JP2015040308A - 無方向性電磁鋼板とその熱延鋼板 - Google Patents

無方向性電磁鋼板とその熱延鋼板 Download PDF

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Abstract

【課題】高磁束密度で、かつ、商用周波数のみならず高周波域においても低鉄損の無方向性電磁鋼板と、その素材となる熱延鋼板を提供する。
【解決手段】ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：１．５％超え５．０％以下、Ｍｎ：０．１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５０％以下、Ｐ：０．０４０％超え０．２％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎ：０．００４０％以下およびＣａ：０．００１〜０．０１％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し、鋼板中に存在する酸化物系介在物におけるＣａＯの組成比率が０．４以上および／またはＡｌ２Ｏ３の組成比率が０．３以上である無方向性電磁鋼板およびその素材となる熱延鋼板。
【選択図】図１

Description

本発明は、電気自動車やハイブリッド自動車の駆動用モータや発電機用モータ等の鉄心材料に用いられる高磁束密度かつ低鉄損の無方向性電磁鋼板と、その素材となる熱延鋼板に関するものである。
近年、ハイブリッド自動車や電気自動車の実用化が急速に進んでいる。これらの自動車の駆動用モータや発電機用モータは、駆動システムの発達によって駆動電源の周波数制御が可能となったことから、モータを小型化するため、可変速運転や商用周波数以上の高周波域で高速回転するモータが増加している。それに伴い、このようなモータの鉄心に用いられる無方向性電磁鋼板には、高効率化および高出力化を図る観点から、高磁束密度化と高周波域での低鉄損化が強く望ま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等の固有抵抗を高める元素の添加量を増加することによって、渦電流損を低減する方法が一般に用いられている。しかし、この手法では、磁束密度の低下を免れることができないという問題がある。
そこで、無方向性電磁鋼板の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：０．００５％以下、Ｓｉ：０．１〜１．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２％未満の鋼素材に、Ｐを０．０５〜０．２００ｍａｓｓ％の範囲で添加するとともに、Ｍｎを０．２０ｍａｓｓ％以下に低減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、この方法を実生産に適用した場合、圧延工程などで板破断などのトラブルが頻発し、製造ラインの停止や歩留り低下が余儀なくされるなどの問題がある。また、Ｓｉ含有量が０．１〜１．０ｍａｓｓ％と低いため、鉄損、特に高周波域での鉄損が高いという問題がある。
また、特許文献２には、Ｓｉ：１．５〜４．０ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．００５〜１１．５ｍａｓｓ％を含有する鋼素材のＡｌ含有量を０．０１７ｍａｓｓ％以下とし、高磁束密度化を図る技術が提案されている。しかし、この方法は、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。なお、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れば磁束密度の向上は図れるものの、製造コストが上昇するという問題がある。また、上記冷間圧延を、２００℃程度の板温で圧延する温間圧延とすることも磁束密度の向上に有効であるが、そのための設備対応や、工程管理が必要となることなどの問題がある。
また、ＭｎやＡｌの含有量を低減したり、Ｐを添加したりする方法とは別に、特許文献３等には、高磁束密度化を図る目的で、ｗｔ％で、Ｃ：０．０２％以下、ＳｉもしくはＳｉ＋Ａｌ：４．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．２％以下のスラブにＳｂやＳｎを添加してもよいことが開示されている。
さらに、特許文献４には、ｗｔ％で、Ｃ≦０．００８％、Ｓｉ≦４％、Ａｌ≦２．５％、Ｍｎ≦１．５％、Ｐ≦０．２％、Ｓ≦０．００５％、Ｎ≦０．００３％を含有する熱延板中の酸化物系介在物の組成比率をＭｎＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ＋ＭｎＯ）≦０．３５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、結晶粒成長性を向上する技術が提案されている。しかしながら、この技術は、Ｍｎ含有量が低い場合には、微細なＭｎＳ等の硫化物の析出によって、磁気特性、特に、鉄損特性が劣化するという問題がある。
特公平０６−０８０１６９号公報 特許第４１２６４７９号公報 特許第２５０００３３号公報 特許第３３７８９３４号公報
しかしながら、上記の従来技術では、渦電流損が十分に低いＳｉ含有量が３．０ｍａｓｓ％超えの領域において、磁束密度が高く、高周波域においても低鉄損の無方向性電磁鋼板を、新たな設備対応や工程管理を必要とせずに、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、高磁束密度であるとともに、商用周波数のみならず高周波域においても低鉄損である無方向性電磁鋼板と、その素材となる熱延鋼板を提供することにある。
発明者らは、上記課題を解決するべく、鋼板中に存在する酸化物系介在物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るためには、Ｍｎおよびｓｏｌ．Ａｌを極力低減した上で、Ｃａを添加し、熱延鋼板中および製品板中に存在する酸化物系介在物の組成比率を特定の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：１．５ｍａｓｓ％超え５．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．１０ｍａｓｓ％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０４０ｍａｓｓ％超え０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００４０ｍａｓｓ％以下およびＣａ：０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％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し、鋼板中に存在する酸化物系介在物における、下記（１）式；
ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ） ・・・（１）
で定義されるＣａＯの組成比率が０．４以上、および／または、下記（２）式；
Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ） ・・・（２）
で定義されるＡｌ２Ｏ３の組成比率が０．３以上である無方向性電磁鋼板である。
本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、ＳｎおよびＳｂのうちから選ばれる１種または２種をそれぞれ０．０１〜０．１ｍａｓｓ％含有することを特徴とする。
また、本発明は上記無方向性電磁鋼板の素材となる熱延鋼板であって、Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．５ｍａｓｓ％超５．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．１０ｍａｓｓ％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０４０ｍａｓｓ％超え０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００４０ｍａｓｓ％以下およびＣａ：０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％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し、鋼板中に存在する酸化物系介在物における、下記（１）式；
ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ） ・・・（１）
で定義されるＣａＯの組成比率が０．４以上、および／または、下記（２）式；
Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ） ・・・（２）
で定義されるＡｌ２Ｏ３の組成比率が０．３以上であることを特徴とする熱延鋼板である。
本発明の熱延鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、ＳｎおよびＳｂのうちから選ばれる１種または２種をそれぞれ０．０１〜０．１ｍａｓｓ％含有することを特徴とする。
本発明によれば、高い磁束密度を有するとともに、商用周波数や高周波数域においても低鉄損の無方向性電磁鋼板を、新たな設備対応や工程管理を必要とせずに、低コストでかつ生産性よく提供することができる。したがって、本発明の無方向性電磁鋼板は、電気自動車やハイブリッド自動車の駆動用モータや発電機用モータ等の鉄心材料として好適に用いることができる。
磁束密度Ｂ５０に及ぼす鋼板中に存在する酸化物系介在物の組成比率の影響を示すグラフである。
まず、発明者らは、先述した従来技術を参考にして、ＭｎおよびＡｌの含有量を極力低減した上で、Ｐと、Ｓｎおよび／またはＳｂを添加した成分系の鋼スラブ、具体的には、Ｃ：０．００１７ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．３ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０８ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００９ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１８ｍａｓｓ％およびＳｎ：０．０３ｍａｓｓ％を含有する鋼スラブを用いて、集合組織改善による磁束密度向上策を検討する実験を行った。
しかし、上記鋼スラブを１１００℃で加熱した後、２．０ｍｍ厚まで熱間圧延する際、一部の材料で脆性による割れや破断が生じるという問題が生じた。そこで、破断の原因を解明するため、破断した熱延途中の鋼板を調査した結果、割れ部にＳが濃化していることが判明した。このＳ濃化部にはＭｎの濃化は認められなかったことから、この脆性の原因は、鋼中のＳが熱間圧延時に低融点のＦｅＳを形成したためであると推定された。
ＦｅＳ生成による脆性を防止するためには、Ｓを低減すればよいが、Ｓを低減するには脱硫コストが増加するため限界がある。一方、Ｍｎを添加してＳによる脆性を抑止する方法もあるが、Ｍｎの添加は、磁束密度向上のためには不利となる。
そこで、発明者らは、Ｃａを添加し、ＳをＣａＳとして固定し、析出させれば、液相のＦｅＳの生成を防止し、熱間圧延での脆性を防止できると考え、以下の実験を行った。
Ｃ：０．００１７ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．３ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０９ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１８ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１６ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．０３ｍａｓｓ％およびＣａ：０．００３０ｍａｓｓ％からなる鋼スラブを、１１００℃の温度に再加熱し、２．０ｍｍ厚まで熱間圧延したところ、割れや破断は生じなかった。
以上のことから、熱間圧延での割れや破断の防止には、Ｃａの添加が有効であることがわかった。
次に、発明者らは、上述成分系の鋼スラブを素材として製造した熱延板および製品板（仕上焼鈍板）の圧延方向に直角な断面（Ｃ断面）を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、鋼板中に存在する酸化物系介在物の成分組成を分析し、その分析結果と製品板の磁気特性との関係を調査した。その結果、鋼板中に存在する酸化物系介在物の成分組成、特にＣａＯの組成比率およびＡｌ２Ｏ３の組成比率によって磁気特性が変動している傾向が認められた。
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、脱酸剤として用いるＡｌおよびＣａの添加量を種々に変化させた鋼、具体的には、Ｃ：０．００１０〜０．００３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２〜３．４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０９ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１０〜０．００３０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１〜０．０００３０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１０〜０．００３０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．０３ｍａｓｓ％およびＣａ：０．００１０〜０．００４０ｍａｓｓ％の成分組成を有する種々の鋼を溶製し、連続鋳造してスラブとした。なお、上記Ｃ，Ｓｉ，ＳおよびＮが組成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、上記鋼スラブを、１１００℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、均熱温度１０００℃で熱延板焼鈍を施し、酸洗し、冷間圧延して最終板厚０．３５ｍｍ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）および圧延直角方向（Ｃ）からエプスタイン試験片を切り出し、磁束密度Ｂ５０（磁化力５０００Ａ／ｍにおける磁束密度）をＪＩＳ Ｃ２５５２に準拠して測定した。
また、仕上焼鈍板の圧延方向に直角な断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、酸化物系介在物の成分組成を分析し、下記（１）式；
ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ） ・・・（１）
で定義されるＣａＯの組成比率、および、下記（２）式；
Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ） ・・・（２）
で定義されるＡｌ２Ｏ３の組成比率を求めた。
なお、上記ＣａＯおよびＡｌ２Ｏ３の組成比率は、いずれも２０個以上の酸化物系介在物についての平均値である。
図１に、磁束密度Ｂ５０と、酸化物系介在物のＣａＯの組成比率およびＡｌ２Ｏ３の組成比率との関係を示す。この図から、ＣａＯの組成比率、すなわち、ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ）が０．４未満、かつ、Ａｌ２Ｏ３の組成比率、すなわち、Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ）が０．３未満の範囲で磁束密度Ｂ５０が劣位である、逆にいえば、ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ）が０．４以上および／またはＡｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ）が０．３である仕上焼鈍板では、磁束密度Ｂ５０が良好であることがわかった。
なお、磁束密度Ｂ５０が劣位であった、仕上焼鈍板の熱延板について、Ｃ断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、酸化物系介在物のＣａＯの組成比率、および、Ａｌ２Ｏ３の組成比率を測定したが、仕上焼鈍板とほぼ同じ結果であった。
さらに、磁束密度Ｂ５０が劣位であった仕上焼鈍板について、圧延方向断面に観察される酸化物系介在物を光学顕微鏡で観察したところ、いずれも圧延方向に伸びた形態を有していた。
上記の結果について、発明者らは、以下のように考えている。
ＣａＯの組成比率（ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））が０．４未満かつＡｌ２Ｏ３の組成比率（Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））が０．３未満の酸化物系介在物は、融点が低いため、熱間圧延の際に圧延方向に伸長する傾向がある。圧延方向に伸長した介在物は、熱延板焼鈍での粒成長を阻害し、最終冷延前の結晶粒径を小さくすると考えられる。また、仕上焼鈍では、冷間圧延により変形した組織の結晶粒界から、磁気特性に不利な｛１１１｝方位を持つ再結晶核が発生すると言われているが、最終冷延前の粒径が小さくなることによって、粒界からの｛１１１｝方位の生成数が増加し、｛１１１｝組織の発達が促進される結果、磁束密度Ｂ５０が劣化したものと考えられる。
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の成分組成を限定する理由について説明する。
Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ｃは、鉄損を増加させる元素であり、特に、０．００５０ｍａｓｓ％を超えると、鉄損の増加が顕著となることから、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：１．５ｍａｓｓ％超え５．０ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、一般には鋼の脱酸剤として添加されるが、電磁鋼板においては、電気抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素である。特に、本発明では、Ａｌ，Ｍｎなど、他の電気抵抗を高める元素を添加しないため、Ｓｉは電気抵抗を高める主要な元素であるので、１．５ｍａｓｓ％を超えて積極的に添加する。しかし、Ｓｉが５．０ｍａｓｓ％を超えると、冷間圧延中に亀裂を生じるほど製造性が低下し、また、磁束密度も低下するため、上限は５．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは３．０〜４．５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：０．１０ｍａｓｓ％以下
Ｍｎは、磁束密度を高めるためには少ないほど望ましい。また、Ｍｎは、ＳとＭｎＳを形成して析出すると、磁壁の移動の妨げになるだけでなく、粒成長を阻害し、磁気特性を劣化する有害元素である。斯かる観点から、Ｍｎは０．１０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．０８ｍａｓｓ％以下である。なお、下限は、少ないほど好ましいので、とくに規定しない。
Ｐ：０．０４０ｍａｓｓ％超え０．２ｍａｓｓ％以下
Ｐは、磁束密度を高める効果があるため、本発明では０．０４０ｍａｓｓ％超え添加する。しかし、Ｐの過剰な添加は、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、０．０５〜０．１ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ｓは、析出物や介在物を形成し、製品の磁気特性を劣化させるので、少ないほど好ましい。なお、本発明では、Ｃａを添加し、Ｓの悪影響を抑制するので、上限は０．００５０ｍａｓｓ％まで許容される。なお、磁気特性を劣化させないためには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、含有量の下限は特に規定しない。
ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様、一般には鋼の脱酸剤として添加されるが、電磁鋼板においては、電気抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素である。しかし、Ａｌは、窒化物を形成して析出し、粒成長を阻害して磁束密度が低下させる元素でもある。そこで、本発明では、磁束密度を向上するため、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）で、０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００１０ｍａｓｓ％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、とくに規定しない。
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、とくに規定しない。
Ｃａ：０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％
Ｃａは、鋼中でＳを固定し、液相のＦｅＳの生成を防止することで、熱間圧延性を良好にする効果がある。本発明では、Ｍｎ含有量が、通常の無方向性電磁鋼板に比べて低いため、Ｃａの添加は必須である。また、Ｃａは、Ｍｎ含有量が低い本発明の鋼では、Ｓを固定し、粒成長を促進することによって、磁束密度を向上する効果がある。これらの効果を得るためには、０．００１ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、０．０１ｍａｓｓ％を超える添加は、Ｃａの硫化物や酸化物が増加し、粒成長を阻害して、磁束密度を低下させるため、上限は０．０１ｍａｓｓ％とする必要がある。好ましくは０．００２〜０．００４ｍａｓｓ％の範囲である。
本発明の無方向性電磁鋼板は、上記必須とする成分組成に加えてさらに、Ｓｎ，Ｓｂを下記に範囲で添加することが好ましい。
Ｓｎ，Ｓｂ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％
ＳｎおよびＳｂは、いずれも、集合組織を改善し、磁気特性を高める効果を有するが、その効果を得るには、単独または複合して添加する場合のいずれでもそれぞれ０．０１ｍａｓｓ％以上の添加するのが好ましい。一方、過剰に添加すると、鋼が脆化し、製造途中での板破断やヘゲ等の表面欠陥を引き起こすため、単独添加、複合添加のいずれの場合にもそれぞれ０．１ｍａｓｓ％以下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。
なお、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い。
次に、本発明の無方向性電磁鋼板中に存在する介在物の成分組成について説明する。
本発明の無方向性電磁鋼板が、優れた磁気特性を有するためには、製品板（仕上焼鈍板）、および、その素材となる熱延板において、鋼中に存在する酸化物系介在物のＣａＯの組成比率（ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））が０．４以上および／またはＡｌ２Ｏ３の組成比率（Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））が０．３以上であることが必要である。上記範囲を外れると、酸化物系介在物が、圧延により伸展するため、熱延板焼鈍における粒成長を阻害して、磁気特性を劣化させるからである。好ましくは、ＣａＯの組成比率が０．５以上および／またはＡｌ２Ｏ３の組成比率が０．４以上の範囲である。
なお、鋼板中に存在する酸化物系介在物のＣａＯの組成比率およびＡｌ２Ｏ３の組成比率は、鋼板の圧延方向に直角な断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で観察し、２０個以上の酸化物系介在物の成分組成を分析したときの平均値から算出した値である。
次に、本発明の無方向性電磁鋼板中に存在する介在物の成分組成を、上記の適正範囲に制御する方法について説明する。
介在物の成分組成、特に、ＣａＯの組成比率およびＡｌ２Ｏ３の組成比率を、上記の適正範囲に制御するためには、二次精錬工程における脱酸剤としてのＳｉやＡｌの添加量や、Ｃａの添加量、脱酸時間等を適正化することが必要である。
具体的には、Ａｌ２Ｏ３の組成比率を高めるためには、脱酸剤としてのＡｌの添加量を増加させる。ただし、Ａｌの添加量を増加すると、ｓｏｌ．Ａｌも増加するので、ｓｏｌ．Ａｌが０．００５０ｍａｓｓ％以下となる範囲でＡｌの添加量を増加させる。一方、ＣａＯの組成比率を高めるためには、ＣａＳｉ等のＣａ源を添加する。これより、鋼中に存在する酸化物系介在物の組成比率を上記範囲に制御することができる。なお、Ａｌは窒化物形成元素であり、Ｃａは硫化物形成元素であるため、脱酸剤としてのＡｌやＣａ源の添加量は、ＮやＳの含有量に応じて、上記のＣａＯの組成比率およびＡｌ２Ｏ３の組成比率となるよう調整することも重要である。
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。
本発明の無方向性電磁鋼板は、通常の無方向性電磁鋼板に適用されている製造設備および通常の製造工程で製造することができる。すなわち、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、まず、転炉あるいは電気炉などで溶製した鋼を脱ガス処理設備等で二次精錬し、所定の成分組成に調製した後、連続鋳造法または造塊−分塊圧延法により鋼素材（スラブ）とする。
ここで、本発明の製造方法において、最も重要なことは、前述したように、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する、すなわち、ＣａＯの組成比率（ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））を０．４以上、および／または、Ａｌ２Ｏ３の組成比率（Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ））を０．３以上に制御する必要がある。その方法については、上述したとおりである。
上記のようにして得た鋼スラブは、その後、熱間圧延し、熱延板焼鈍し、酸洗し、冷間圧延し、仕上焼鈍し、さらに、絶縁被膜の塗布・焼付けをすることによって無方向性電磁鋼板（製品板）とするが、これらの各工程の製造条件は、通常の無方向性電磁鋼板の製造と同じでもよいが、以下の範囲とすることが好ましい。
まず、熱間圧延を行うに際して、スラブを再加熱する温度（ＳＲＴ）は１０００〜１２００℃の範囲とするのが好ましい。ＳＲＴが１２００℃を超えると、エネルギーロスが大きくなり不経済となるだけでなく、スラブの高温強度が低下してスラブ垂れなど製造上のトラブルが発生しやすくなる。一方、１０００℃を下回ると、熱間圧延することが困難となるため、好ましくないからである。
続く熱間圧延の条件は、通常の条件で行えばよいが、熱延後の鋼板の厚さは、生産性を確保する観点から、１．５〜２．８ｍｍの範囲が好ましい。より好ましくは１．７〜２．３ｍｍの範囲である。
続く熱延板焼鈍は、均熱温度を９００〜１１５０℃の範囲として施すことが好ましい。均熱温度が９００℃未満であると、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だけでなく、経済的に不利となるからである。
次に、熱延板焼鈍後の鋼板は、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℃の程度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。なお、冷延板の厚さ（最終板厚）については特に規定しないが、０．１０〜０．５０ｍｍの範囲とするのが好ましい。さらに鉄損低減効果を得るためには、０．１０〜０．３０ｍｍの範囲がより好ましい。
冷間圧延した鋼板（冷延板）は、その後、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、磁気特性が大幅に劣化することに加え、連続焼鈍における板形状の矯正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、高周波域での鉄損が増大するからである。
次いで、仕上焼鈍後の鋼板は、鉄損をより低減するため、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コーティング、また、溶接性を重視する場合には、半有機や無機コーティングとすることが好ましい。
表１に示すＡ〜Ｑの成分組成が異なる鋼を溶製し、連続鋳造で鋼スラブとした。なお、上記鋼の溶製に際しては、脱酸剤としてＳｉを用いたが、鋼Ｂでは、脱酸剤としてＳｉに加えＡｌも用いた。また、Ｃａ源としてＣａＳｉを用い、これら脱酸剤やＣａＳｉの量は、鋼中のＮやＳ含有量に応じて調整した。
次いで、上記鋼スラブを１０５０〜１１３０℃の温度に再加熱後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍに熱延板とし、連続焼鈍で均熱温度１０００℃の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延して最終板厚０．３５ｍｍの冷延板とし、均熱温度１０００℃で仕上焼鈍し、絶縁被膜を被成し、無方向性電磁鋼板（製品板）とした。なお、上記表１に示した鋼ＥおよびＱは、冷間圧延中に割れが生じたため、その後の工程は中止した。
Figure 2015040308
次いで、上記のようにして得た熱延板および仕上焼鈍後の鋼板の圧延方向に直角な断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、３０個の酸化物系介在物についての成分組成を分析し、平均値を求めて、ＣａＯの組成比率およびＡｌ２Ｏ３の組成比率を算出した。
また、上記製品板の圧延方向（Ｌ）および圧延直角方向（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、本発明に適合する条件の鋼板は、圧延での破断が防止できており、しかも、磁束密度Ｂ５０が１．７０Ｔ以上と高い磁束密度を維持できており、優れた磁気特性を有していることがわかる。
表２に示す成分組成が異なるＲ〜Ｕの鋼を溶製し、連続鋳造で鋼スラブとした。なお、上記鋼の溶製に際しては、脱酸剤としてＳｉを用いたが、鋼Ｓでは、脱酸剤としてＳｉに加えＡｌも用いた。また、Ｃａ源としてＣａＳｉを用い、これら脱酸剤やＣａＳｉの量は、鋼中のＮやＳ含有量に応じて調整した。
次いで、上記鋼スラブを１０５０〜１１１０℃の温度に再加熱後、熱間圧延して板厚１．６ｍｍに熱延板とし、連続焼鈍で均熱温度１０００℃の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延して最終板厚０．１５ｍｍの冷延板とし、その後、均熱温度１０００℃で仕上焼鈍し、絶縁被膜を被成し、無方向性電磁鋼板（製品板）とした。
Figure 2015040308
次いで、上記のようにして得た熱延板および仕上焼鈍板の圧延方向に直角な断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、３０個の酸化物系介在物についての成分組成を分析し、平均値を求めて、ＣａＯの組成比率およびＡｌ２Ｏ３の組成比率を算出した。
また、上記製品板の圧延方向（Ｌ）および圧延直角方向（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Ｗ１０／８００（磁束密度１．０Ｔ、周波数８００Ｈｚ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２に併記した。この結果から、本発明に適合する条件の鋼板は、圧延での破断が防止できており、しかも、磁束密度Ｂ５０が１．６９Ｔ以上と高い磁束密度を維持しつつ、鉄損Ｗ１０／８００を２５Ｗ／ｋｇ以下に低減できており、商用周波数のみならず、高周波域でも優れた磁気特性を有していることがわかる。
本発明によれば、高磁束密度材を安価にかつ生産性よく製造することができる他、モータの銅損を低減する効果があるので、鉄損よりも銅損が高くなる傾向にある誘導モータ用の鉄心に有利に適用することができる。

Claims (4)

  1. Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．５ｍａｓｓ％超え５．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．１０ｍａｓｓ％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０４０ｍａｓｓ％超え０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００４０ｍａｓｓ％以下およびＣａ：０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％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し、
    鋼板中に存在する酸化物系介在物における、下記（１）式で定義されるＣａＯの組成比率が０．４以上、および／または、下記（２）式で定義されるＡｌ２Ｏ３の組成比率が０．３以上である無方向性電磁鋼板。
    記
    ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ） ・・・（１）
    Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ） ・・・（２）
  2. 上記成分組成に加えてさらに、ＳｎおよびＳｂのうちから選ばれる１種または２種をそれぞれ０．０１〜０．１ｍａｓｓ％含有す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。
  3. 請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板の素材となる熱延鋼板であって、
    Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．５ｍａｓｓ％超５．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．１０ｍａｓｓ％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０４０ｍａｓｓ％超え０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００４０ｍａｓｓ％以下およびＣａ：０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％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し、
    鋼板中に存在する酸化物系介在物における、下記（１）式で定義されるＣａＯの組成比率が０．４以上、および／または、下記（２）式で定義されるＡｌ２Ｏ３の組成比率が０．３以上であることを特徴とする熱延鋼板。
    記
    ＣａＯ／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ） ・・・（１）
    Ａｌ２Ｏ３／（ＳｉＯ２＋Ａｌ２Ｏ３＋ＣａＯ） ・・・（２）
  4. 上記成分組成に加えてさらに、ＳｎおよびＳｂのうちから選ばれる１種または２種をそれぞれ０．０１〜０．１ｍａｓｓ％含有することを特徴とする請求項３に記載の熱延鋼板。
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