JP2015518086A - 無方向性ケイ素鋼及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】無方向性ケイ素鋼及びその製造方法の提供。【解決手段】動作磁束密度１．０〜１．５Ｔでの透磁率が高く鉄損が低い無方向性ケイ素鋼及びその製造方法。該方法は、ＲＨ精錬において脱酸を適切に制御し、焼きならし工程において短時間高温処理することにより、ケイ素鋼の介在物量を低減し、結晶粒の形態を改善することができるため、無方向性ケイ素鋼の磁束密度１．０〜１．５Ｔにおける透磁率及び鉄損を改善できる。【選択図】なし

Description

本発明は無方向性ケイ素鋼及びその製造方法に関し、特に、動作磁束密度１．０〜１．５Ｔでの透磁率が高く鉄損が低い無方向性ケイ素鋼及びその製造方法に関する。

透磁率が高く鉄損が低い無方向性ケイ素鋼は、圧縮機のモータ、電気自動車のモータ、小型精密モータ等といった回転機の鉄心としてだけでなく、小型変圧器、電圧レギュレータ等といった静止器の鉄心としても広く用いられている。近年、携帯性に対する需要の拡大や、石炭、石油等の再生不可能エネルギー源の減少から、電子機器の小型化及び省エネ化が求められている。電子機器を小型化するためには、透磁率の高い無方向性ケイ素鋼が必要であり、一方、電子機器を省エネ化するためには、鉄損の低い無方向性ケイ素鋼が必要である。また、回転機等の電子機器の鉄心として使用する場合、無方向性ケイ素鋼の動作磁束密度は通常１．０〜１．５Ｔである。したがって、電子機器の小型化及び省エネ化を実現するために、動作磁束密度１．０〜１．５Ｔでの透磁率が高く鉄損が低い無方向性ケイ素鋼の開発が求められている。

無方向性ケイ素鋼の透磁率及び鉄損を改善するため、多くの研究が行われてきた。例えば、成分の純度を高めること；Ａｌを微量の希土類元素又はＳｂと共に使用して、ケイ素鋼の集合組織を改善すること；製鋼工程中に不純物や酸化物系介在物を改質すること；及び、冷間圧延、熱間圧延又は最終焼きなまし工程を改善することなどが行われた。

特許文献１には、希土類元素又は微量元素Ｓｂを添加し、製鋼工程中にカルシウム処理を実施し、バッチ炉で長時間にわたって低温処理することにより、磁束密度１．５Ｔでの透磁率が高く鉄損が低い無方向性ケイ素鋼が得られることが記載されている。

特許文献２には、炭素含量を調整して炭化物の析出を制御し、調質圧延によって好ましいフェライト粒径及び磁化容易な集合組織成分を得ることにより、透磁率のピークに優れ鉄損が低い無方向性ケイ素鋼が得られることが記載されている。

特許文献３には、オーステナイト域の華氏１，７２０度で高温の熱延仕上げ圧延を行い、最終焼きなまし後に０．５％の軽圧下での平坦化法を実施することにより、透磁率のピークが高く鉄損が低い無方向性ケイ素鋼が得られることが記載されている。

上述した背景技術によって、無方向性ケイ素鋼の透磁率及び鉄損の改善についていくらか前進が見られたものの、動作磁束密度１．０〜１．５Ｔでの無方向性ケイ素鋼の透磁率及び鉄損について依然として改善の余地がある。回転機や静止器等の電子機器の小型化及び省エネ化に必要な要件を満たす、動作磁束密度１．０〜１．５Ｔでの透磁率が高く鉄損が低い無方向性ケイ素鋼を開発することが求められている。

米国特許第４２０４８９０号明細書 米国特許第４５４５８２７号明細書 米国再発行特許発明第３５９６７号明細書

本発明は、動作磁束密度１．０〜１．５Ｔでの透磁率が高く鉄損が低い無方向性ケイ素鋼及びその製造方法を提供することを目的とする。本発明によれば、ＲＨ精錬において脱酸を適切に制御し、焼きならし工程において短時間高温処理することにより、ケイ素鋼中の介在物量を低減し、その形態を制御するとともに、結晶粒の形態を改善することができ、それにより動作磁束密度１．０〜１．５Ｔでの透磁率が高く鉄損が低い無方向性ケイ素鋼が得られる。本発明の無方向性ケイ素鋼は、回転機や静止器等の電子機器の小型化及び省エネ化に必要な要件を満たす。

本発明は、（ａ）製鋼工程、（ｂ）熱間圧延工程、（ｃ）焼きならし工程、（ｄ）冷間圧延工程及び（ｅ）焼きなまし工程をこの順に有する無方向性ケイ素鋼の製造方法であって、上記製鋼工程（ａ）により、Ｃ≦０．００５重量％、０．１重量％≦Ｓｉ≦２．５重量％、Ａｌ≦１．５重量％、０．１０重量％≦Ｍｎ≦２．０重量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．００５重量％、Ｎ≦０．００５重量％、Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．００６重量％、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋳造スラブが得られ、上記製鋼工程（ａ）はＲＨ精錬を含み、該ＲＨ精錬においては脱炭処理及び脱酸処理を実施し、脱酸剤の投入量Ｙが下記式：
Ｙ＝Ｋ×ｍ×（［Ｏ］−５０）
（式中、［Ｏ］は脱炭終了時の遊離酸素含量（ｐｐｍ）を表し；Ｋは脱酸剤の脱酸能を示す係数を表し、０．３５×１０^−３〜１．７５×１０^−３であり；ｍは取鍋中の溶鋼の重量（トン）を表す）を満たし、上記焼きならし工程（ｃ）においては、熱間圧延した熱延鋼帯を相変態点Ａｃ_１以上１，１００℃以下の温度まで加熱し、保温時間ｔを１０〜９０秒として保温することを特徴とする無方向性ケイ素鋼の製造方法に関する。

本発明の方法においては、まず製鋼工程で鋳造スラブを得、鋳造スラブを熱間圧延して熱延鋼帯を形成し、続いて熱延鋼帯に焼きならし処理を施し、焼きならし処理した熱延鋼帯を冷間圧延して冷延鋼帯を形成し、最後に冷延鋼帯に最終焼きなまし処理を施す。

本発明の方法中、ＲＨ精錬で使用する脱酸剤は、ケイ素鋼の製造分野で通常使用される脱酸剤であれば特に限定されず、好ましいものとしてはアルミニウム、フェロシリコン又はカルシウム等が挙げられる。脱酸剤がアルミニウムである場合、Ｋが０．８８×１０^−３であることが好ましい。脱酸剤がフェロシリコンである場合、Ｋが１．２３×１０^−３であることが好ましい。脱酸剤がカルシウムである場合、Ｋが０．７０×１０^−３であることが好ましい。

本発明の方法中、ＲＨ精錬は適切な脱酸処理を必要とする。無方向性ケイ素鋼のＲＨ精錬において、脱酸処理は比較的複雑な工程であり、ケイ素鋼製品の品質及び製造を制御するのに重要な役割を担っている。例えば、脱炭終了時の遊離酸素含量が多いと、その後の合金化工程において酸化物系介在物が極めて多量に生成され、無方向性ケイ素鋼の透磁率及び鉄損が損なわれて、ケイ素鋼製品の品質に影響が出る。また、遊離酸素含量が多いと、合金化工程中に化学的熱反応が起こって溶鋼の温度が上昇し、鋳造時の過熱度が高くなりすぎ、連続鋳造の生産速度が低下し、それにより連続鋳造の生産性に影響が出る。したがって、透磁率が高く鉄損が低い無方向性ケイ素鋼を得るためには、ＲＨ精錬において適切な脱酸処理を実施することが非常に重要である。本発明者らは、ＲＨ精錬における脱酸について多くの実験を行った結果、脱炭終了時の遊離酸素含量と、深部脱酸が可能な（すなわち、溶鋼中のＣ系介在物が１．５等級よりも高い）脱酸剤の投入量との関係を示す曲線を得、それをまとめて脱酸剤の投入量Ｙと脱炭終了時の遊離酸素含量［Ｏ］との実験式を得た。すなわち、脱酸剤の投入量Ｙは下記式：
Ｙ＝Ｋ×ｍ×（［Ｏ］−５０）
（式中、［Ｏ］は脱炭終了時の遊離酸素含量（ｐｐｍ）を表し；Ｋは脱酸剤の脱酸能を示す係数を表し、好ましくは０．３５×１０^−３〜１．７５×１０^−３であり；ｍは取鍋中の溶鋼の重量（トン）を表す）を満たさなければならない。本発明は、ＲＨ精錬において脱酸を適切に制御することにより、ケイ素鋼中の酸化物系介在物量を低減でき、それにより無方向性ケイ素鋼の透磁率及び鉄損を改善できる。

また、本発明の方法中、結晶粒径を良好なものとし且つ生産コストを低くする観点から、焼きならしは短時間高温処理でなければならない。すなわち、焼きならし工程においては、相変態点Ａｃ_１以上１，１００℃以下の温度まで加熱し、その温度で１０〜９０秒間保温する。純鉄は、９１０℃でαからγに相変態し、約１，４００℃でγからδに相変態する。鉄にケイ素を添加すると、Ｆｅ−Ｃ相図のγ域が狭くなる。どのような温度で加熱しても上述の相変態を起こすことなく単一のα相を保持していることは、無方向性ケイ素鋼を製造する上で極めて重要である。これは、高温下で相変態しない場合、二次再結晶によって磁化容易方向（１１０）［００１］に配向させるのに有利であるとともに、無方向性ケイ素鋼結晶粒の成長を促進でき、それにより磁気特性が著しく向上するからである。鋼純度が高い場合、α相域からγ相域への変態領域は狭く、短時間の焼きならし処理では２相間の変態量も少ないため、結晶粒は相変態の影響をほとんど受けない。本発明は、焼きならし温度が相変態点Ａｃ_１以下であるという従来の制約を打破するものであり、焼きならし温度を高くすることで焼きならし時間が大幅に短縮され、それにより結晶粒が更に粗大化される（１００μｍ以上）。本発明は、短時間高温焼きならし処理により、冷延鋼板の最終焼きなまし時の（０ｋｌ）集合組織が良好で、磁束密度が高いとともに、結晶粒が容易に成長し、鉄損が低い無方向性ケイ素鋼製品を提供できる。

本発明の方法中、最終ケイ素鋼製品の表面層におけるＮ及びＯの含量を更に低減し、ケイ素鋼製品の集合組織を改善する観点から、上記製鋼工程（ａ）における鋳造スラブがＳｎ及び／又はＳｂを更に含有し、Ｓｎ含量が０．１重量％以下であり、Ｓｂ含量が０．１重量％以下であることが好ましい。

本発明の方法中、ケイ素鋼の成形性の観点から、上記熱間圧延工程（ｂ）における圧延終了温度（すなわち熱間圧延終了時の温度）が８００〜９００℃であることが好ましい。

本発明の方法中、上記焼きならし工程（ｃ）においては、保温した鋼帯を１５℃／秒以下の冷却速度で６５０℃まで冷却し、次いで自然冷却することが好ましい。焼きならし工程における冷却速度が低いと、結晶粒及び第二相析出物に対するα−γ相変態の影響を抑制するのに有利であり、それにより適切な粒径を有する結晶粒が得られる。また、焼きならし工程における冷却温度及び速度の両方を上記の通り制御することで、ＡｌＮ等の析出物の凝集、成長及び粗大化が更に促進されやすくなり、それにより無方向性ケイ素鋼の表面層における窒化物濃度が減少し、無方向性ケイ素鋼の透磁率及び鉄損が改善される。

本発明の方法中、最終焼きなまし工程において良好な再結晶粒集合組織を得る観点から、上記冷間圧延工程（ｄ）においては、圧下率が４５％以上であることが好ましい。

本発明の方法中、良好な結晶粒形態を得る観点から、上記焼きなまし工程（ｅ）においては、冷間圧延した冷延鋼帯を７００〜１，０５０℃まで加熱し、１〜１２０秒間（好ましくは５〜６０秒間）保温し、次いで自然冷却することが好ましい。

無方向性ケイ素鋼の製造方法に加えて、本発明は、動作磁束密度１．０〜１．５Ｔでの透磁率が高く鉄損が低い無方向性ケイ素鋼も提供する。該ケイ素鋼は、本発明の製造方法によって、Ｓｉを０．１〜２．５重量％含有する鋳造スラブを用いて製造でき、該無方向性ケイ素鋼の透磁率が下記式を満たす。
μ_１０＋μ_１５≧８，０００ （１）
μ_１５≧８６５．７＋３７９．４Ｐ_{１５／５０} （２）
μ_１０＋μ_１５≧１０，０８１−３５２．１Ｐ_{１５／５０} （３）
（式中、μ_１０及びμ_１５は、それぞれ磁束密度１．０Ｔ及び１．５Ｔにおける透磁率（Ｇ／Ｏｅ）を表し；Ｐ_{１５／５０}は、磁束密度１．５Ｔにおける、５０Ｈｚでの鉄損（ｗ／ｋｇ）を表す）

本発明の無方向性ケイ素鋼を製造するための鋳造スラブが、更に、Ｃ≦０．００５重量％、Ａｌ≦１．５重量％、０．１０重量％≦Ｍｎ≦２．０重量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．００５重量％、Ｎ≦０．００５重量％、Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．００６重量％、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなることが好ましい。

また、本発明の無方向性ケイ素鋼は、結晶粒径が１５〜３００μｍであることが好ましい。

また、本発明の無方向性ケイ素鋼は、厚さが０〜２０μｍの表面層における全窒化物濃度が２５０ｐｐｍ以下であり、該全窒化物濃度が５．８５Ｃ_Ｎ以下（Ｃ_Ｎは窒素単体濃度（ｐｐｍ））であることが好ましい。

また、本発明の無方向性ケイ素鋼は、Ｓ含量が１５ｐｐｍ以下であることが好ましい。

ＲＨ精錬において脱酸を適切に制御し、焼きならし工程において短時間高温処理することにより、本発明は、ケイ素鋼中の介在物量を低減し、その形態を制御するとともに、結晶粒の形態を改善することができ、それにより動作磁束密度１．０〜１．５Ｔでの透磁率が高く鉄損が低い無方向性ケイ素鋼を提供できる。本発明の無方向性ケイ素鋼は、厚さ０．５ｍｍでの鉄損Ｐ_{１０／５０}及びＰ_{１５／５０}が、それぞれ３．０ｗ／ｋｇ以下及び５．５ｗ／ｋｇ以下であり、また、本発明の無方向性ケイ素鋼は、降伏強度σ_ｓが２２０ＭＰａ以上である。本発明の無方向性ケイ素鋼を回転機や静止器等の電子機器の鉄心として使用した場合、モータ効率を９０％以上にすることができる。

無方向性ケイ素鋼の結晶粒径と、その透磁率μ_１５及び鉄損Ｐ_{１５／５０}との関係を示す。 無方向性ケイ素鋼の結晶粒径と、その透磁率μ_１５及び降伏強度との関係を示す。 無方向性ケイ素鋼の透磁率（μ_１０＋μ_１５）及び鉄損Ｐ_{１５／５０}と、そのモータ効率との関係を示す。

まず、本発明の無方向性ケイ素鋼を製造するための鋳造スラブ中の各種成分を限定する理由を以下に説明する。

Ｓｉ：フェライトに固溶可能であり、固溶して置換型固溶体を形成し、基体の抵抗率を高め、鉄損を著しく低減し、降伏強度を高める。無方向性ケイ素鋼において最も重要な合金元素の一つである。しかしながら、ケイ素含量が多すぎると、ケイ素鋼製品の透磁率が損なわれ、加工が困難になる。したがって、本発明中、Ｓｉ含量は０．１〜２．５重量％に制限される。

Ａｌ：フェライトに固溶可能であり、固溶して基体の抵抗率を高め、結晶粒を粗大化し、渦電流損を低減するが、ケイ素鋼製品の透磁率はほとんど損なわない。また、Ａｌは脱酸作用及び窒素固定作用を有する。しかしながら、Ａｌ含量が多すぎると、製錬及び鋳造が困難になり、その後の加工が困難になる。本発明中、Ａｌ含量は１．５重量％以下に制限される。

Ｍｎ：Ｓｉ及びＡｌと同様に、鋼の抵抗率を高め、鉄損を低減することができる。加えて、Ｍｎはγ相域を拡大し、γからαへの相変態速度を低下させることで、熱延塑性及び熱延鋼板の集合組織を効果的に改善することができる。一方、Ｍｎは不純物元素Ｓと結合して安定なＭｎＳを形成し、Ｓが有する磁気特性への悪影響を取り除くことができる。Ｍｎ含量が少なすぎると、上述した有益な効果がはっきりと現れず、Ｍｎ含量が多すぎると、有益な集合組織が損なわれる。本発明中、Ｍｎ含量は０．１〜２．０重量％に制限される。

Ｐ：一定量のリンを鋼に添加すると鋼帯の加工性を改善することができるが、Ｐ含量が多すぎると、鋼帯の冷間圧延加工性が損なわれる。本発明中、Ｐ含量は０．２％以下に制限される。

Ｃ：磁気特性を害するものであり、結晶粒の成長を強く阻害するとともに、γ相域を拡大する元素である。Ｃ含量が過剰であると、焼きならし処理におけるα相域及びγ相域の変態量がいずれも増大し、相変態点Ａｃ_１が著しく低下し、結晶組織が異常に微細化して鉄損が増大する。加えて、侵入型元素であるＣの含量が多すぎると、ケイ素鋼の疲労特性を改善する上で不利である。本発明中、Ｃ含量は０．００５重量％以下に制限される。

Ｓ：加工性及び磁気特性をいずれも害するものであり、Ｍｎと共にＭｎＳ微粒子を形成し、最終製品における焼きなまし結晶粒の成長を阻害し、磁気特性をひどく損ないやすい。加えて、ＳはＦｅと共に低融点のＦｅＳ及びＦｅＳ_２又は共晶を形成し、熱間加工脆性の問題を引き起こしやすい。本発明中、Ｓ含量は０．００５重量％以下に制限される。

Ｎ：侵入型元素であるＮは、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｂ又はＶと微細分散した窒化物を形成し、結晶粒の成長を強く阻害し、鉄損を損ないやすい。Ｎ含量が多すぎると、窒化物の析出量が増加して結晶粒の成長が強く阻害され、鉄損が損なわれる。本発明中、Ｎ含量は０．００５重量％以下に制限される。

Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ：これらはいずれも磁気特性に対して好ましくない元素である。本発明中、Ｎｂ、Ｖ及びＴｉの合計含量は０．００６重量％以下に制限される。

Ｓｎ、Ｓｂ：偏析元素として表面酸化及び表面窒化を抑える作用を有する。Ｓｎ及び／又はＳｂを適量添加すると、ケイ素鋼中のアルミニウム含量を増加させ、ケイ素鋼の表面層における窒化物層の形成を防止するのに有利である。本発明中、Ｓｎ含量は０．１重量％以下とし、Ｓｂ含量は０．１重量％以下とする。

次に、本発明者らは、無方向性ケイ素鋼（ケイ素含量：０．８５〜２．５重量％、ケイ素鋼厚：０．５ｍｍ）の結晶粒径が透磁率μ_１５、鉄損Ｐ_{１５／５０}及び降伏強度σ_ｓに対して有する影響を調べた。結果を図１及び図２に示す。

図１は、無方向性ケイ素鋼の結晶粒径と、その透磁率μ_１５及び鉄損Ｐ_{１５／５０}との関係を示す。図１から分かる通り、無方向性ケイ素鋼の結晶粒径が６０μｍ〜１０５μｍである場合、透磁率が高く鉄損が低い無方向性ケイ素鋼が得られる。

図２は、無方向性ケイ素鋼の結晶粒径と、その透磁率μ_１５及び降伏強度σ_ｓとの関係を示す。図２から分かる通り、無方向性ケイ素鋼の結晶粒径が６０μｍ〜１０５μｍである場合、透磁率及び降伏強度がいずれも高い無方向性ケイ素鋼が得られる。

また、本発明者らは、無方向性ケイ素鋼（０．５ｍｍ厚）の透磁率（μ_１０＋μ_１５）及び鉄損Ｐ_{１５／５０}がそのモータ効率に対して有する影響を調べた。図３は、無方向性ケイ素鋼の透磁率（μ_１０＋μ_１５）及び鉄損Ｐ_{１５／５０}と、そのモータ効率との関係を示す。使用したモータは１１ｋｗ−６モータである。本発明者らは、図３から、無方向性ケイ素鋼の透磁率（μ_１０＋μ_１５）及び鉄損Ｐ_{１５／５０}が以下の式を満たしていれば、高いモータ効率が得られることを見出した。
μ_１０＋μ_１５≧８，０００ （１）
μ_１５≧８６５．７＋３７９．４Ｐ_{１５／５０} （２）
μ_１０＋μ_１５≧１０，０８１−３５２．１Ｐ_{１５／５０} （３）

次に、実施例を参照して本発明を更に説明するが、本発明の保護範囲はこれらの実施例に限定されない。

（実施例１）
まず、製鋼工程により、Ｃ：０．００３５重量％、Ｓｉ：０．８５重量％、Ａｌ：０．３４重量％、Ｍｎ：０．３１重量％、Ｐ：０．０２３重量％、Ｓ：０．００２７重量％、Ｎ：０．００２５重量％、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋳造スラブを得る。製鋼工程ではＲＨ精錬を実施する。ＲＨ精錬の脱酸処理では、脱酸剤としてＡｌを使用する。実施例１において、取鍋中の溶鋼の重量は２８５ｔであり、脱炭終了時の遊離酸素含量は５５０ｐｐｍであり、Ａｌ投入量は１２５ｋｇである。

次に、鋳造スラブを熱間圧延して熱延鋼帯を形成する。この工程において圧延終了温度は８００℃以上であり、熱間圧延した熱延鋼帯の厚さは２．６ｍｍである。

続いて、熱延鋼帯に短時間高温焼きならし処理を施す。すなわち、熱延鋼帯を９８０℃まで加熱し、２０秒間保温した後、約１５℃／秒の冷却速度で６５０℃まで冷却してから、自然冷却する。

次に、焼きならし処理した熱延鋼帯を冷間圧延して冷延鋼帯を形成する。その冷間圧延後の厚さは０．５ｍｍである。

最後に、窒素及び水素雰囲気下、８００℃で１８秒間焼きなましして実施例１の無方向性ケイ素鋼を得る。

（実施例２）
脱炭終了時の遊離酸素含量及びＡｌ投入量をそれぞれ４００ｐｐｍ及び８７．５ｋｇに変更した以外は、実施例１と同様にして無方向性ケイ素鋼を製造する。

（実施例３）
脱炭終了時の遊離酸素含量及びＡｌ投入量をそれぞれ３００ｐｐｍ及び６２．５ｋｇに変更した以外は、実施例１と同様にして無方向性ケイ素鋼を製造する。

（実施例４）
脱炭終了時の遊離酸素含量及びＡｌ投入量をそれぞれ２８０ｐｐｍ及び５７．５ｋｇに変更した以外は、実施例１と同様にして無方向性ケイ素鋼を製造する。

（比較例１）
Ａｌ投入量を１１５ｋｇに変更した以外は、実施例１と同様にして無方向性ケイ素鋼を製造する。

（比較例２）
Ａｌ投入量を１３５ｋｇに変更した以外は、実施例１と同様にして無方向性ケイ素鋼を製造する。

（比較例３）
ＲＨ精錬において脱酸処理を実施しなかった以外は、実施例１と同様にして無方向性ケイ素鋼を製造する。

上述した実施例及び比較例における無方向性ケイ素鋼（０．５ｍｍ厚）の介在物について、中国国家標準規格ＧＢ１０５６１−２００５に従って等級を評価し、更に透磁率（μ_１０＋μ_１５）、鉄損Ｐ_{１０／５０}及びＰ_{１５／５０}、並びに、モータ効率（１１ｋｗ−６モータ）を測定する。結果を表１に示す。

表１から分かるように、ＲＨ精錬において脱酸工程を実施しなかった比較例３と比べて、ＲＨ精錬において脱酸工程を実施した実施例の無方向性ケイ素鋼においては介在物量が著しく減少しており、実施例の無方向性ケイ素鋼の１．０Ｔ及び１．５Ｔにおける透磁率は少なくとも１００Ｇ／Ｏｅ高くなっており、その鉄損及びモータ効率がいずれも著しく改善されている。

また、Ａｌ投入量が少なすぎる比較例１及びＡｌ投入量が多すぎる比較例２と比べて、実施例の無方向性ケイ素鋼は透磁率、鉄損及びモータ効率が良好である。したがって、脱酸剤であるＡｌの投入量Ｙ及び脱炭終了時の遊離酸素含量［Ｏ］がＹ＝Ｋ×ｍ×（［Ｏ］−５０）（式中、Ｋは０．８８×１０^−３）を満たすと、無方向性ケイ素鋼の透磁率、鉄損及びモータ効率に対してより最適な改善効果が得られる。

（実施例５）
まず、製鋼工程により、Ｃ：０．００１重量％、Ｓｉ：２．１５重量％、Ａｌ：０．３５重量％、Ｍｎ：０．２４重量％、Ｐ：０．０１８重量％、Ｓ：０．００３重量％、Ｎ：０．００１２重量％、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋳造スラブを得る。製鋼工程ではＲＨ精錬を実施する。ＲＨ精錬の脱酸処理では、脱酸剤としてフェロシリコン又はカルシウムを使用する。脱酸剤の投入量Ｙ及び脱炭終了時の遊離酸素含量［Ｏ］はＹ＝Ｋ×ｍ×（［Ｏ］−５０）を満たしている。

次に、鋳造スラブを熱間圧延して熱延鋼帯を形成する。この工程において圧延終了温度は８００℃以上であり、熱間圧延した熱延鋼帯の厚さは２．３ｍｍである。

続いて、熱延鋼帯に短時間高温焼きならし処理を施す。すなわち、熱延鋼帯を９８０℃まで加熱し、１０〜９０秒間保温した後、約５℃／秒の冷却速度で６５０℃まで冷却してから、自然冷却する。

次に、焼きならし処理した熱延鋼帯を冷間圧延して冷延鋼帯を形成する。その冷間圧延後の厚さは０．５ｍｍである。

最後に、窒素及び水素雰囲気下、８００℃で２０秒間焼きなましして実施例５の無方向性ケイ素鋼を得る。

（実施例６）
焼きならし工程における保温温度を１，０３０℃に変更した以外は、実施例５と同様にして無方向性ケイ素鋼を製造する。

（実施例７）
焼きならし工程における保温温度を１，０５０℃に変更した以外は、実施例５と同様にして無方向性ケイ素鋼を製造する。

（実施例８）
焼きならし工程における保温温度を１，１００℃に変更した以外は、実施例５と同様にして無方向性ケイ素鋼を製造する。

（比較例４）
焼きならし工程における保温温度を９２０℃に変更した以外は、実施例５と同様にして無方向性ケイ素鋼を製造する。

上述した実施例及び比較例において焼きならし処理した鋼帯の結晶粒径を測定し、更に最終ケイ素鋼製品（０．５ｍｍ厚）の透磁率（μ_１０＋μ_１５）、鉄損Ｐ_{１０／５０}及びＰ_{１５／５０}、並びに、モータ効率（１１ｋｗ−６モータ）を測定する。結果を表２に示す。

表２から分かるように、低温焼きならしを実施した比較例４と比べて、短時間高温焼きならし処理を実施した実施例では、焼きならしした鋼帯の結晶粒径が著しく増大しており、実施例の無方向性ケイ素鋼の１．０Ｔ及び１．５Ｔにおける透磁率は少なくとも１００Ｇ／Ｏｅ高くなっており、その鉄損及びモータ効率はいずれも著しく改善されている。

また、表１及び表２から分かるように、本発明における実施例の無方向性ケイ素鋼の鉄損Ｐ_{１０／５０}及びＰ_{１５／５０}はそれぞれ３．０ｗ／ｋｇ以下及び５．５ｗ／ｋｇ以下であり、実施例の無方向性ケイ素鋼を使用すると、モータ効率が９０％以上となる。

さらに、本発明者らは、実施例１〜８の無方向性ケイ素鋼について結晶粒径、表面層特性、硫黄含量及び降伏強度σ_ｓを測定した。その結果、実施例の無方向性ケイ素鋼は、結晶粒径が６０μｍ〜１０５μｍであり、Ｓ含量が１５ｐｐｍ以下であり、０〜２０μｍの表面層における全窒化物濃度が２５０ｐｐｍ以下であり、該全窒化物濃度が５．８５Ｃ_Ｎ以下であった。また、実施例の無方向性ケイ素鋼の降伏強度σ_ｓは２２０ＭＰａ以上である。

さらに、本発明者らは、実施例１〜８の無方向性ケイ素鋼について１．０Ｔ及び１．５Ｔでの透磁率と鉄損との関係を調べた。その結果、実施例の無方向性ケイ素鋼の透磁率は以下の式を満たすことが分かった。
μ_１０＋μ_１５≧８，０００ （１）
μ_１５≧８６５．７＋３７９．４Ｐ_{１５／５０} （２）
μ_１０＋μ_１５≧１０，０８１−３５２．１Ｐ_{１５／５０} （３）

本発明の実験結果から、ＲＨ精錬において脱酸を適切に制御し、焼きならし工程において短時間高温処理することにより、本発明は、無方向性ケイ素鋼の介在物量を低減し、結晶粒の形態を改善することができ、それにより無方向性ケイ素鋼の１．０〜１．５Ｔにおける透磁率及び鉄損を改善し、モータ効率を高くすることができる。

ＲＨ精錬において脱酸を適切に制御し、焼きならし工程において短時間高温処理することにより、本発明は、透磁率が高く鉄損が低い無方向性ケイ素鋼を提供できる。本発明の無方向性ケイ素鋼は、電子機器の鉄心として使用するとモータ効率を９０％以上にすることができ、回転機や静止器等の電子機器の小型化及び省エネ化に必要な要件を満たすため、幅広い用途が見込まれる。

Claims (17)

1. （ａ）製鋼工程、（ｂ）熱間圧延工程、（ｃ）焼きならし工程、（ｄ）冷間圧延工程及び（ｅ）焼きなまし工程をこの順に有する無方向性ケイ素鋼の製造方法であって、
   前記製鋼工程（ａ）により、Ｃ≦０．００５重量％、０．１重量％≦Ｓｉ≦２．５重量％、Ａｌ≦１．５重量％、０．１０重量％≦Ｍｎ≦２．０重量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．００５重量％、Ｎ≦０．００５重量％、Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．００６重量％、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋳造スラブが得られ、
   前記製鋼工程（ａ）はＲＨ精錬を含み、該ＲＨ精錬においては脱炭処理及び脱酸処理を実施し、脱酸剤の投入量Ｙが下記式：
   Ｙ＝Ｋ×ｍ×（［Ｏ］−５０）
   （式中、［Ｏ］は脱炭終了時の遊離酸素含量（ｐｐｍ）を表し；Ｋは脱酸剤の脱酸能を示す係数を表し、０．３５×１０^−３〜１．７５×１０^−３であり；ｍは取鍋中の溶鋼の重量（トン）を表す）を満たし、
   前記焼きならし工程（ｃ）においては、熱間圧延した熱延鋼帯を相変態点Ａｃ_１以上１，１００℃以下の温度まで加熱し、保温時間ｔを１０〜９０秒として保温することを特徴とする無方向性ケイ素鋼の製造方法。
2. 前記鋳造スラブがＳｎ及び／又はＳｂを更に含有し、Ｓｎ含量が０．１重量％以下であり、Ｓｂ含量が０．１重量％以下であることを特徴とする請求項１に記載の無方向性ケイ素鋼の製造方法。
3. 前記ＲＨ精錬における前記脱酸剤が、アルミニウム、フェロシリコン又はカルシウムであることを特徴とする請求項１又は２に記載の無方向性ケイ素鋼の製造方法。
4. 前記ＲＨ精錬における前記脱酸剤がアルミニウムである場合、Ｋが０．８８×１０^−３であることを特徴とする請求項３に記載の無方向性ケイ素鋼の製造方法。
5. 前記ＲＨ精錬における前記脱酸剤がフェロシリコンである場合、Ｋが１．２３×１０^−３であることを特徴とする請求項３に記載の無方向性ケイ素鋼の製造方法。
6. 前記ＲＨ精錬における前記脱酸剤がカルシウムである場合、Ｋが０．７０×１０^−３であることを特徴とする請求項３に記載の無方向性ケイ素鋼の製造方法。
7. 前記熱間圧延工程（ｂ）における圧延終了温度が８００〜９００℃であ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ケイ素鋼の製造方法。
8. 前記焼きならし工程（ｃ）においては、保温した鋼帯を１５℃／秒以下の冷却速度で６５０℃まで冷却し、次いで自然冷却することを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の無方向性ケイ素鋼の製造方法。
9. 前記冷間圧延工程（ｄ）においては、圧下率が４５％以上であることを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の無方向性ケイ素鋼の製造方法。
10. 前記焼きなまし工程（ｅ）においては、冷間圧延した冷延鋼帯を７００〜１，０５０℃まで加熱し、１〜１２０秒間保温し、次いで自然冷却することを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の無方向性ケイ素鋼の製造方法。
11. 無方向性ケイ素鋼であって、
    前記無方向性ケイ素鋼を製造するための鋳造スラブがＳｉを０．１〜２．５重量％含有し、
    前記無方向性ケイ素鋼の透磁率が下記式：
    μ_１０＋μ_１５≧８，０００ （１）
    μ_１５≧８６５．７＋３７９．４Ｐ_{１５／５０} （２）
    μ_１０＋μ_１５≧１０，０８１−３５２．１Ｐ_{１５／５０} （３）
    （式中、μ_１０及びμ_１５は、それぞれ磁束密度１．０Ｔ及び１．５Ｔにおける透磁率（Ｇ／Ｏｅ）を表し；Ｐ_{１５／５０}は、磁束密度１．５Ｔにおける、５０Ｈｚでの鉄損（ｗ／ｋｇ）を表す）を満たすことを特徴とする無方向性ケイ素鋼。
12. 前記鋳造スラブが、更に、Ａｌ≦１．５重量％、０．１０重量％≦Ｍｎ≦２．０重量％、Ｃ≦０．００５重量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．００５重量％、Ｎ≦０．００５重量％、Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．００６重量％、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１１に記載の無方向性ケイ素鋼。
13. 結晶粒径が１５〜３００μｍであることを特徴とする請求項１１又は１２に記載の無方向性ケイ素鋼。
14. 前記無方向性ケイ素鋼は、厚さが０〜２０μｍの表面層における全窒化物濃度が２５０ｐｐｍ以下であり、該全窒化物濃度が５．８５Ｃ_Ｎ以下（Ｃ_Ｎは窒素単体濃度（ｐｐｍ））であることを特徴とする請求項１１〜１３のいずれか１項に記載の無方向性ケイ素鋼。
15. Ｓ含量が１５ｐｐｍ以下であることを特徴とする請求項１１〜１４のいずれか１項に記載の無方向性ケイ素鋼。
16. 磁束密度１．０Ｔにおける、５０Ｈｚでの鉄損をＰ_{１０／５０}とした場合、厚さ０．５ｍｍでの鉄損Ｐ_{１０／５０}及びＰ_{１５／５０}が、それぞれ３．０ｗ／ｋｇ以下及び５．５ｗ／ｋｇ以下であることを特徴とする請求項１１〜１５のいずれか１項に記載の無方向性ケイ素鋼。
17. 降伏強度σ_ｓが２２０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１１〜１６のいずれか１項に記載の無方向性ケイ素鋼。

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