JP2002363713A - 鉄損および磁束密度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents
鉄損および磁束密度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板およびその製造方法Info
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- JP2002363713A JP2002363713A JP2001167057A JP2001167057A JP2002363713A JP 2002363713 A JP2002363713 A JP 2002363713A JP 2001167057 A JP2001167057 A JP 2001167057A JP 2001167057 A JP2001167057 A JP 2001167057A JP 2002363713 A JP2002363713 A JP 2002363713A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 コスト高を招く特殊元素の添加や新しい工程
の付与を行うことなく、基本成分の最適化と製造工程の
改善とにより、鉄損、磁束密度が極めて優れたセミプロ
セス無方向性電磁鋼板を製造する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓ
ｉ：０．０５〜３．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：
２．０％以下、Ｓ：０．０１２％以下、Ｐ：０．１５％
以下、Ｎ：０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなる鋼板の内、最終製品での硫化物
（主としてＭｎＳ）と窒化物（主としてＡｌＮ）の直径
が０．００５μｍ以上２．０μｍ以下のものについてサ
イズと数密度を特定範囲内に限定する。そのためのスラ
ブ加熱条件として７００℃〜１１００℃の温度範囲に３
０分以上保定し、好ましくはその後１１００℃以上の温
度で３０分以下保定した後、熱延を開始する。
の付与を行うことなく、基本成分の最適化と製造工程の
改善とにより、鉄損、磁束密度が極めて優れたセミプロ
セス無方向性電磁鋼板を製造する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓ
ｉ：０．０５〜３．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：
２．０％以下、Ｓ：０．０１２％以下、Ｐ：０．１５％
以下、Ｎ：０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなる鋼板の内、最終製品での硫化物
（主としてＭｎＳ）と窒化物（主としてＡｌＮ）の直径
が０．００５μｍ以上２．０μｍ以下のものについてサ
イズと数密度を特定範囲内に限定する。そのためのスラ
ブ加熱条件として７００℃〜１１００℃の温度範囲に３
０分以上保定し、好ましくはその後１１００℃以上の温
度で３０分以下保定した後、熱延を開始する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、モーターやトラン
ス用の鉄芯材料として用いられる、鉄損および磁束密度
ともに極めて優れたセミプロセス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る。
ス用の鉄芯材料として用いられる、鉄損および磁束密度
ともに極めて優れたセミプロセス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る。
【０００２】
【従来の技術】無方向性電磁鋼板は、重電機器、家電用
など各種モーター、変圧器、安定器等の鉄芯材料として
広く用いられており、エネルギー節減の観点から一層の
低鉄損化が、また、電気機器の小型化の観点から一層の
高磁束密度化が要求されている。
など各種モーター、変圧器、安定器等の鉄芯材料として
広く用いられており、エネルギー節減の観点から一層の
低鉄損化が、また、電気機器の小型化の観点から一層の
高磁束密度化が要求されている。
【０００３】この目的のため成分の最適化、特殊元素の
添加、熱延板焼鈍の付与、仕上焼鈍の高温化などが実用
化されているが、これらの技術が制御しようとしている
因子の一つは析出物の形態であり、材質特性に強く影響
を及ぼすため重要な因子と考えられている。一般に鋼板
中に微細な析出物が存在すると、焼鈍時の粒成長が阻害
され鉄損が劣化する。特に、微細なＭｎＳ、ＡｌＮは粒
成長を阻害し鉄損を大幅に劣化させることが知られてお
り、Ｓ、Ｎ等の析出物形成元素の低減、Ｂ、Ｃａなどの
特殊元素による析出形態制御、熱延板焼鈍または高温最
終焼鈍による析出物粗大化などが行われているが、コス
ト上昇は避けられず安価で特性の優れた鋼板を製造する
ことは困難であった。
添加、熱延板焼鈍の付与、仕上焼鈍の高温化などが実用
化されているが、これらの技術が制御しようとしている
因子の一つは析出物の形態であり、材質特性に強く影響
を及ぼすため重要な因子と考えられている。一般に鋼板
中に微細な析出物が存在すると、焼鈍時の粒成長が阻害
され鉄損が劣化する。特に、微細なＭｎＳ、ＡｌＮは粒
成長を阻害し鉄損を大幅に劣化させることが知られてお
り、Ｓ、Ｎ等の析出物形成元素の低減、Ｂ、Ｃａなどの
特殊元素による析出形態制御、熱延板焼鈍または高温最
終焼鈍による析出物粗大化などが行われているが、コス
ト上昇は避けられず安価で特性の優れた鋼板を製造する
ことは困難であった。
【０００４】この他の方法として、熱延加熱温度の低温
化に関する技術が提案されている。例えば、特開平６−
２７９８５９号公報には、スラブをＳｉ量と関連する約
１０００℃〜１３００℃に加熱することによりＡｌＮの
析出を制御する技術が、また特開平１１−６１２５７号
公報には、熱間圧延途中の粗バーを９５０〜１１５０℃
に加熱することで熱間圧延中のＭｎＳの微細析出を防止
する技術が、それぞれ開示されている。
化に関する技術が提案されている。例えば、特開平６−
２７９８５９号公報には、スラブをＳｉ量と関連する約
１０００℃〜１３００℃に加熱することによりＡｌＮの
析出を制御する技術が、また特開平１１−６１２５７号
公報には、熱間圧延途中の粗バーを９５０〜１１５０℃
に加熱することで熱間圧延中のＭｎＳの微細析出を防止
する技術が、それぞれ開示されている。
【０００５】しかし、このように単純に熱延加熱温度を
低温化するだけでは特性向上は十分でなく良好な特性を
得るためには析出物の状態を特定の範囲内に限定する必
要がある。また、熱延加熱温度の低温化は熱延温度域も
低温化することになるため圧延荷重が大きくなったり、
熱延後の再結晶や粒成長が不十分になり逆に磁気特性が
劣化する場合もある。
低温化するだけでは特性向上は十分でなく良好な特性を
得るためには析出物の状態を特定の範囲内に限定する必
要がある。また、熱延加熱温度の低温化は熱延温度域も
低温化することになるため圧延荷重が大きくなったり、
熱延後の再結晶や粒成長が不十分になり逆に磁気特性が
劣化する場合もある。
【０００６】さらに、セミプロセス電磁鋼板では鋼板製
造時に最終焼鈍後のスキンパス圧延等により鋼板に蓄積
された歪を駆動力として、モータコアなどへの加工後に
焼鈍（歪取り焼鈍／ＳＲＡ）することで歪誘起粒成長を
起こさせ磁気特性、特に鉄損の向上を図っている場合が
あるが、この際に磁気特性に好ましくない方位が成長す
るともう一つの重要な磁気特性である磁束密度を劣化さ
せる場合もある。この時の方位選択性を好ましく制御す
るため圧延ロール径や圧延方向の制御などが行われ、特
開平０９−２１７１１６号公報には鋼板の板厚方向の歪
分布を制御するような方法も提案されているが生産性と
の兼ね合いから実現が困難となっている。
造時に最終焼鈍後のスキンパス圧延等により鋼板に蓄積
された歪を駆動力として、モータコアなどへの加工後に
焼鈍（歪取り焼鈍／ＳＲＡ）することで歪誘起粒成長を
起こさせ磁気特性、特に鉄損の向上を図っている場合が
あるが、この際に磁気特性に好ましくない方位が成長す
るともう一つの重要な磁気特性である磁束密度を劣化さ
せる場合もある。この時の方位選択性を好ましく制御す
るため圧延ロール径や圧延方向の制御などが行われ、特
開平０９−２１７１１６号公報には鋼板の板厚方向の歪
分布を制御するような方法も提案されているが生産性と
の兼ね合いから実現が困難となっている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明はこのような状
況に鑑みなされたもので、コスト高を招く特殊元素の添
加や新しい工程の付与を行うことなく基本成分の最適化
と製造工程の改善とによりセミプロセス無方向性電磁鋼
板の歪取り焼鈍時の歪誘起粒成長の成長速度のみならず
方位選択性も好ましく制御し、鉄損および磁束密度とも
に極めて優れた無方向性電磁鋼板を製造する方法を提供
するものである。
況に鑑みなされたもので、コスト高を招く特殊元素の添
加や新しい工程の付与を行うことなく基本成分の最適化
と製造工程の改善とによりセミプロセス無方向性電磁鋼
板の歪取り焼鈍時の歪誘起粒成長の成長速度のみならず
方位選択性も好ましく制御し、鉄損および磁束密度とも
に極めて優れた無方向性電磁鋼板を製造する方法を提供
するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】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、その要旨は以下の通り
である。 （１）質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．
０５〜１．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％
以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｐ：０．１５％以下、
Ｎ：０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる鋼板の内、鋼板中の直径０．００５μ
ｍ以上２．０μｍ以下の析出物について、平均直径が
０．０４〜１．５０μｍ、直径が０．０３μｍ以下であ
るものの個数の割合が５０％以下、析出物の数密度が
１．４個／μｍ3以下であることを特徴とする鉄損およ
び磁束密度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁鋼
板。 （２）質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．
０５〜１．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％
以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｐ：０．１５％以下、
Ｎ：０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる鋼板の内、鋼板中の直径０．００５μ
ｍ以上２．０μｍ以下の硫化物について、平均直径が
０．１０〜２．００μｍ、直径が０．０５μｍ以下であ
るものの個数の割合が５０％以下、硫化物の数密度が
０．６個／μｍ3以下であることを特徴とする鉄損およ
び磁束密度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁鋼
板。 （３）質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．
０５〜１．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％
以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｐ：０．１５％以下、
Ｎ：０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる鋼板の内、鋼板中の直径０．００５μ
ｍ以上２．０μｍ以下の窒化物について、平均直径が
０．０４〜０．５０μｍ、直径が０．０２μｍ以下であ
るものの個数の割合が５０％以下、窒化物の数密度が
１．０個／μｍ3以下であることを特徴とする鉄損およ
び磁束密度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁鋼
板。 （４）質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．
０５〜１．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％
以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｐ：０．１５％以下、
Ｎ：０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる鋼板の内、鋼板中の直径０．００５μ
ｍ以上２．０μｍ以下の硫化物および窒化物について、
硫化物の平均直径が０．１０〜２．００μｍ、硫化物の
直径が０．０５μｍ以下であるものの個数の割合が５０
％以下、硫化物の数密度が０．６個／μｍ3以下、窒化
物の平均直径が０．０４〜０．５０μｍ、窒化物の直径
が０．０２μｍ以下であるものの個数の割合が５０％以
下、窒化物の数密度が１．０個／μｍ3以下であること
を特徴とする鉄損および磁束密度が極めて優れたセミプ
ロセス無方向性電磁鋼板。 （５）質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．
０５〜１．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％
以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｐ：０．１５％以下、
Ｎ：０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる鋼スラブを加熱する際、７００〜１１
００℃の温度域で３０分以上保持した後熱間圧延し、酸
洗し、１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上でトータル
圧下率６５〜９０％の冷間圧延をした後、７００〜１１
００℃で３０秒〜５分の再結晶焼鈍し、圧下率２〜１５
％の冷間圧延を施すことを特徴とする鉄損および磁束密
度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造
方法。 （６）前記鋼スラブを加熱する際、７００〜１１００℃
の温度域で３０分以上保持し、引き続き１１００℃以上
の温度域で３０分以下保定した後、熱延することを特徴
とする（５）記載の鉄損および磁束密度が極めて優れた
セミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法。 （７）前記熱延での巻取り温度が７５０℃以上であるこ
とを特徴とする（５）または（６）記載の鉄損および磁
束密度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板の
製造方法。 （８）前記熱延での巻取り後、冷延前に７００℃以上１
２００℃以下で５秒〜１０分の熱処理を行うことを特徴
とする（５）〜（７）のいずれかの項に記載の鉄損およ
び磁束密度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁鋼
板の製造方法。
するためになされたものであり、その要旨は以下の通り
である。 （１）質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．
０５〜１．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％
以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｐ：０．１５％以下、
Ｎ：０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる鋼板の内、鋼板中の直径０．００５μ
ｍ以上２．０μｍ以下の析出物について、平均直径が
０．０４〜１．５０μｍ、直径が０．０３μｍ以下であ
るものの個数の割合が５０％以下、析出物の数密度が
１．４個／μｍ3以下であることを特徴とする鉄損およ
び磁束密度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁鋼
板。 （２）質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．
０５〜１．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％
以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｐ：０．１５％以下、
Ｎ：０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる鋼板の内、鋼板中の直径０．００５μ
ｍ以上２．０μｍ以下の硫化物について、平均直径が
０．１０〜２．００μｍ、直径が０．０５μｍ以下であ
るものの個数の割合が５０％以下、硫化物の数密度が
０．６個／μｍ3以下であることを特徴とする鉄損およ
び磁束密度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁鋼
板。 （３）質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．
０５〜１．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％
以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｐ：０．１５％以下、
Ｎ：０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる鋼板の内、鋼板中の直径０．００５μ
ｍ以上２．０μｍ以下の窒化物について、平均直径が
０．０４〜０．５０μｍ、直径が０．０２μｍ以下であ
るものの個数の割合が５０％以下、窒化物の数密度が
１．０個／μｍ3以下であることを特徴とする鉄損およ
び磁束密度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁鋼
板。 （４）質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．
０５〜１．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％
以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｐ：０．１５％以下、
Ｎ：０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる鋼板の内、鋼板中の直径０．００５μ
ｍ以上２．０μｍ以下の硫化物および窒化物について、
硫化物の平均直径が０．１０〜２．００μｍ、硫化物の
直径が０．０５μｍ以下であるものの個数の割合が５０
％以下、硫化物の数密度が０．６個／μｍ3以下、窒化
物の平均直径が０．０４〜０．５０μｍ、窒化物の直径
が０．０２μｍ以下であるものの個数の割合が５０％以
下、窒化物の数密度が１．０個／μｍ3以下であること
を特徴とする鉄損および磁束密度が極めて優れたセミプ
ロセス無方向性電磁鋼板。 （５）質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．
０５〜１．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％
以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｐ：０．１５％以下、
Ｎ：０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる鋼スラブを加熱する際、７００〜１１
００℃の温度域で３０分以上保持した後熱間圧延し、酸
洗し、１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上でトータル
圧下率６５〜９０％の冷間圧延をした後、７００〜１１
００℃で３０秒〜５分の再結晶焼鈍し、圧下率２〜１５
％の冷間圧延を施すことを特徴とする鉄損および磁束密
度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造
方法。 （６）前記鋼スラブを加熱する際、７００〜１１００℃
の温度域で３０分以上保持し、引き続き１１００℃以上
の温度域で３０分以下保定した後、熱延することを特徴
とする（５）記載の鉄損および磁束密度が極めて優れた
セミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法。 （７）前記熱延での巻取り温度が７５０℃以上であるこ
とを特徴とする（５）または（６）記載の鉄損および磁
束密度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板の
製造方法。 （８）前記熱延での巻取り後、冷延前に７００℃以上１
２００℃以下で５秒〜１０分の熱処理を行うことを特徴
とする（５）〜（７）のいずれかの項に記載の鉄損およ
び磁束密度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁鋼
板の製造方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】本発明者らは、製造コストを上昇
させず析出物形態を制御し、特殊元素の添加や熱延板焼
鈍の実施の場合と同程度の磁気特性が得られる無方向性
電磁鋼板の製造方法を見出すべく最適製造条件（特に熱
延条件）について検討を行い、析出物のサイズと密度が
特定の範囲内にある場合に磁気特性が良好となることを
知見し、特に最終焼鈍の後にスキンパス圧延などにより
歪を付与し、モーターコア等への加工後に再び焼鈍し歪
誘起粒成長により特性向上を図るいわゆるセミプロセス
電磁鋼板において、歪誘起粒成長時の結晶方位の選択性
に影響し磁気特性が格段に良くなることがわかった。ま
たそのための製造条件としては特にスラブ加熱条件（温
度、時間、履歴）の制御が重要であることを明確にして
本発明を完成したものである。
させず析出物形態を制御し、特殊元素の添加や熱延板焼
鈍の実施の場合と同程度の磁気特性が得られる無方向性
電磁鋼板の製造方法を見出すべく最適製造条件（特に熱
延条件）について検討を行い、析出物のサイズと密度が
特定の範囲内にある場合に磁気特性が良好となることを
知見し、特に最終焼鈍の後にスキンパス圧延などにより
歪を付与し、モーターコア等への加工後に再び焼鈍し歪
誘起粒成長により特性向上を図るいわゆるセミプロセス
電磁鋼板において、歪誘起粒成長時の結晶方位の選択性
に影響し磁気特性が格段に良くなることがわかった。ま
たそのための製造条件としては特にスラブ加熱条件（温
度、時間、履歴）の制御が重要であることを明確にして
本発明を完成したものである。
【００１０】すなわち最終製品での硫化物（主としてＭ
ｎＳ）と窒化物（主としてＡｌＮ）のサイズと数密度を
特定範囲内に限定し、そのための製造方法としてスラブ
加熱条件を有効に活用するため、７００℃〜１１００℃
の温度範囲に３０分以上保定し、好ましくはその後１１
００℃以上の温度で３０分以下保定した後、熱延を開始
することに特徴がある。
ｎＳ）と窒化物（主としてＡｌＮ）のサイズと数密度を
特定範囲内に限定し、そのための製造方法としてスラブ
加熱条件を有効に活用するため、７００℃〜１１００℃
の温度範囲に３０分以上保定し、好ましくはその後１１
００℃以上の温度で３０分以下保定した後、熱延を開始
することに特徴がある。
【００１１】以下、本発明の詳細をその限定理由ととも
に説明する。含有量はすべて質量％である。Ｃは磁気時
効によって磁気特性を著しく劣化させるため、上限を
０．００５０％とする。また、鉄損低下の観点からはＣ
の上限は０．００２０％が好しい。Ｓｉは鋼板の比抵抗
を高め、鉄損を低減させるが、多量に添加すると磁束密
度が低下し、また加工性が低下するので、０．０５〜
１．５０％に限定した。
に説明する。含有量はすべて質量％である。Ｃは磁気時
効によって磁気特性を著しく劣化させるため、上限を
０．００５０％とする。また、鉄損低下の観点からはＣ
の上限は０．００２０％が好しい。Ｓｉは鋼板の比抵抗
を高め、鉄損を低減させるが、多量に添加すると磁束密
度が低下し、また加工性が低下するので、０．０５〜
１．５０％に限定した。
【００１２】ＭｎはＳと反応し、ＭｎＳを形成するため
本発明では重要な元素である。通常Ｍｎが中途半端に少
ない場合には熱間圧延中に微細なＭｎＳが析出し鉄損お
よび磁束密度を著しく劣化させる場合がある。しかし、
本発明においては熱延加熱条件を本発明範囲に制御する
ことで、この悪影響を回避できるためＭｎの下限は特に
設けない。一方、Ｍｎ量が多くなると熱間圧延段階で再
溶解・再析出するＭｎＳの量が減少するので、ＭｎＳに
よる悪影響は減少する。１．０％を超えるとこの効果は
飽和するが、固溶Ｍｎの存在そのものが磁束密度にとっ
て不利な｛１１１｝方位の生成を抑制し磁束密度を向上
させるので、多量に含有させても特に問題はない。コス
ト面からＭｎの上限を３．０％とする。
本発明では重要な元素である。通常Ｍｎが中途半端に少
ない場合には熱間圧延中に微細なＭｎＳが析出し鉄損お
よび磁束密度を著しく劣化させる場合がある。しかし、
本発明においては熱延加熱条件を本発明範囲に制御する
ことで、この悪影響を回避できるためＭｎの下限は特に
設けない。一方、Ｍｎ量が多くなると熱間圧延段階で再
溶解・再析出するＭｎＳの量が減少するので、ＭｎＳに
よる悪影響は減少する。１．０％を超えるとこの効果は
飽和するが、固溶Ｍｎの存在そのものが磁束密度にとっ
て不利な｛１１１｝方位の生成を抑制し磁束密度を向上
させるので、多量に含有させても特に問題はない。コス
ト面からＭｎの上限を３．０％とする。
【００１３】ＳはＭｎＳの析出量に関係するが、含有Ｓ
量が多いと熱延加熱条件を本発明範囲に制御したとして
も析出量が多くなり粒成長性を阻害するため、上限は
０．００８％とする。なお、鋼板の磁気特性をより高め
るためには、０．００３％以下とすることが好しい。Ｐ
は鋼板の硬度を高め打ち抜き性を向上させる作用がある
ので、所望の打ち抜き硬度によりその必要添加量が決め
られる。但し、過剰に含有すると磁束密度が劣化するの
で上限を０．１５％とする。
量が多いと熱延加熱条件を本発明範囲に制御したとして
も析出量が多くなり粒成長性を阻害するため、上限は
０．００８％とする。なお、鋼板の磁気特性をより高め
るためには、０．００３％以下とすることが好しい。Ｐ
は鋼板の硬度を高め打ち抜き性を向上させる作用がある
ので、所望の打ち抜き硬度によりその必要添加量が決め
られる。但し、過剰に含有すると磁束密度が劣化するの
で上限を０．１５％とする。
【００１４】ＡｌはＮと反応しＡｌＮを形成するため上
記のＭｎと同様に本発明では重要な元素である。Ｍｎと
Ｓの場合と同様にＡｌＮ形成の観点から下限は特に設け
る必要はなく、Ａｌ量が多い場合も１．０％を超えると
析出物形態制御の効果は飽和するが、固溶Ａｌが電気抵
抗を高めることで鉄損を低下させるので、多量に含有さ
せることが特性上有利である。ただし、高Ａｌを含有す
る溶鋼は鋳造時の操業性が悪化するため上限を１．０％
とする。
記のＭｎと同様に本発明では重要な元素である。Ｍｎと
Ｓの場合と同様にＡｌＮ形成の観点から下限は特に設け
る必要はなく、Ａｌ量が多い場合も１．０％を超えると
析出物形態制御の効果は飽和するが、固溶Ａｌが電気抵
抗を高めることで鉄損を低下させるので、多量に含有さ
せることが特性上有利である。ただし、高Ａｌを含有す
る溶鋼は鋳造時の操業性が悪化するため上限を１．０％
とする。
【００１５】Ｎは窒化物の量に関係し、含有Ｎ量が多い
と熱延加熱条件を本発明範囲に制御したとしても析出量
が多くなりすぎ粒成長性を阻害するため上限を０．００
５０％とする。なお、鋼板の磁気特性をより高めるため
には、０．００２５％以下とすることが好しい。次に本
発明の重要な制限要因である析出物の大きさと数密度に
ついて説明する。
と熱延加熱条件を本発明範囲に制御したとしても析出量
が多くなりすぎ粒成長性を阻害するため上限を０．００
５０％とする。なお、鋼板の磁気特性をより高めるため
には、０．００２５％以下とすることが好しい。次に本
発明の重要な制限要因である析出物の大きさと数密度に
ついて説明する。
【００１６】本発明で対称とする析出物は硫化物および
窒化物である。一般に硫化物，窒化物の種類および形態
はＳ，Ｎ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｍｇ，Ａｌなどの硫窒化物形成
元素量や熱延などの製造条件のみならず複合析出する場
合にはＯ，Ｃおよび酸化物、炭化物形成元素の含有量に
よっても変化する．本発明では硫化物は主としてＭｎＳ
であるが、微量元素の含有によってはＴｉＳ，ＣａＳ，
ＭｇＳ，ＣｕＳやその他の硫化物およびそれらの複合硫
化物を含む。窒化物は主としてＡｌＮであるが、微量元
素の含有によってはＴｉＮ，ＶＮやその他の窒化物およ
びそれらの複合窒化物を含む。また、硫化物または窒化
物の単独の析出物でなく酸化物や炭化物などと複合析出
した場合も対象とする。このような複合析出物について
は，個々の析出物の種類および各化合物についてのサイ
ズを特定することは困難であるため、明らかに分別でき
る場合を除いて一つの硫化物または窒化物として判定す
るものとする。
窒化物である。一般に硫化物，窒化物の種類および形態
はＳ，Ｎ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｍｇ，Ａｌなどの硫窒化物形成
元素量や熱延などの製造条件のみならず複合析出する場
合にはＯ，Ｃおよび酸化物、炭化物形成元素の含有量に
よっても変化する．本発明では硫化物は主としてＭｎＳ
であるが、微量元素の含有によってはＴｉＳ，ＣａＳ，
ＭｇＳ，ＣｕＳやその他の硫化物およびそれらの複合硫
化物を含む。窒化物は主としてＡｌＮであるが、微量元
素の含有によってはＴｉＮ，ＶＮやその他の窒化物およ
びそれらの複合窒化物を含む。また、硫化物または窒化
物の単独の析出物でなく酸化物や炭化物などと複合析出
した場合も対象とする。このような複合析出物について
は，個々の析出物の種類および各化合物についてのサイ
ズを特定することは困難であるため、明らかに分別でき
る場合を除いて一つの硫化物または窒化物として判定す
るものとする。
【００１７】析出物は本発明ではＳＰＥＥＤ法によって
得られた抽出レプリカをＥＤＸ付電子顕微鏡にて観察す
る。硫化物、窒化物の判定はＥＤＸにより分析を行い主
として観察される非金属元素がＳの場合を硫化物、Ｎの
場合を窒化物とする。析出物の直径および数は偏りがな
い程度の視野について計測する。視野を写真撮影し、画
像解析等を行うことでもサイズ分布を求めることができ
る。
得られた抽出レプリカをＥＤＸ付電子顕微鏡にて観察す
る。硫化物、窒化物の判定はＥＤＸにより分析を行い主
として観察される非金属元素がＳの場合を硫化物、Ｎの
場合を窒化物とする。析出物の直径および数は偏りがな
い程度の視野について計測する。視野を写真撮影し、画
像解析等を行うことでもサイズ分布を求めることができ
る。
【００１８】本発明では直径が０．００５μｍ以上２．
０μｍ以下の析出物を対象とする。一般には結晶組織の
粒成長挙動にはより微細な析出物の影響が大きいと考え
られるが、微細な析出物の定量および定性は最新の測定
技術をもってしても完全とは言えず、大きな誤差を生じ
易い。そのため本発明では計測誤差がより小さくなるこ
とが期待できる程度の大きさを持った析出物のサイズ分
布との関連で範囲を特定した。
０μｍ以下の析出物を対象とする。一般には結晶組織の
粒成長挙動にはより微細な析出物の影響が大きいと考え
られるが、微細な析出物の定量および定性は最新の測定
技術をもってしても完全とは言えず、大きな誤差を生じ
易い。そのため本発明では計測誤差がより小さくなるこ
とが期待できる程度の大きさを持った析出物のサイズ分
布との関連で範囲を特定した。
【００１９】一方、あまりに大きな析出物は本発明で改
善を試みている粒成長性への寄与が小さいことと、数が
少ないため測定視野の中に偶然入った場合と入らなかっ
た場合で測定結果に大きな差をもたらすこととなるた
め、対象からは除外する。また，特に硫化物（ＭｎＳ）
では形状が延伸したものが見られる場合があるが、形状
が等方的でないものについては長径と短径の平均をその
析出物の直径とする。
善を試みている粒成長性への寄与が小さいことと、数が
少ないため測定視野の中に偶然入った場合と入らなかっ
た場合で測定結果に大きな差をもたらすこととなるた
め、対象からは除外する。また，特に硫化物（ＭｎＳ）
では形状が延伸したものが見られる場合があるが、形状
が等方的でないものについては長径と短径の平均をその
析出物の直径とする。
【００２０】析出物の数密度はレプリカ作成過程におけ
る電解工程において試料表面を通電した全電荷が，Ｆｅ
の２価イオン（Ｆｅ2+）として鋼板が電解されるのに消
費され，電解時に残滓として残る析出物がすべてレプリ
カ上に補足されるとして計算した．本発明者らの通常の
レプリカ作成においては試料表面積において５０Ｃ（ク
ーロン）／ｃｍ2の電気量で電解を行うので，試料表面
から約２０μｍの厚さ内にある析出物がレプリカ上で観
察される．以上のようにして測定された硫化物、窒化物
がそれぞれまたはこれら両者を含む析出物について
（１）析出物の平均直径が０．０４〜１．５０μｍ、好
ましくは０．１０〜１．５０μｍ、析出物について直径
が０．０３μｍ以下であるものの個数の割合が５０％以
下、好ましくは３０％以下、析出物の数密度が１．４個
／μｍ3以下、好ましくは０．７個／μｍ3以下、（２）
硫化物の平均直径が０．１０〜２．００μｍ、好ましく
は０．２０〜２．００μｍ、硫化物について直径が０．
０５μｍ以下であるものの個数の割合が５０％以下、好
ましくは３０％以下、硫化物の数密度が０．６個／μｍ
3以下、好ましくは０．２個／μｍ3以下、（３）窒化物
の平均直径が０．０４〜０．５０μｍ、好ましくは０．
０８〜０．５０μｍ、窒化物について直径が０．０２μ
ｍ以下であるものの個数の割合が５０％以下、好ましく
は３０％以下、窒化物の数密度が１．０個／μｍ3以下
好ましくは０．５個／μｍ3以下、のようにすること
で、良好な磁気特性を得ることができる。
る電解工程において試料表面を通電した全電荷が，Ｆｅ
の２価イオン（Ｆｅ2+）として鋼板が電解されるのに消
費され，電解時に残滓として残る析出物がすべてレプリ
カ上に補足されるとして計算した．本発明者らの通常の
レプリカ作成においては試料表面積において５０Ｃ（ク
ーロン）／ｃｍ2の電気量で電解を行うので，試料表面
から約２０μｍの厚さ内にある析出物がレプリカ上で観
察される．以上のようにして測定された硫化物、窒化物
がそれぞれまたはこれら両者を含む析出物について
（１）析出物の平均直径が０．０４〜１．５０μｍ、好
ましくは０．１０〜１．５０μｍ、析出物について直径
が０．０３μｍ以下であるものの個数の割合が５０％以
下、好ましくは３０％以下、析出物の数密度が１．４個
／μｍ3以下、好ましくは０．７個／μｍ3以下、（２）
硫化物の平均直径が０．１０〜２．００μｍ、好ましく
は０．２０〜２．００μｍ、硫化物について直径が０．
０５μｍ以下であるものの個数の割合が５０％以下、好
ましくは３０％以下、硫化物の数密度が０．６個／μｍ
3以下、好ましくは０．２個／μｍ3以下、（３）窒化物
の平均直径が０．０４〜０．５０μｍ、好ましくは０．
０８〜０．５０μｍ、窒化物について直径が０．０２μ
ｍ以下であるものの個数の割合が５０％以下、好ましく
は３０％以下、窒化物の数密度が１．０個／μｍ3以下
好ましくは０．５個／μｍ3以下、のようにすること
で、良好な磁気特性を得ることができる。
【００２１】析出物、硫化物、窒化物については、平均
直径がこれより小さいと粒成長性が著しく阻害され良好
な特性を得ることができなくなり、一方これより大きく
制御するには例えばスラブの加熱時間を長時間化するこ
とが必要となり実用化が困難である。また直径が特定サ
イズ以下であるものの個数の割合が５０％以上、または
数密度が特定数値以上になると粒成長性が著しく阻害さ
れ良好な特性を得ることができなくなる。
直径がこれより小さいと粒成長性が著しく阻害され良好
な特性を得ることができなくなり、一方これより大きく
制御するには例えばスラブの加熱時間を長時間化するこ
とが必要となり実用化が困難である。また直径が特定サ
イズ以下であるものの個数の割合が５０％以上、または
数密度が特定数値以上になると粒成長性が著しく阻害さ
れ良好な特性を得ることができなくなる。
【００２２】次に、熱延条件について説明する。特にス
ラブの加熱条件が本発明での重要な要件であって、これ
を発明範囲内に制御することで本発明の効果を確実に得
ることができる。熱間での圧延前に７００〜１１００℃
と従来のスラブ加熱温度より低い温度範囲で３０分以上
保定することで発明の効果が得られる。好ましくは８５
０〜１１００℃で６０分以上、さらに好ましくは９００
℃〜１０５０℃で１２０分以上とすることで効果が顕著
になる。この条件を外れると上記の析出物分布が本発明
の最適範囲を外れるため特性が劣化する。
ラブの加熱条件が本発明での重要な要件であって、これ
を発明範囲内に制御することで本発明の効果を確実に得
ることができる。熱間での圧延前に７００〜１１００℃
と従来のスラブ加熱温度より低い温度範囲で３０分以上
保定することで発明の効果が得られる。好ましくは８５
０〜１１００℃で６０分以上、さらに好ましくは９００
℃〜１０５０℃で１２０分以上とすることで効果が顕著
になる。この条件を外れると上記の析出物分布が本発明
の最適範囲を外れるため特性が劣化する。
【００２３】このメカニズムは詳細には明確ではない
が、基本的に高温での加熱は加熱中の析出物の溶解量が
多くなり、その後の熱延工程での温度降下過程で析出す
る際に微細な析出物を増加させるためと考えられる。一
方、加熱温度を低くすると熱延の仕上げ温度も低くな
り、その後の巻取り温度も低くなるため、巻取り中の析
出物成長も期待できなくなる。また仕上げ温度が低くな
ると再結晶、粒成長も起きにくくなり、熱延板で加工組
織が残留し最終特性を阻害する場合もある。このために
は低温保定の後、短時間だけ高温で保定し圧延を開始す
ることが有効である。この場合には特に表層が高温にな
り板全体の圧延中の温度降下を抑制することで熱延組織
の再結晶、粒成長が促進され、最終製品での特性も向上
する。この短時間の高温加熱は１１００℃以下では再結
晶、粒成長を促進する効果が得られない。一方、３０分
を超えると低温保定による析出物形態の制御の効果が消
えてしまう。
が、基本的に高温での加熱は加熱中の析出物の溶解量が
多くなり、その後の熱延工程での温度降下過程で析出す
る際に微細な析出物を増加させるためと考えられる。一
方、加熱温度を低くすると熱延の仕上げ温度も低くな
り、その後の巻取り温度も低くなるため、巻取り中の析
出物成長も期待できなくなる。また仕上げ温度が低くな
ると再結晶、粒成長も起きにくくなり、熱延板で加工組
織が残留し最終特性を阻害する場合もある。このために
は低温保定の後、短時間だけ高温で保定し圧延を開始す
ることが有効である。この場合には特に表層が高温にな
り板全体の圧延中の温度降下を抑制することで熱延組織
の再結晶、粒成長が促進され、最終製品での特性も向上
する。この短時間の高温加熱は１１００℃以下では再結
晶、粒成長を促進する効果が得られない。一方、３０分
を超えると低温保定による析出物形態の制御の効果が消
えてしまう。
【００２４】析出物形態を好ましく制御するために熱間
仕上げ圧延後の熱処理も特定の範囲とすることが好まし
い。巻取り温度を７５０℃以上とすると析出物形態がよ
り好ましく制御できる。また熱延板を７００℃以上１２
００℃以下で５秒〜１０分の熱処理を行うことでも同様
の効果を得ることができる。熱間圧延後もしくは熱処理
後の鋼板は酸洗後、１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以
上の冷間圧延を行うが、このときのトータル圧下率は６
５〜９０％とする。冷間圧延の圧下率を適正化しない
と、仮に析出物の制御が最適であっても、仕上焼鈍後に
磁気特性にとって最適な集合組織を得ることが困難にな
り磁束密度が劣化する。すなわち、他の製造条件が適正
であっても圧下率が９０％を超えると仕上焼鈍後の集合
組織が板面に〈１１１〉軸を多く含んだものとなり高磁
束密度が得られず、一方、圧下率が６５％未満では仕上
焼鈍後の結晶組織が混粒となり優れた鉄損値および磁束
密度を得ることができない。
仕上げ圧延後の熱処理も特定の範囲とすることが好まし
い。巻取り温度を７５０℃以上とすると析出物形態がよ
り好ましく制御できる。また熱延板を７００℃以上１２
００℃以下で５秒〜１０分の熱処理を行うことでも同様
の効果を得ることができる。熱間圧延後もしくは熱処理
後の鋼板は酸洗後、１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以
上の冷間圧延を行うが、このときのトータル圧下率は６
５〜９０％とする。冷間圧延の圧下率を適正化しない
と、仮に析出物の制御が最適であっても、仕上焼鈍後に
磁気特性にとって最適な集合組織を得ることが困難にな
り磁束密度が劣化する。すなわち、他の製造条件が適正
であっても圧下率が９０％を超えると仕上焼鈍後の集合
組織が板面に〈１１１〉軸を多く含んだものとなり高磁
束密度が得られず、一方、圧下率が６５％未満では仕上
焼鈍後の結晶組織が混粒となり優れた鉄損値および磁束
密度を得ることができない。
【００２５】再結晶焼鈍は７００〜１１００℃で３０秒
〜５分の条件で行う。焼鈍時間が５分を超えると磁気特
性にとって望ましくない〔１１１〕集合組織が優先的に
発達するため優れた磁束密度を得ることができない。一
方、焼鈍時間が３０秒未満では、本発明鋼といえども仕
上焼鈍後の粒径が十分に粗大化しないために優れた鉄損
値が得られない。
〜５分の条件で行う。焼鈍時間が５分を超えると磁気特
性にとって望ましくない〔１１１〕集合組織が優先的に
発達するため優れた磁束密度を得ることができない。一
方、焼鈍時間が３０秒未満では、本発明鋼といえども仕
上焼鈍後の粒径が十分に粗大化しないために優れた鉄損
値が得られない。
【００２６】焼鈍後のスキンパス圧延は本発明にとり重
要な条件である。本発明の効果はスキンパス圧延後にモ
ーターコア等の加工業者で行われる歪取り焼鈍、いわゆ
るＳＲＡ時の歪誘起粒成長における方位選択性を析出物
形態により制御したものだからである。本発明でＳＲＡ
時の歪誘起粒成長において好ましい方位選択が起きる理
由は明らかではないが、以下のように考えられる。歪誘
起粒成長は歪を付与する際の歪量が結晶方位により異な
ること、またはその後のＳＲＡ初期での回復過程での歪
の回復が結晶方位により異なることに起因し、結晶粒の
成長性つまり粒界移動の駆動力に差が生じて、特定の方
位を持つ結晶粒が優先的に成長する現象である。
要な条件である。本発明の効果はスキンパス圧延後にモ
ーターコア等の加工業者で行われる歪取り焼鈍、いわゆ
るＳＲＡ時の歪誘起粒成長における方位選択性を析出物
形態により制御したものだからである。本発明でＳＲＡ
時の歪誘起粒成長において好ましい方位選択が起きる理
由は明らかではないが、以下のように考えられる。歪誘
起粒成長は歪を付与する際の歪量が結晶方位により異な
ること、またはその後のＳＲＡ初期での回復過程での歪
の回復が結晶方位により異なることに起因し、結晶粒の
成長性つまり粒界移動の駆動力に差が生じて、特定の方
位を持つ結晶粒が優先的に成長する現象である。
【００２７】粒成長後の結晶方位分布すなわち集合組織
は、粒成長前の初期方位分布にも強く影響されるが、各
方位毎の歪分布にも影響される。この歪分布がランダム
であれば、初期方位の寄与が大きくなり、歪分布を適当
に制御することで好ましい方位を優先的に成長させるこ
とも可能で、逆に歪分布が不適当であれば成長後の集合
組織は好ましくないものになる。
は、粒成長前の初期方位分布にも強く影響されるが、各
方位毎の歪分布にも影響される。この歪分布がランダム
であれば、初期方位の寄与が大きくなり、歪分布を適当
に制御することで好ましい方位を優先的に成長させるこ
とも可能で、逆に歪分布が不適当であれば成長後の集合
組織は好ましくないものになる。
【００２８】析出物は歪導入時の転位移動の障害となり
歪分布を形成し、また回復を抑制することにより歪分布
を形成する。析出物が微細に分布していれば歪分布も比
較的均一になり、粒成長の選択性における歪分布の寄与
を小さくすることが考えられ、逆に析出物が粗く分布し
ていれば歪分布も不均一になり、粒成長の選択作用が強
く働くことが予測される。
歪分布を形成し、また回復を抑制することにより歪分布
を形成する。析出物が微細に分布していれば歪分布も比
較的均一になり、粒成長の選択性における歪分布の寄与
を小さくすることが考えられ、逆に析出物が粗く分布し
ていれば歪分布も不均一になり、粒成長の選択作用が強
く働くことが予測される。
【００２９】本発明においては主として熱延条件の制御
により析出物を粗大化させており、鋼成分、初期集合組
織や歪量、本発明で制御している析出物形態が複雑に関
与していると思われるが、少なくとも本発明においては
好ましく作用し、ＳＲＡ後には磁束密度にとって有利な
結晶方位が強く発達する。この時の歪量としては、通常
セミプロセス電磁鋼板で行われるスキンパス圧下におけ
る圧下率で２〜１５％が適当である。この範囲外では方
位選択性が好ましく作用せず磁束密度が劣化する。
により析出物を粗大化させており、鋼成分、初期集合組
織や歪量、本発明で制御している析出物形態が複雑に関
与していると思われるが、少なくとも本発明においては
好ましく作用し、ＳＲＡ後には磁束密度にとって有利な
結晶方位が強く発達する。この時の歪量としては、通常
セミプロセス電磁鋼板で行われるスキンパス圧下におけ
る圧下率で２〜１５％が適当である。この範囲外では方
位選択性が好ましく作用せず磁束密度が劣化する。
【００３０】
【実施例】＜実施例１＞表１に示す成分の鋼を溶製し、
これを連続鋳造でスラブとなし、表２に示す熱延条件で
それぞれ熱間圧延し、板厚２ｍｍの熱延板を得た。この
熱延板を酸洗した後、圧下率７５％で０．５０ｍｍに冷
延し、次いで表２中の条件で連続焼鈍、スキンパス圧延
を実施し製品とした。得られた各鋼板の析出物の状態を
表３に、７５０℃×２時間の歪取り焼鈍後の磁気特性を
表４に示す。この結果から、本発明範囲内にある鋼板は
鉄損値および磁束密度が極めて優れていることが判る。
これに対して析出状態が本発明範囲を外れたものは特性
が不良である。一方、製造条件も本発明条件を満足した
ものでは特性が極めて優れていることがわかる。
これを連続鋳造でスラブとなし、表２に示す熱延条件で
それぞれ熱間圧延し、板厚２ｍｍの熱延板を得た。この
熱延板を酸洗した後、圧下率７５％で０．５０ｍｍに冷
延し、次いで表２中の条件で連続焼鈍、スキンパス圧延
を実施し製品とした。得られた各鋼板の析出物の状態を
表３に、７５０℃×２時間の歪取り焼鈍後の磁気特性を
表４に示す。この結果から、本発明範囲内にある鋼板は
鉄損値および磁束密度が極めて優れていることが判る。
これに対して析出状態が本発明範囲を外れたものは特性
が不良である。一方、製造条件も本発明条件を満足した
ものでは特性が極めて優れていることがわかる。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
【表３】
【００３４】
【表４】
【００３５】＜実施例２＞表５に示す成分の鋼を溶製
し、これを連続鋳造でスラブとなし、表６に示す熱延条
件でそれぞれ熱間圧延し、板厚２ｍｍの熱延板を得た。
この熱延板を酸洗した後、圧下率７５％で０．５０ｍｍ
に冷延し、次いで表６中の条件で連続焼鈍、スキンパス
圧延を実施し製品とした。得られた各鋼板の析出物の状
態を表７に、７５０℃×２時間の歪取り焼鈍後の磁気特
性を表８に示す。この結果から、本発明範囲内にある鋼
板は鉄損値および磁束密度が極めて優れていることが判
る。これに対して析出状態が本発明範囲を外れたものは
特性が不良である。一方、製造条件も本発明条件を満足
したものでは特性が極めて優れていることがわかる。
し、これを連続鋳造でスラブとなし、表６に示す熱延条
件でそれぞれ熱間圧延し、板厚２ｍｍの熱延板を得た。
この熱延板を酸洗した後、圧下率７５％で０．５０ｍｍ
に冷延し、次いで表６中の条件で連続焼鈍、スキンパス
圧延を実施し製品とした。得られた各鋼板の析出物の状
態を表７に、７５０℃×２時間の歪取り焼鈍後の磁気特
性を表８に示す。この結果から、本発明範囲内にある鋼
板は鉄損値および磁束密度が極めて優れていることが判
る。これに対して析出状態が本発明範囲を外れたものは
特性が不良である。一方、製造条件も本発明条件を満足
したものでは特性が極めて優れていることがわかる。
【００３６】
【表５】
【００３７】
【表６】
【００３８】
【表７】
【００３９】
【表８】
【００４０】
【発明の効果】以上述べたように本発明によれば、安価
でしかも鉄損値および磁束密度がともに極めて優れたセ
ミプロセス無方向性電磁鋼板が製造できる。
でしかも鉄損値および磁束密度がともに極めて優れたセ
ミプロセス無方向性電磁鋼板が製造できる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 熊野 知二 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K033 AA01 FA01 HA02 HA04 RA03 SA01 5E041 AA02 CA02 CA04 HB11 NN01 NN18
Claims (8)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓ
ｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：
２．０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｐ：０．１５％
以下、Ｎ：０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなる鋼板の内、鋼板中の直径０．０
０５μｍ以上２．０μｍ以下の析出物について、平均直
径が０．０４〜１．５０μｍ、直径が０．０３μｍ以下
であるものの個数の割合が５０％以下、析出物の数密度
が１．４個／μｍ3以下であることを特徴とする鉄損お
よび磁束密度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁
鋼板。 - 【請求項２】 質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓ
ｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：
２．０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｐ：０．１５％
以下、Ｎ：０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなる鋼板の内、鋼板中の直径０．０
０５μｍ以上２．０μｍ以下の硫化物について、平均直
径が０．１０〜２．００μｍ、直径が０．０５μｍ以下
であるものの個数の割合が５０％以下、硫化物の数密度
が０．６個／μｍ3以下であることを特徴とする鉄損お
よび磁束密度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁
鋼板。 - 【請求項３】 質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓ
ｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：
２．０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｐ：０．１５％
以下、Ｎ：０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなる鋼板の内、鋼板中の直径０．０
０５μｍ以上２．０μｍ以下の窒化物について、平均直
径が０．０４〜０．５０μｍ、直径が０．０２μｍ以下
であるものの個数の割合が５０％以下、窒化物の数密度
が１．０個／μｍ3以下であることを特徴とする鉄損お
よび磁束密度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁
鋼板。 - 【請求項４】 質量％で、：０．００５０％以下、Ｓ
ｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：
２．０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｐ：０．１５％
以下、Ｎ：０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなる鋼板の内、鋼板中の直径０．０
０５μｍ以上２．０μｍ以下の硫化物および窒化物につ
いて、硫化物の平均直径が０．１０〜２．００μｍ、硫
化物の直径が０．０５μｍ以下であるものの個数の割合
が５０％以下、硫化物の数密度が０．６個／μｍ3以
下、窒化物の平均直径が０．０４〜０．５０μｍ、窒化
物の直径が０．０２μｍ以下であるものの個数の割合が
５０％以下、窒化物の数密度が１．０個／μｍ3以下で
あることを特徴とする鉄損および磁束密度が極めて優れ
たセミプロセス無方向性電磁鋼板。 - 【請求項５】 質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓ
ｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：
２．０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｐ：０．１５％
以下、Ｎ：０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなる鋼スラブを加熱する際、７００
〜１１００℃の温度域で３０分以上保持した後、熱間圧
延し、酸洗し、１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上で
トータル圧下率６５〜９０％の冷間圧延をした後、７０
０〜１１００℃で３０秒〜５分の再結晶焼鈍し、圧下率
２〜１５％の冷間圧延を施すことを特徴とする鉄損およ
び磁束密度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁鋼
板の製造方法。 - 【請求項６】 前記鋼スラブを加熱する際、７００〜１
１００℃の温度域で３０分以上保持し、引き続き１１０
０℃以上の温度域で３０分以下保定した後、熱延するこ
とを特徴とする請求項５記載の鉄損および磁束密度が極
めて優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項７】 前記熱延での巻取り温度が７５０℃以上
であることを特徴とする請求項５または６記載の鉄損お
よび磁束密度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁
鋼板の製造方法。 - 【請求項８】 前記熱延での巻取り後、冷延前に７００
℃以上１２００℃以下で５秒〜１０分の熱処理を行うこ
とを特徴とする請求項５〜７のいずれかの項に記載の鉄
損および磁束密度が極めて優れたセミプロセス無方向性
電磁鋼板の製造方法。
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