓ％以下
Ｎは、前述したＣと同様、磁気特性を劣化させる有害元素であり、特に、低Ａｌ材では、上記の悪影響が顕著となるので、０．００４０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００３０ｍａｓｓ％以下である。なお、下限については、少ないほど好ましいので、特に規定しない。
Ｎは、前述したＣと同様、磁気特性を劣化させる有害元素であり、特に、低Ａｌ材では、上記の悪影響が顕著となるので、０．００４０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００３０ｍａｓｓ％以下である。なお、下限については、少ないほど好ましいので、特に規定しない。
Ｔ．Ｃａ：０．００１０〜０．００８０ｍａｓｓ％
Ｃａは、ＣａＳとなって粗大な析出物を形成し、ＭｎＳ等の微細な硫化物の析出を抑制するため、粒成長を改善し、鉄損を低減する効果がある。上記効果を得るため、本発明では、Ｔ．Ｃａ（鋼中の全Ｃａ濃度）で０．００１０ｍａｓｓ％以上含有させる。しかし、０．００８０ｍａｓｓ％を超える添加は、Ｃａ硫化物やＣａ酸化物の量が増加し、却って粒成長を阻害して鉄損特性が劣化するため、上限は０．００８０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００１５〜０．００５０ｍａｓｓ％の範囲である。ここで、上記全Ｃａ濃度（Ｔ．Ｃａ）とは、鋼中の酸可溶Ｃａと酸不可溶Ｃａの和からなるＣａの濃度である。
Ｃａは、ＣａＳとなって粗大な析出物を形成し、ＭｎＳ等の微細な硫化物の析出を抑制するため、粒成長を改善し、鉄損を低減する効果がある。上記効果を得るため、本発明では、Ｔ．Ｃａ（鋼中の全Ｃａ濃度）で０．００１０ｍａｓｓ％以上含有させる。しかし、０．００８０ｍａｓｓ％を超える添加は、Ｃａ硫化物やＣａ酸化物の量が増加し、却って粒成長を阻害して鉄損特性が劣化するため、上限は０．００８０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００１５〜０．００５０ｍａｓｓ％の範囲である。ここで、上記全Ｃａ濃度（Ｔ．Ｃａ）とは、鋼中の酸可溶Ｃａと酸不可溶Ｃａの和からなるＣａの濃度である。
Ｔ．Ｏ：０．０１００ｍａｓｓ％以下
Ｏは、Ｔ．Ｏ（鋼中の全Ｏ濃度）で０．０１００ｍａｓｓ％を超えると、酸化物の量が増加して粒成長を阻害し、鉄損特性を劣化させるため、上限は０．０１００ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００６０ｍａｓｓ％以下である。ここで、上記全Ｏ濃度（Ｔ．Ｏ）とは、酸可溶Ｏと酸不可溶Ｏの和からなるＯの濃度である。
Ｏは、Ｔ．Ｏ（鋼中の全Ｏ濃度）で０．０１００ｍａｓｓ％を超えると、酸化物の量が増加して粒成長を阻害し、鉄損特性を劣化させるため、上限は０．０１００ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００６０ｍａｓｓ％以下である。ここで、上記全Ｏ濃度（Ｔ．Ｏ）とは、酸可溶Ｏと酸不可溶Ｏの和からなるＯの濃度である。
Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ：０．５０以上２．０以下
先述したように、鋼中の全Ｏ濃度に対する全Ｃａ濃度の比（Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ）は、０．５０以上２．０以下とする必要がある。上記比が０．５０未満では、酸化物系介在物が圧延方向に延伸した形態を示すようになるため、粒成長を阻害し、鉄損特性が劣化するためである。また、上限を２．０とするのは、２．０を超えると、粗大化した酸化物系介在物が割れの起点となり、製造性を著しく損なうようになるためである。好ましくは０．６０以上１．８以下である。
先述したように、鋼中の全Ｏ濃度に対する全Ｃａ濃度の比（Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ）は、０．５０以上２．０以下とする必要がある。上記比が０．５０未満では、酸化物系介在物が圧延方向に延伸した形態を示すようになるため、粒成長を阻害し、鉄損特性が劣化するためである。また、上限を２．０とするのは、２．０を超えると、粗大化した酸化物系介在物が割れの起点となり、製造性を著しく損なうようになるためである。好ましくは０．６０以上１．８以下である。
ｓｏｌ．Ａｌ／Ｓｉ：０．００２０以下
本発明の無方向性電磁鋼板は、鉄損特性をさらに改善するため、上記成分組成を満たすことに加えて、鋼中のＳｉ濃度に対するｓｏｌ．Ａｌ濃度の比（ｓｏｌ．Ａｌ／Ｓｉ）を、０．００２０以下に制限することが好ましい。（ｓｏｌ．Ａｌ／Ｓｉ）が０．００２０を超えると、酸化物系介在物が圧延方向に延伸した形態となり、粒成長を阻害し、鉄損特性が劣化するおそれがあるためである。より好ましくは０．００１５以下である。ここで、上記ｓｏｌ．Ａｌは、酸可溶Ａｌを表す。正確には、(Ｔ．Ａｌ−ｓｏｌ．Ａｌ)／Ｓｉで規定すべきであるが、（ｓｏｌ．Ａｌ／Ｓｉ）で規定する理由は、ｓｏｌ．ＡｌとＴ．Ａｌは相関があり、ｓｏｌ．Ａｌの方が容易に分析できるからである。
本発明の無方向性電磁鋼板は、鉄損特性をさらに改善するため、上記成分組成を満たすことに加えて、鋼中のＳｉ濃度に対するｓｏｌ．Ａｌ濃度の比（ｓｏｌ．Ａｌ／Ｓｉ）を、０．００２０以下に制限することが好ましい。（ｓｏｌ．Ａｌ／Ｓｉ）が０．００２０を超えると、酸化物系介在物が圧延方向に延伸した形態となり、粒成長を阻害し、鉄損特性が劣化するおそれがあるためである。より好ましくは０．００１５以下である。ここで、上記ｓｏｌ．Ａｌは、酸可溶Ａｌを表す。正確には、(Ｔ．Ａｌ−ｓｏｌ．Ａｌ)／Ｓｉで規定すべきであるが、（ｓｏｌ．Ａｌ／Ｓｉ）で規定する理由は、ｓｏｌ．ＡｌとＴ．Ａｌは相関があり、ｓｏｌ．Ａｌの方が容易に分析できるからである。
また、本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分に加えてさらに、下記成分を含有することができる。
Ｓｎ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
ＳｎおよびＳｂは、いずれも集合組織を改善し、磁気特性を向上する効果を有する。上記効果を得るためには、単独または複合して、それぞれ０．０１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、過剰に添加すると、鋼が脆化し、鋼板製造の過程で板破断やヘゲ等の表面欠陥を引き起こすため、上限はそれぞれ０．１ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくは、それぞれ０．０２〜０．０５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓｎ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
ＳｎおよびＳｂは、いずれも集合組織を改善し、磁気特性を向上する効果を有する。上記効果を得るためには、単独または複合して、それぞれ０．０１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、過剰に添加すると、鋼が脆化し、鋼板製造の過程で板破断やヘゲ等の表面欠陥を引き起こすため、上限はそれぞれ０．１ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくは、それぞれ０．０２〜０．０５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｃｕ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％およびＣｒ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒは、鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減すのに有効な元素であるため、含有させることができる。上記効果を得るためには、それぞれ０．０１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、これらの元素は、ＳｉやＡｌと比較して高価であるため、それぞれの添加量は０．５ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒは、鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減すのに有効な元素であるため、含有させることができる。上記効果を得るためには、それぞれ０．０１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、これらの元素は、ＳｉやＡｌと比較して高価であるため、それぞれの添加量は０．５ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％およびＭｇ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
ＭｇおよびＲＥＭは、高温でＭｎＳやＣｕ２Ｓよりも安定な硫化物を形成し、磁気特性を向上させる効果を有する元素であるため、含有させることができる。上記効果を得るためには、ＭｇおよびＲＥＭを、それぞれ０．０００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、過剰に含有させても、効果が飽和し、経済的に不利となるため、上限はそれぞれ０．００５０ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
ＭｇおよびＲＥＭは、高温でＭｎＳやＣｕ２Ｓよりも安定な硫化物を形成し、磁気特性を向上させる効果を有する元素であるため、含有させることができる。上記効果を得るためには、ＭｇおよびＲＥＭを、それぞれ０．０００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、過剰に含有させても、効果が飽和し、経済的に不利となるため、上限はそれぞれ０．００５０ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の作用効果を害しない範囲内であれば、他の元素の含有を拒むものではなく、例えば、不可避的不純物として含まれるＶは０．００４ｍａｓｓ％以下、Ｎｂは０．００４ｍａｓｓ％以下、Ｂは０．０００５ｍａｓｓ％以下、Ｎｉは０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｃｒは０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｃｕは０．１ｍａｓｓ％以下、Ｔｉは０．００２ｍａｓｓ％以下の範囲内であれば許容される。
次に、本発明の鋼板中に存在する酸化物系介在物について説明する。
優れた磁気特性を得るためには、製品板の圧延方向の板厚断面内に存在する、板厚方向の大きさが０．２μｍ以上の酸化物系介在物の（ＣａＯ／ＳｉＯ２）を０．５０以上とし、また、（Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））を０．１５以下とすることが好ましい。上記範囲を外れると、酸化物系介在物が熱間圧延により延伸し、熱延後の自己焼鈍や熱延板焼鈍、仕上焼鈍における粒成長性を阻害して、磁気特性を劣化させるからである。より好ましくは、ＣａＯ／ＳｉＯ２が０．６０以上で、（Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））が０．１０以下である。なお、鋼板中に存在する酸化物系介在物の成分組成は、鋼板の圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）に存在する酸化物系介在物をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１００個以上分析したときの平均値である。なお、本発明の酸化物系介在物には、硫化物等の他の化合物と複合して存在するものも含まれる。
優れた磁気特性を得るためには、製品板の圧延方向の板厚断面内に存在する、板厚方向の大きさが０．２μｍ以上の酸化物系介在物の（ＣａＯ／ＳｉＯ２）を０．５０以上とし、また、（Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））を０．１５以下とすることが好ましい。上記範囲を外れると、酸化物系介在物が熱間圧延により延伸し、熱延後の自己焼鈍や熱延板焼鈍、仕上焼鈍における粒成長性を阻害して、磁気特性を劣化させるからである。より好ましくは、ＣａＯ／ＳｉＯ２が０．６０以上で、（Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））が０．１０以下である。なお、鋼板中に存在する酸化物系介在物の成分組成は、鋼板の圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）に存在する酸化物系介在物をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１００個以上分析したときの平均値である。なお、本発明の酸化物系介在物には、硫化物等の他の化合物と複合して存在するものも含まれる。
次に、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
なお、本発明の無方向性電磁鋼板は、無方向性電磁鋼板の製造に用いられている通常の設備および通常の工程で製造することができる。
まず、溶銑予備処理等を施してＳ濃度を低減した溶銑を、転炉で脱炭処理して炭素濃度を低減した後、さらに、真空脱ガス処理装置で、Ｃを極低濃度領域まで脱炭すると同時に脱窒処理する。その後、好ましくはＣ濃度が０．００５０ｍａｓｓ％以下に達した後、ＳｉやＳｉ合金を添加し、脱酸を兼ねてＳｉ濃度を所定の濃度に調整した後、金属Ｍｎなど成分調整用の他の元素や合金を添加して最終成分調整を行う。また、Ｓ濃度を低減するために、真空脱ガス処理中にＣａＯなどの脱硫剤を添加してもよい。なお、合金の一部は転炉出鋼時に添加してもよい。
なお、本発明の無方向性電磁鋼板は、無方向性電磁鋼板の製造に用いられている通常の設備および通常の工程で製造することができる。
まず、溶銑予備処理等を施してＳ濃度を低減した溶銑を、転炉で脱炭処理して炭素濃度を低減した後、さらに、真空脱ガス処理装置で、Ｃを極低濃度領域まで脱炭すると同時に脱窒処理する。その後、好ましくはＣ濃度が０．００５０ｍａｓｓ％以下に達した後、ＳｉやＳｉ合金を添加し、脱酸を兼ねてＳｉ濃度を所定の濃度に調整した後、金属Ｍｎなど成分調整用の他の元素や合金を添加して最終成分調整を行う。また、Ｓ濃度を低減するために、真空脱ガス処理中にＣａＯなどの脱硫剤を添加してもよい。なお、合金の一部は転炉出鋼時に添加してもよい。
その後、溶鋼中にＣａ合金（ＣａＳｉ合金）を添加する。Ｃａ合金の添加方法は、インジェクション法や、鉄被服ワイヤ添加法などを用いることができる。
ここで重要なことは、成分調整した溶鋼中の（Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ）を０．５０以上２．０以下に制御する必要があることである。これにより、鉄損特性を改善することができる。
上記（Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ）を０．５０以上に制御するには、溶鋼中に添加するＣａ合金（ＣａＳｉ合金）を高めたり、真空脱ガス装処理で脱酸時間等を十分に確保して、酸素量を低減したりすることが有効である。もちろん、これらは（Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ）が２．０を超えない範囲内で行う必要がある。
ここで重要なことは、成分調整した溶鋼中の（Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ）を０．５０以上２．０以下に制御する必要があることである。これにより、鉄損特性を改善することができる。
上記（Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ）を０．５０以上に制御するには、溶鋼中に添加するＣａ合金（ＣａＳｉ合金）を高めたり、真空脱ガス装処理で脱酸時間等を十分に確保して、酸素量を低減したりすることが有効である。もちろん、これらは（Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ）が２．０を超えない範囲内で行う必要がある。
なお、Ａｌの添加量を極力制限し、（ｓｏｌ．Ａｌ／Ｓｉ）を０．００２０以下に制御することも重要である。これにより、鉄損特性をより改善することができる。
次に、上記に説明した方法で溶製した溶鋼を、連続鋳造法または造塊−分塊圧延法等で鋼素材（スラブ）とする。
上記スラブは、その後、熱間圧延を行うが、上記熱間圧延に先だつスラブの再加熱温度ＳＲＴは、１０００〜１２５０℃の範囲とするのが好ましい。ＳＲＴが１２５０℃を超えると、エネルギーロスが大きく、不経済となるだけでなく、スラブの高温強度が低下し、スラブ垂れなどの製造上のトラブルが生じるおそれがある。一方、１０００℃を下回ると、熱間における変形抵抗が増大し、熱間圧延することが困難となるためである。
上記スラブは、その後、熱間圧延を行うが、上記熱間圧延に先だつスラブの再加熱温度ＳＲＴは、１０００〜１２５０℃の範囲とするのが好ましい。ＳＲＴが１２５０℃を超えると、エネルギーロスが大きく、不経済となるだけでなく、スラブの高温強度が低下し、スラブ垂れなどの製造上のトラブルが生じるおそれがある。一方、１０００℃を下回ると、熱間における変形抵抗が増大し、熱間圧延することが困難となるためである。
続く熱間圧延は、通常の条件で行えばよい。なお、熱間圧延する板厚は、生産性を確保する観点から、１．５〜２．８ｍｍの範囲とするのが好ましい。１．５ｍｍ未満では、熱延での圧延トラブルが増加し、一方、２．８ｍｍ超えでは、冷延圧下率が高くなり過ぎて、集合組織が劣化するからである。より好ましい熱延板厚は１．７〜２．４ｍｍの範囲である。
熱間圧延後の鋼板（熱延板）は、その後、熱延板焼鈍を施しても、省略してもよいが、製造コストを低減する観点からは、省略した方が有利である。ただし、熱延板焼鈍を省略する場合には、熱間圧延後のコイルの巻取温度を５５０℃以上とする必要がある。５５０℃未満では、コイル巻き取り後の自己焼鈍が不十分となり、冷間圧延前の鋼板の再結晶率が低下し、リジングが発生したり、磁束密度が低下したりするためである。好ましい巻取温度は６００℃以上である。
一方、熱延板焼鈍を行う場合には、熱延板焼鈍の均熱温度は９００〜１１５０℃の範囲とする必要がある。均熱温度が９００℃未満では、圧延組織が残存し、磁気特性の改善効果が十分に得られない。一方、１１５０℃を超えると、結晶粒が粗大化し、冷間圧延で割れが発生し易くなる他、経済的にも不利となるからである。好ましくは９５０〜１０５０℃の温度である。
なお、熱延板焼鈍を行う場合でも、コイル巻取温度を５５０℃以上としてもよいことは勿論である。
なお、熱延板焼鈍を行う場合でも、コイル巻取温度を５５０℃以上としてもよいことは勿論である。
次に、上記熱間圧延後あるいは熱延板焼鈍後の熱延板は、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とする。この際、磁束密度を高めるためには、板温を２００℃に上昇して圧延するいわゆる温間圧延を採用するのが好ましい。また、冷延板の厚さ（最終板厚）については特に規定しないが、０．１０〜０．６０ｍｍの範囲とするのが好ましい。０．１０ｍｍ未満では、生産性が低下し、一方、０．６０ｍｍ超えでは鉄損低減効果が小さいからである。なお、鉄損を重視する場合には、０．１０〜０．３５ｍｍの範囲とするのが好ましい。
最終板厚に冷間圧延した鋼板（冷延板）は、その後、連続焼鈍で仕上焼鈍を施す。この仕上焼鈍の均熱温度は７００〜１１５０℃の範囲とするのが好ましい。均熱温度が７００℃未満では、再結晶が十分に進行せず、良好な磁気特性が得られないだけでなく、連続焼鈍による形状矯正効果も得られない。一方、１１５０℃を超えると、エネルギーロスが大きくなり、不経済となる。
次いで、上記仕上焼鈍した鋼板は、その後、鉄損をより低減するため、必要に応じて鋼板表面に絶縁被膜を塗布・焼付けることが好ましい。なお、上記絶縁被膜は、良好な打抜き性を確保したい場合には、樹脂を含有した有機被膜とするのが好ましい。また、溶接性を重視する場合には、半有機被膜や無機被膜とするのが好ましい。
表１に示した成分組成が異なるＮｏ．１〜３７の鋼を溶製し、連続鋳造法でスラブとした。上記鋼の溶製に際しては、脱酸剤としてＳｉ，ＣａおよびＡｌを添加した。Ｃａ源としてはＣａＳｉを用いた。これらの脱酸剤やＣａＳｉの添加量は、溶鋼中のＯやＮ，Ｓの含有量に応じて適宜調整した。
次いで、上記スラブを１０８０〜１１８０℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．３ｍｍの熱延板とした。この際、コイル巻取温度はすべて６００℃（一定）とした。
次いで、上記熱延板を酸洗した後、冷間圧延して最終板厚０．５０ｍｍの冷延板とし、均熱温度１０００℃に１０ｓｅｃ間保持する仕上焼鈍した後、絶縁被膜を被成し、無方向性電磁鋼板（製品板）とした。
次いで、上記スラブを１０８０〜１１８０℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．３ｍｍの熱延板とした。この際、コイル巻取温度はすべて６００℃（一定）とした。
次いで、上記熱延板を酸洗した後、冷間圧延して最終板厚０．５０ｍｍの冷延板とし、均熱温度１０００℃に１０ｓｅｃ間保持する仕上焼鈍した後、絶縁被膜を被成し、無方向性電磁鋼板（製品板）とした。
次いで、上記のようにして得た製品板の圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、１００個以上の酸化物系介在物の成分組成を分析し、ＣａＯ、ＳｉＯ２およびＡｌ２Ｏ３の平均値を求めて、（ＣａＯ／ＳｉＯ２）、（Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））の値を算出した。
また、上記製品板の圧延方向（Ｌ）および圧延方向に対して直角方向（Ｃ）からエプスタイン試験片を切り出して、磁束密度Ｂ５０（磁化力５０００Ａ／ｍにおける磁束密度）および鉄損Ｗ１５／５０（磁束密度１．５Ｔ、周波数５０Ｈｚで励磁したときの鉄損）をＪＩＳ Ｃ２５５２に準拠して測定した。
上記測定の結果を表１に併記した。この結果から、本発明に適合する鋼板は、鉄損Ｗ１５／５０が低くて、磁束密度Ｂ５０も高く、優れた磁気特性を有していることがわかる。
また、上記製品板の圧延方向（Ｌ）および圧延方向に対して直角方向（Ｃ）からエプスタイン試験片を切り出して、磁束密度Ｂ５０（磁化力５０００Ａ／ｍにおける磁束密度）および鉄損Ｗ１５／５０（磁束密度１．５Ｔ、周波数５０Ｈｚで励磁したときの鉄損）をＪＩＳ Ｃ２５５２に準拠して測定した。
上記測定の結果を表１に併記した。この結果から、本発明に適合する鋼板は、鉄損Ｗ１５／５０が低くて、磁束密度Ｂ５０も高く、優れた磁気特性を有していることがわかる。
表２に示した成分組成がほぼ同じＮｏ．１〜８の鋼を、実施例１と同様にして溶製し、連続鋳造法でスラブとした。次いで、上記スラブを１１５０℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．３ｍｍの熱延板とし、酸洗し、冷間圧延して最終板厚０．５０ｍｍの冷延板とし、その後、均熱温度１０００℃に１０ｓｅｃ間保持する仕上焼鈍し、絶縁被膜を被成し、無方向性電磁鋼板（製品板）とした。この際、上記熱間圧延後のコイル巻取温度を表２に示したように、５２０〜６５０℃の範囲で変化させた。なお、鋼５および８は、熱間圧延した後、連続焼鈍で均熱温度１０００℃に３０ｓｅｃ間保持する熱延板焼鈍を施した例である。
次いで、上記のようにして得た製品板について、実施例１と同様にして、ＳＥＭで介在物を分析し、介在物中のＣａＯ、ＳｉＯ２およびＡｌ２Ｏ３の平均比率および、（ＣａＯ／ＳｉＯ２）、（Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））を算出するとともに、磁束密度Ｂ５０および鉄損Ｗ１５／５０を測定した。
上記測定の結果を表２に併記した。この結果から、本発明に適合する条件で製造する無方向性電磁鋼板は、熱延板焼鈍を施さない場合でも、熱間圧延後のコイル巻取温度を５５０℃以上に高めることで、優れた磁気特性を有することがわかる。
表３に示した成分組成が異なるＮｏ．１〜１９の鋼を、実施例１と同様にして溶製し、連続鋳造法でスラブとした。次いで、上記スラブを１１５０℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚１．９ｍｍの熱延板とし、酸洗し、冷間圧延して最終板厚を０．２０〜０．５０ｍｍの範囲で変化させた冷延板とし、その後、均熱温度１０００℃に１０ｓｅｃ間保持する仕上焼鈍し、絶縁被膜を被成し、無方向性電磁鋼板（製品板）とした。なお、上記熱間圧延後のコイル巻取温度は６００℃とした。
次いで、上記のようにして得た製品板について、実施例１と同様にして、ＳＥＭで介在物を分析し、介在物中のＣａＯ、ＳｉＯ２およびＡｌ２Ｏ３の平均比率および、（ＣａＯ／ＳｉＯ２）、（Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））を算出するとともに、磁束密度Ｂ５０および鉄損Ｗ１５／５０を測定した。
上記測定の結果を表３に併記した。この結果から、本発明に適合する条件で製造する無方向性電磁鋼板は、板厚を変化させた場合でも、優れた磁気特性を有することがわかる。
Claims (10)
- Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．１〜５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０２〜３．０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下およびＮ：０．００４０ｍａｓｓ％以下を含有し、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無方向性電磁鋼板であって、
鋼中の全Ｃａ濃度（Ｔ．Ｃａ）が０．００１０〜０．００８０ｍａｓｓ％、全酸素濃度（Ｔ．Ｏ）が０．０１００ｍａｓｓ％以下で、全酸素に対する全Ｃａの濃度比（Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ）が０．５０以上２．０以下である無方向性電磁鋼板。 - Ｓｉに対するｓｏｌ．Ａｌの濃度比（ｓｏｌ．Ａｌ／Ｓｉ）が０．００２０以下であ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。
- Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．１〜５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０２〜３．０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下およびＮ：０．００４０ｍａｓｓ％以下を含有し、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無方向性電磁鋼板であって、
鋼中の全Ｃａ濃度（Ｔ．Ｃａ）が０．００１０〜０．００８０ｍａｓｓ％、全酸素濃度（Ｔ．Ｏ）が０．０１００ｍａｓｓ％以下で、圧延方向の板厚断面内に存在する、板厚方向の大きさが０．２μｍ以上の酸化物系介在物中におけるＳｉＯ２に対するＣａＯの組成比（ＣａＯ／ＳｉＯ２）が０．５０〜４．０である無方向性電磁鋼板。 - 圧延方向の板厚断面内に存在する、板厚方向の大きさが０．２μｍ以上の酸化物系介在物中における（ＣａＯ＋ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３）に対するＡｌ２Ｏ３の組成比（Ａｌ２Ｏ３／（ＣａＯ＋ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３））が０．１５以下であることを特徴とする請求項３に記載の無方向性電磁鋼板。
- 上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
- 上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％およびＣｒ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
- 上記成分組成に加えてさらに、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％およびＭｇ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
- 請求項１〜７のいずれか１項に記載の成分組成と酸化物系介在物を含有するスラブを熱間圧延して熱延板とした後、上記熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく冷間圧延し、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
上記熱間圧延におけるコイル巻取温度を５５０℃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１〜７のいずれか１項に記載の成分組成と酸化物系介在物を含有するスラブを熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延し、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
上記熱延板焼鈍を９００〜１１５０℃の温度で施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 請求項１〜７のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
溶銑に脱硫処理および脱燐処理を施した後、転炉で精錬した溶鋼を真空脱ガス処理してＣを０．００５０ｍａｓｓ％以下まで脱炭した後、成分調整用の元素および／または合金を添加し、その後、取鍋内にＣａＳｉ合金を添加し、鋼中の全Ｃａ濃度（Ｔ．Ｃａ）を０．００１０〜０．００８０ｍａｓｓ％、全酸素濃度（Ｔ．Ｏ）を０．０１００ｍａｓｓ％以下、全酸素に対する全Ｃａの濃度比（Ｔ．Ｃａ／Ｔ．Ｏ）を０．５０以上、２．０以下とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
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