JP2019026891A - 無方向性電磁鋼板、及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
無方向性電磁鋼板は、低鉄損の観点から、通常、Siを含有しているため、Siによる固溶体強化を享受しているが、更なる高強度化が求められており、添加元素の選定や結晶粒の微細化が検討されている。
また、特許文献2には、0.05%以下のCと、Nb、Ti、V、Zr添加により、微細な炭窒化物を形成し、析出硬化および細粒化硬化により鋼の張力を高めることが開示されている。
また、特許文献5にはTeなどの粒界偏析元素による再結晶抑制効果を活用した高強度無方向性電磁鋼板が開示されている。
また、本発明者らは、特許文献2記載の析出物を活用した結晶粒微細化では、鋼板中に結晶粒径のばらつきが大きいという問題が生じることを知見した。これは基本的には非常に大きなサイズで多量に製造される工業製品において、鋳造から最終熱処理にわたる製造工程における条件の変動を避けることができないことに起因している。つまり、鋳片における偏析、コイル長手の先端、中央、後端、またはコイル幅のエッジ部などでの熱履歴の変動、さらには製造チャンスや製造ラインによる製造条件制御の精度などが原因となる。これらの変動は、様々な電磁鋼板において生ずるものではあるが、特に析出物の形態が鋭敏に反応し、最終焼鈍の温度を低くするなどして結晶粒成長を十分に行わない状況では、結晶粒径のばらつきが大きくなると考えられる。鋼板製造の過程でα−γ変態を経ることがない「非変態成分系」、すなわちSi含有量を高めた鋼材においては、結晶粒径を微細化した最終製品における結晶粒径のばらつきはさらに顕著となる。
これは、非変態成分系の鋼材では、鋳造における凝固から1000℃以上の高温にさらされる熱延工程において、粗大粒が発生することに起因すると思われる。すなわち粗大粒は粒界近傍領域と粒内領域が大きな間隔で分布する不均一な組織であり、このような不均一な組織である熱延板を冷延、焼鈍して再結晶させる場合、粒成長を十分にさせない状況では、場所による結晶粒径に大きな差を生じやすくなるためである。
しかし、Siは無方向性電磁鋼板の磁気特性を確保するために欠かざるを得ない元素であるため、Siを低減することによって、磁気特性を維持しつつ結晶粒径のばらつきを制御することは困難である。
また、Si含有量を高めた鋼材に、特許文献3乃至5において、再結晶抑制効果が確認されているTe元素を添加することによって、結晶粒微細化することも考えられるが、Te元素を単純に添加するだけでは、再結晶粒径を均一とすることは困難であった。これは、Teが粒界偏析元素として作用するとともに、Te自身の析出物や別の元素の析出物との複合析出物の形成し、複雑な作用を生じてしまうためと考えられる。
本発明は、上記実情に鑑みてなされたものであり、強化元素の添加量を低く抑え、製造性が良好で、材質安定性にも優れ、均一かつ微細な結晶組織を有する鉄損のばらつきが小さく、且つ、高強度な無方向性電磁鋼板、及びその製造方法を提供することを目的とする。
そして、さらに工業的な特性を考慮して、以下に示す本発明を完成させるに至った。
本発明の無方向性電磁鋼板は、更に、質量%で、0.20%以下のMn、0.0030%以下のSを含有することが好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板は、更に、質量%で、Mg、Caの一種以上を合計で0.0005%以上および/またはREMを0.0030%以上含有することが好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、Siを2.0質量%以上4.0質量%以下、Teを0.007質量%超0.02質量%未満、Alを0.02質量%以上0.3質量%以下、及び、Nを0.002質量%以上0.01質量%以下含有し、Cが0.005質量%以下であり、残部がFe及び不純物からなるスラブを熱間圧延して熱延板とする工程と、当該熱延板を焼鈍する工程と、当該焼鈍した熱延板を冷間圧延して冷延鋼板とする工程と、当該冷延鋼板を仕上焼鈍する工程とを有し、前記仕上焼鈍において焼鈍温度を組織の50%が再結晶する温度以上950℃以下とすることを特徴とする。
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、Siを2.0質量%以上4.0質量%以下、Teを0.007質量%超0.02質量%未満、Alを0.02質量%以上0.3質量%以下、及び、Nを0.002質量%以上0.01質量%以下、Cを0.05質量%以上0.10%質量%以下含有し、残部がFe及び不純物からなり、かつα−γ変態点を有する組成であるスラブを熱間圧延して熱延板とする工程と、当該熱延板を焼鈍する工程と、当該焼鈍した熱延板を冷間圧延して冷延鋼板とする工程と、当該冷延鋼板を脱炭焼鈍する工程と、当該脱炭焼鈍鋼板を仕上焼鈍する工程とを有し、前記熱間圧延における加熱温度がα−γ変態点以上であり、前記脱炭焼鈍により、鋼板中のCの含有割合を0.005質量%以下とし、前記仕上焼鈍において焼鈍温度を組織の50%が再結晶する温度以上950℃以下とすることを特徴とする。
本発明において「%」は、特に断りが無い限り「質量%」を表すものとする。
本発明に係る平均結晶粒径が15μm未満である無方向性電磁鋼板は、Siを2.0質量%以上4.0質量%以下、Teを0.007質量%超0.02質量%未満、Alを0.02質量%以上0.3質量%以下、及び、Nを0.002質量%以上0.01質量%以下含有し、Cが0.005質量%以下であり、残部がFe及び不純物からなる、ことを特徴とする。
本発明の無方向性電磁鋼板は、Te、Al、及び、Nの濃度を極めて狭い範囲に特定した組成とすることで、均一かつ微細な結晶組織を得ることが可能となる。さらには、MnおよびSの含有量の制御、及び/またはMg、Ca、REMなどの硫化物形成元素を含有することで結晶組織の均一化を顕著に発現させる。
これまで無方向性電磁鋼板においてはTeが粒界偏析元素として活用されてきたことは前述の通りであるが、本発明においては、Teは主として、粒界偏析状態ではなく、固溶状態または、Teの析出物であるTeFeとして機能していると考えている。
固溶状態である場合には、TeはAlまたはNのα相中での挙動に影響してAlNを非常に微細に析出させる。
また、TeFeである場合には、発明鋼中でTeFeが非常に微細に析出し、これがAlNの析出核として強く作用し、結果としてAlNを非常に微細に析出させる。
AlNは粒界のピニング効果を有するため、鋼板中の結晶組織が微細化する。また上述のように、AlNが微細であると高温又は長時間の加熱条件でも粒界のピニング効果が消失しにくいため、適切に高温かつ長時間の熱処理を施すことにより結晶組織を微細に維持したままで均一することが可能となる。
注意すべき点は、鋼中に形成するMnSがAlNの析出核として作用し、上記の好ましいAlN形態の実現を阻害することである。MnSは本発明が必要とするほど十分に微細に析出しないため、MnSを核として形成したAlNでは、本発明が必要とする均一かつ微細な結晶粒径を実現できるほど強いピニング効果を持つまでには至らない。このため、本発明においては、MnSの形成を抑制するようにMnおよび/またはSの含有量を低い範囲で制御することが好ましい。または、MnSを形成しないように、Mg、Ca、REMなどを添加して硫化物を粗大化させ無害化を図ることが好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板は、少なくとも、Si(ケイ素)、Te(テルル)、Al(アルミニウム)及びN(窒素)を含有し、Cが特定量以下であり、本発明の効果を損なわない範囲で不純物を含有してもよい、残部がFe(鉄)からなる組成を有する。更に、Mn,及びSが特定量以下であり、Mg、Ca、及び、REMから選択される1種以上の元素を含有していてもよい。
本発明において無方向性電磁鋼板は、Siを2.0〜4.0%含有する。Siが2.0%未満の鋼は鋼板の製造工程の熱処理過程において、α−γ変態を経ることになるため、上述のように結晶粒径が不均一になるという問題は生じにくい。
しかし、Siを含有することにより鋼の電気抵抗が増加し、鉄損の一部を構成する渦電流損失を低減することができるため、Siの含有量を2.0未満にすると、磁気特性が悪化してしまう。そのため、結晶粒径を均一にするために、Si含有量を2.0%未満とすることはできない。
本発明では、後述するTeなどの含有量を特定の範囲とすることで、Siを2.0〜4.0%の高い範囲に保ったまま、結晶粒を均一に微細化することが可能となった。渦電流損失を低減する点から、Siの含有量は、2.5%以上が好ましく、3.0%以上であることがより好ましい。一方、方向性電磁鋼板の磁束密度を向上し、また、圧延時の加工性の点から、Siの含有量は、3.5%以下であることが好ましい。
本発明において無方向性電磁鋼板は、Teを0.007%超0.02未満%含有する。Te含有量を上記特定の範囲とすることにより、AlNの微細化を促進し、本発明の特徴である、結晶粒の均一な微細化に極めて優れた効果が得られる。0.007%以下ではAlNを微細化する効果がほとんど得られない。発明効果を十分に得るには、0.011%以上が好ましい。一方、0.020%以上になると、効果が飽和するばかりでなく、一部が粒界偏析元素として作用するために結晶粒の均一性を維持することが困難となる。このため0.017%以下が好ましい。
本発明において無方向性電磁鋼板は、Alを0.02〜0.3%含有する。Alは後述するNと結合して微細なAlNを形成しピニング粒子として結晶粒の均一な微細化に有効に作用する。本発明においては、Alはピニング粒子となるAlNとしての十分な効果を得る観点から、0.03%以上であることが好ましい。AlNを形成せず固溶状態となるAlはSi同様に鋼の電気抵抗を高める効果が期待できるが、AlNを微細に制御することが困難となるため、上限を0.30%とする。一般的に鋼中に含有されるN量を考慮すれば、0.15%以下でも十分である。また、Al含有量を低く抑えることは、Al含有による飽和磁束密度の低下を回避するためにも好ましい。
本発明において無方向性電磁鋼板は、Nを0.002〜0.01%含有する。Nは、前記酸可溶性Alと結合して微細なAlNを形成して、ピニング粒子として結晶粒の均一な微細化に有効に作用する。Nはピニング粒子となるAlNとしての十分な効果を得る観点から、0.003%以上が好ましい。一方、多量に含有させて多量のAlNを形成させたとしても効果が飽和するばかりでなく、AlNが磁界を印加した際の磁壁移動の障害となり鉄損を悪化させる。さらにAlNを形成せず固溶Nとして残存すると磁気時効により磁気特性が劣化する。このため、0.008%以下、さらに0.006%以下とすることが好ましい。
本発明において無方向性電磁鋼板は、Cの含有量は0.005%以下である。0.005%以下とすることにより、磁気時効を抑制し優れた無方向性電磁鋼板とすることができる。Cは、後述するように、製造過程での脱炭を前提に変態を制御する元素として活用も可能であるが、得られる無方向性電磁鋼板で含有させるメリットはない。このため本発明の無方向性電磁鋼板における含有量はゼロであることが好ましい。
本発明において無方向性電磁鋼板は、Mn含有量を0.20%以下とすることが好ましい。Mnを含有し、さらにSを含有する場合、Mnは、後述するSと結合してMnSを形成する。MnSは本発明のポイントであるAlNの析出核として作用するが、MnSは本発明効果が期待されるほど十分に微細に析出させることが困難で、MnSを核として生成するAlNは本発明効果にはほとんど寄与しない。このため、適切な量のTe、AlおよびNを含有していたとしても、本発明効果を得るために必要な十分に微細なAlNを形成させることが困難となる。この観点で、Mn含有量は低いほど好ましく、0.10%以下、さらにはゼロであることが好ましい。また、Mn含有量を低く抑えることは、Mn含有による飽和磁束密度の低下を回避するためにも好ましい。
本発明において無方向性電磁鋼板は、S含有量を0.0030%以下とすることが好ましい。Sを含有し、さらにMnを含有する場合、Sは、Mnと結合してMnSを形成する。MnSは上述の通り、本発明効果を阻害する。この観点で、S含有量は低いほど好ましく、0.0010%以下、さらにはゼロであることが好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板は、前述のMnSを無害化するため、Mn以上に強力な硫化物形成元素として知られている、Mg、Ca、REMの一種以上を含有することが好ましい。硫化物を粗大化して不十分に微細なMnSの形成を回避し、本発明においてポイントとなる十分に微細なAlNの形成に対して無害化するためには、Mg、Caの一種以上を合計で0.0005%以上含有する、及び/又は、REMを0.0030%以上含有することが好ましい。上限は特に限定しないがS量の上限を考慮すれば、Mg、Caの一種以上については合計で0.0030%、REMについては、0.030%も含有すれば十分である。好ましくは、Mg、Caの一種以上については合計で0.0008〜0.0015%、REMについては、0.0050〜0.010%である。
無方向性電磁鋼板の絶縁皮膜等を除去する方法としては、例えば、次の方法が挙げられる。
まず、絶縁皮膜等を有する無方向性電磁鋼板を、水酸化ナトリウム水溶液(NaOH:10質量%+H2O:90質量%)に、80℃で15分間、浸漬する。次いで、硫酸水溶液(H2SO4:10質量%+H2O:90質量%)に、80℃で3分間、浸漬する。その後、硝酸水溶液(HNO3:10質量%+H2O:90質量%)によって、常温(25℃)で1分間弱、浸漬して洗浄する。最後に、温風のブロアーで1分間弱、乾燥させる。これにより、後述の絶縁皮膜が除去された鋼板を得ることができる。
Si、Te、Al、Mn、Mg、Ca、及び、REMについては、誘導結合プラズマ質量分析法(ICP−MS法)により測定することができる。
C、Sについては、燃焼赤外線吸収法により測定することができる。
また、Nについては、加熱融解−熱伝導法により測定することができる。
本発明鋼は、このような不完全再結晶組織においても再結晶領域については、結晶粒径の微細化および均一化が達成されており、鉄損のばらつきが小さいという本発明の効果を享受することができる。また、本発明鋼板では後述のように熱延組織についても、結晶粒径の微細化および均一化への寄与があるため、熱延組織を加工した組織である未再結晶組織についても均一化していることも考えられる。
とは言え、本発明の鋼板において、結晶粒径は高強度化を達成するための基本的な特徴であり、再結晶組織領域が主体となるよう、再結晶率は50%以上とすることが高強度化を達成する点からも好ましい。また、磁気特性への影響を考慮すれば、未再結晶組織は特に鉄損への悪影響が大きいことから、再結晶率は70%以上、さらには85%以上とすることが好ましい。
上述のように本発明鋼板の結晶組織には未再結晶領域(加工組織)が含まれることがあるが、本発明における結晶粒径の測定は、このような領域を除外して行うものとする。
具体的には、EBSDデータにおいて、まず観察領域を、結晶方位差15°以上を結晶粒界とした結晶粒領域に区分する。同時に各測定データについて、Kernel Average Misorientation法(KAM法)によりKAM値を求め、上記のように区分された各結晶粒領域内において、KAM値の平均値を得る。そして、平均KAM値が1°未満である結晶粒領域を再結晶粒とし、1°以上の結晶粒領域を未再結晶粒とする。
本発明鋼板の平均結晶粒径および結晶粒径の標準偏差は、再結晶粒について、その平均粒径と標準偏差を得る。また、再結晶領域の総面積を再結晶領域と未再結晶領域を合わせた総面積で除した値の百分率により再結晶率を得ることができる。
本発明の無方向性電磁鋼板は、電気機器に用いられるサーボモータ、ステッピングモータ、電気機器のコンプレッサー、産業用途に使用されるモータ、電気自動車、ハイブリッドカー、電車の駆動モータ、様々な用途で使用される発電機や鉄心、チョークコイル、リアクトル、電流センサー等、無方向性電磁鋼板が用いられている従来公知の用途にいずれも好適に適用でき、特に高強度が求められる用途(例えば、電気自動車のモータ等)により好適に用いることができる。
以下に本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法の好ましい態様の例について説明する。本説明はあくまでも好ましい製造法の例であり、本発明鋼板はここで説明する製造方法に限定されるものではない。
上記の組成に適宜調製された無方向性電磁鋼板製造用の溶鋼を鋳造して、上記組成のスラブ(鋼塊)を得る。当該鋳造方法は、特に限定されず、従来公知の方法を適宜選択して用いることができる。
熱延、及び、後述する熱延板焼鈍の過程において、鋼材は加工および熱処理を受けるため、組織の変形および再結晶が起きる。この過程において、Te、AlおよびN含有量の適正化により、結晶組織の微細化および均一化が達成される。
1000℃以上に加熱することにより生産性を阻害しない効率的な熱間圧延を実施することができる。一方、磁気特性の点から表面温度は1400℃以下で十分であり、1200℃以下とすることにより、熱延組織の不用意な粗大化を抑制することができる。
また、本発明においては、スラブの表面温度の保持時間は、適宜調整すればよい。優れた磁気特性を有し、且つばらつきの抑制された無方向性電磁鋼板を得ることができる点から、5分以上とすることが好ましい。一方、磁気特性の点から、90分以下で十分であり、生産性を向上し、製造コストを抑制する点からは、90分以下とすることが好ましい。
熱間圧延の仕上温度や巻取り温度なども公知の範囲で適宜調整すればよい。一般的な温度としては、仕上温度は700〜950℃、巻取り温度は500〜750℃を挙げることができる。
熱間圧延後の鋼板の厚みは、特に限定されないが、例えば、1.8〜3.5mmとすることができる。熱間圧延に関する他の条件は特に限定されず、適宜調整すればよい。
本発明においては、仕上焼鈍における焼鈍温度が組織の50%が再結晶する温度以上950℃以下であることを特徴とする。本発明の製造方法によれば、仕上焼鈍における粒成長を抑制するAlNのピニング粒子としての効果が高温まで持続するため、結晶組織の微細化により鋼板強度を付与する一般的な鋼板に比べると高い温度での焼鈍が可能となる。
このような高い焼鈍温度は、結晶組織を均一化するため、鉄損のばらつきの小さい高強度な無方向性電磁鋼板を製造することが可能となる。
また、温度と同様に時間についても、一般的な結晶組織の微細化により鋼板強度を付与する鋼板に比べると長時間の焼鈍が可能であり、時間範囲の尤度が広い。このような長時間の焼鈍温度は結晶組織を均一化するため、鉄損のばらつきの小さい高強度な無方向性電磁鋼板を製造することが可能となる。
第2の態様においては、A.で記載した製造後の無方向性電磁鋼板に対して、スラブ中のCの含有割合を0.05〜0.10%と高くすることで鋼材をα−γ変態点を有するものとする。
ここで「α−γ変態点」とは、室温ではα単相である鋼材において、加熱中にγ相の形成を開始する温度を意味する。この温度は、一般的にフォーマスター試験と呼ばれる、加熱に伴う熱膨張の挙動を測定することで決定することが可能である。
一般的な製造方法では、Cによる磁気時効を回避するため、C含有量の低いスラブを素材としている。このため、本発明が対象とするSiを2.0%以上含有するような鋼板の製造において、熱間圧延中のα−γ変態が考慮されることはほとんどない。一方、本発明の製造方法では、熱間圧延以降の脱炭焼鈍によりC含有量を低くして磁気時効の悪化を回避することで、熱間圧延はC含有量が高いスラブで実施し、熱間圧延中のα−γ変態を利用した組織の更なる微細化、均一化が可能となる。以下、上記第1の態様と第2の態様で異なる部分について、詳細に説明する。
上述の製造方法において、仕上げ焼鈍工程後にコーティング工程を実施してもよい。コーティングは一般的に電磁鋼板を積層して使用する際の絶縁性を付与するものであり、その種類は特に限定されない。コーティングは有機成分であってもよいし、無機成分であってもよく、さらに、有機成分と無機成分とを含有してもよい。無機成分はたとえば、重クロム酸−ホウ酸系、リン酸系、シリカ系等である。有機成分はたとえば、一般的なアクリル系、アクリルスチレン系、アクリルシリコン系、シリコン系、ポリエステル系、エポキシ系、フッ素系の樹脂である。塗装性を考慮した場合、好ましい樹脂は、エマルジョンタイプの樹脂である。加熱及び/又は加圧することにより接着能を発揮するコーティングを施してもよい。接着能を有するコーティングはたとえば、アクリル系、フエノール系、エポキシ系、メラミン系の樹脂である。上記コーティングの厚みは、特に限定されないが、一般的には片面当たりの膜厚として0.05μm〜2μmである。
表1に記載の組成を有するスラブを素材とし、表2に記載の、熱延、熱延板焼鈍、冷間圧延、脱炭焼鈍、仕上焼鈍条件により、電磁鋼板「サンプルA」を製造した。また、表2に記載の条件のなかで、熱延仕上温度を20℃低く、熱延巻取り温度を20℃低く、仕上焼鈍温度を10℃低く設定した「サンプルB」を製造した。サンプルAとサンプルBを製造する温度条件の差は、工業的な電磁鋼板の製造において不可避的に生じ、得られる鋼板特性のばらつきの主要因となる製造タイミングおよびコイル内の温度変動を、再現するモデル条件として設定したものである。本発明においては、このような異なる温度条件下で製造した「サンプルA」及び「サンプルB」を用いて、結晶粒径の差およびそれによる鉄損の差を、特性のばらつきとして評価する。
サンプルAで採用した製造条件は表2に示すとおりである。なお、熱延仕上温度、熱延巻取り温度、仕上焼鈍温度の3つの条件以外は、組成を含め、サンプルAとサンプルBは同じ条件で製造した。
製造した鋼板から結晶組織評価用サンプルを採取した。各サンプルのL方向断面を研磨後に、板厚の長さ×全板厚の視野について、Electron Backscatter Diffraction(EBSD)により、結晶方位データを得た。そして、サンプルAとサンプルBについて、前述の方法により、平均結晶粒径、結晶粒径の標準偏差、及び、再結晶率を得た。評価は、サンプルAとサンプルBの平均結晶粒径、結晶粒径の標準偏差、及び、再結晶率の平均値を用いて行った。
粒径の標準偏差は平均粒径が大きくなるほど値が大きくなる傾向があるので、本実施例では、粒径の標準偏差/平均結晶粒径で粒径のばらつきを評価する。
製造した鋼板からL方向のJIS5号引張試験片を採取し、引張試験を実施した。試験材はCおよびNの含有量が低く、降伏点は認められなかったため、0.2%耐力を降伏応力として、サンプルAとサンプルBの評価値の平均を各材料の強度特性とした。
製造した鋼板から55mm×55mmの角磁気測定試験片を採取し、最大磁束密度1.5T、周波数50Hzの条件下での鉄損(W15/50)を圧延方向(0°)と圧延直角方向(90°)について測定し、圧延方向と圧延直角方向の平均値を求めた。サンプルAの鉄損とサンプルBの鉄損の差の絶対値を、△鉄損とした。
電磁鋼板の基本的な特性値である磁束密度と鉄損は、基本組成や板厚で大きく変化する。このため本実施例においては、基本組成および板厚をほぼ一定とした一群の「シリーズ」内で、さまざまな発明規定の効果を確認する。また一部例外はあるものの、シリーズ内では熱延条件や熱処理条件なども一定とした。
このようにすることで、磁束密度および鉄損の絶対値は、各シリーズ内でそれぞれ妥当な範囲内の値、つまり一般的に組成や板厚により妥当と考えられる特性値となった。このため、以下の説明においてこれらの絶対値の評価については言及せず、発明効果に焦点を当てた説明を行う。
AlおよびN含有量が低すぎる鋼No.7と13は、発明のポイントとなるAlNが十分に形成しないため発明効果がほとんど得られず結晶粒が粗大化してしまい高強度化が不十分となる。またAlまたはN含有量が高すぎる鋼No.12と14は、AlNの形態が最適とは言えないが多量に析出し、結晶粒の粗大化はそれなりに抑制されるものの、多量に析出したAlNの形態変化の影響も大きくなり、粒径および鉄損のばらつきを抑えることができない。
Claims (6)
- 平均結晶粒径が15μm未満である無方向性電磁鋼板であって、
Siを2.0質量%以上4.0質量%以下、Teを0.007質量%超0.02質量%未満、Alを0.02質量%以上0.3質量%以下、及び、Nを0.002質量%以上0.01質量%以下含有し、Cが0.005質量%以下であり、残部がFe及び不純物からなる、無方向性電磁鋼板。 - 結晶粒径の標準偏差/平均結晶粒径が0.30以下である請求項1に記載の無方向性電磁鋼板。
- 前記無方向性電磁鋼板が、更に、質量%で、0.20%以下のMn、0.0030%以下のSを含有する、請求項1に記載の無方向性電磁鋼板。
- 前記無方向性電磁鋼板が、更に、質量%で、Mg、Caの一種以上を合計で0.0005%以上および/またはREMを0.0030%以上含有する、請求項1又は2に記載の無方向性電磁鋼板。
- 請求項1乃至4のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
Siを2.0質量%以上4.0質量%以下、Teを0.007質量%超0.02質量%未満、Alを0.02質量%以上0.3質量%以下、及び、Nを0.002質量%以上0.01質量%以下含有し、Cが0.005質量%以下であり、残部がFe及び不純物からなるスラブを熱間圧延して熱延板とする工程と、当該熱延板を焼鈍する工程と、当該焼鈍した熱延板を冷間圧延して冷延鋼板とする工程と、当該冷延鋼板を仕上焼鈍する工程とを有し、
前記仕上焼鈍において焼鈍温度を組織の50%が再結晶する温度以上950℃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。 - 請求項1乃至4のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
Siを2.0質量%以上4.0質量%以下、Teを0.007質量%超0.02質量%未満、Alを0.02質量%以上0.3質量%以下、及び、Nを0.002質量%以上0.01質量%以下、Cを0.05質量%以上0.10%質量%以下含有し、残部がFe及び不純物からなり、かつα−γ変態点を有する組成であるスラブを熱間圧延して熱延板とする工程と、当該熱延板を焼鈍する工程と、当該焼鈍した熱延板を冷間圧延して冷延鋼板とする工程と、当該冷延鋼板を脱炭焼鈍する工程と、当該脱炭焼鈍鋼板を仕上焼鈍する工程とを有し、
前記熱間圧延における加熱温度がα−γ変態点以上であり、
前記脱炭焼鈍により、鋼板中のCの含有割合を0.005質量%以下とし、
前記仕上焼鈍において焼鈍温度を組織の50%が再結晶する温度以上950℃以下とすることを特徴とする。
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