JP2019167606A - 無方向性電磁鋼板 - Google Patents
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Abstract
【課題】磁気特性に優れ、かつ強度が優れた無方向性電磁鋼板を提供する。【解決手段】Ｐ含有量（質量％）を［Ｐ］、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上の総計を［Ｘ１］としたときに式２で表されるパラメータＲ：０．０００１以上、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上のリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子が１０μｍ2あたりに５個以上であり、｛１００｝結晶方位強度が２．４以上であり、厚さが０．１５ｍｍ〜０．３０ｍｍであり、平均結晶粒径が２５μｍ以下である。【選択図】なし
Description
本発明は、無方向性電磁鋼板に関する。
無方向性電磁鋼板は、例えばモータの鉄心に使用され、無方向性電磁鋼板には、その板面に平行なすべての方向（以下、「板面内の全方向」ということがある）において優れた磁気特性、例えば低鉄損及び高磁束密度が要求される。ＨＥＶターボチャージャー用モータに使われる無方向性電磁鋼板は、１０万ｒｐｍ近くの超高速回転において良好な性能が求められている。この回転数では、遠心力に耐えられる強度を有し、高周波鉄損に優れ、かつ磁束密度の高い材料が求められている。
本発明は、磁気特性に優れ、かつ強度が優れた無方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。この結果、化学組成、厚さ及び平均結晶粒径を適切なものとすることが重要であることが明らかになった。このような無方向性電磁鋼板の製造には、熱延鋼帯等の冷間圧延に供する鋼帯を得る際に、溶鋼の鋳造又は急速凝固における柱状晶率及び平均結晶粒径を制御し、冷間圧延の圧下率を制御し、仕上げ焼鈍時の通板張力及び冷却速度を制御することが重要であることも明らかになった。
本発明者らは、このような知見に基づいて更に鋭意検討を重ねた結果、以下に示す発明の諸態様に想到した。
（１）
質量％で、
Ｃ：０．００３０％以下、
Ｓｉ：２．００％〜４．００％、
Ａｌ：０．０１％〜３．００％、
Ｍｎ：０．１０％〜２．００％、
Ｐ：０．００５％〜０．２００％、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計で０．００５％〜０．２００％、
Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］としたときに式１で表されるパラメータＱ：２．００以上、
Ｐ含有量（質量％）を［Ｐ］、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上の総計を［Ｘ１］としたときに式２で表されるパラメータＲ：０．０００１以上、
Ｓｎ：０．００％〜０．４０％、
Ｃｕ：０．０％〜１．０％、
Ｃｒ：０．０％〜１０．０％、
Ｎｉ：０．０％〜１．０％かつ
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上のリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子が１０μｍ2あたりに５個以上であり、
｛１００｝結晶方位強度が２．４以上であり、
厚さが０．１５ｍｍ〜０．３０ｍｍであり、
平均結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
Ｑ＝［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］−［Ｍｎ］ （式１）
Ｒ＝［Ｐ］×［Ｘ１］ （式２）
質量％で、
Ｃ：０．００３０％以下、
Ｓｉ：２．００％〜４．００％、
Ａｌ：０．０１％〜３．００％、
Ｍｎ：０．１０％〜２．００％、
Ｐ：０．００５％〜０．２００％、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計で０．００５％〜０．２００％、
Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］としたときに式１で表されるパラメータＱ：２．００以上、
Ｐ含有量（質量％）を［Ｐ］、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上の総計を［Ｘ１］としたときに式２で表されるパラメータＲ：０．０００１以上、
Ｓｎ：０．００％〜０．４０％、
Ｃｕ：０．０％〜１．０％、
Ｃｒ：０．０％〜１０．０％、
Ｎｉ：０．０％〜１．０％かつ
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上のリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子が１０μｍ2あたりに５個以上であり、
｛１００｝結晶方位強度が２．４以上であり、
厚さが０．１５ｍｍ〜０．３０ｍｍであり、
平均結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
Ｑ＝［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］−［Ｍｎ］ （式１）
Ｒ＝［Ｐ］×［Ｘ１］ （式２）
（２）
前記化学組成において、
Ｓｎ：０．０２％〜０．４０％、若しくは
Ｃｕ：０．１％〜１．０％、
又はこれらの両方が満たされることを特徴とする（１）に記載の無方向性電磁鋼板。
前記化学組成において、
Ｓｎ：０．０２％〜０．４０％、若しくは
Ｃｕ：０．１％〜１．０％、
又はこれらの両方が満たされることを特徴とする（１）に記載の無方向性電磁鋼板。
（３）
前記化学組成において、
Ｃｒ：０．２％〜１０．０％
が満たされることを特徴とする（１）又は（２）に記載の無方向性電磁鋼板。
前記化学組成において、
Ｃｒ：０．２％〜１０．０％
が満たされることを特徴とする（１）又は（２）に記載の無方向性電磁鋼板。
（４）
前記化学組成において、
Ｎｉ：０．１％〜１．０％
が満たされることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板。
前記化学組成において、
Ｎｉ：０．１％〜１．０％
が満たされることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板。
本発明によれば、化学組成、厚さ及び平均結晶粒径が適切であるため、磁気特性に優れ、かつ強度が優れた無方向性電磁鋼板を提供することができる。
以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。
先ず、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板及びその製造に用いる溶鋼の化学組成について説明する。詳細は後述するが、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、溶鋼の鋳造及び熱間圧延又は溶鋼の急速凝固、冷間圧延、並びに仕上げ焼鈍等を経て製造される。従って、無方向性電磁鋼板及び溶鋼の化学組成は、無方向性電磁鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、無方向性電磁鋼板又は溶鋼に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、Ｃ：０．００３０％以下、Ｓｉ：２．００％〜４．００％、Ａｌ：０．１０％〜３．００％、Ｍｎ：０．１０％〜２．００％、Ｐ：０．００５％〜０．２００％、Ｓ：０．００３０％以下、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計で０．００５％〜０．２００％、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］としたときに式１で表されるパラメータＱ：２．００以上、Ｐ含有量（質量％）を［Ｐ］、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上の総計を［Ｘ１］としたときに式２で表されるパラメータＲ：０．０００１以上、Ｓｎ：０．００％〜０．４０％、Ｃｕ：０．０％〜１．０％、Ｃｒ：０．０％〜１０．０％、Ｎｉ：０．０％〜１．０％、かつ残部：Ｆｅ及び不純物で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
Ｑ＝［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］−［Ｍｎ］ （式１）
Ｒ＝［Ｐ］×［Ｘ１］ （式２）
Ｑ＝［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］−［Ｍｎ］ （式１）
Ｒ＝［Ｐ］×［Ｘ１］ （式２）
（Ｃ：０．００３０％以下）
Ｃは、鉄損を高めたり、磁気時効を引き起こしたりする。従って、Ｃ含有量は低ければ低いほどよい。このような現象は、Ｃ含有量が０．００３０％超で顕著である。このため、Ｃ含有量は０．００３０％以下とする。Ｃ含有量の低減は、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上にも寄与する。
Ｃは、鉄損を高めたり、磁気時効を引き起こしたりする。従って、Ｃ含有量は低ければ低いほどよい。このような現象は、Ｃ含有量が０．００３０％超で顕著である。このため、Ｃ含有量は０．００３０％以下とする。Ｃ含有量の低減は、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上にも寄与する。
（Ｓｉ：２．００％〜４．００％）
Ｓｉは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減したり、降伏比を増大させて、鉄心への打ち抜き加工性を向上したりする。Ｓｉ含有量が２．００％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Ｓｉ含有量は２．００％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が４．００％超では、磁束密度が低下したり、硬度の過度な上昇により打ち抜き加工性が低下したり、冷間圧延が困難になったりする。従って、Ｓｉ含有量は４．００％以下とする。
Ｓｉは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減したり、降伏比を増大させて、鉄心への打ち抜き加工性を向上したりする。Ｓｉ含有量が２．００％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Ｓｉ含有量は２．００％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が４．００％超では、磁束密度が低下したり、硬度の過度な上昇により打ち抜き加工性が低下したり、冷間圧延が困難になったりする。従って、Ｓｉ含有量は４．００％以下とする。
（Ａｌ：０．１０％〜３．００％）
Ａｌは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減する。Ａｌは、飽和磁束密度に対する磁束密度Ｂ５０の相対的な大きさの向上にも寄与する。ここで、磁束密度Ｂ５０とは、５０００Ａ／ｍの磁場における磁束密度である。Ａｌ含有量が０．１０％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Ａｌ含有量は０．１０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が３．００％超では、磁束密度が低下したり、降伏比を低下させて、打ち抜き加工性を低下させたりする。従って、Ａｌ含有量は３．００％以下とする。
Ａｌは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減する。Ａｌは、飽和磁束密度に対する磁束密度Ｂ５０の相対的な大きさの向上にも寄与する。ここで、磁束密度Ｂ５０とは、５０００Ａ／ｍの磁場における磁束密度である。Ａｌ含有量が０．１０％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Ａｌ含有量は０．１０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が３．００％超では、磁束密度が低下したり、降伏比を低下させて、打ち抜き加工性を低下させたりする。従って、Ａｌ含有量は３．００％以下とする。
（Ｍｎ：０．１０％〜２．００％）
Ｍｎは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減する。Ｍｎが含まれると、一次再結晶で得られる集合組織が、板面に平行な面が｛１００｝面の結晶（以下、「｛１００｝結晶」ということがある）が発達したものになりやすい。｛１００｝結晶は、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に好適な結晶である。また、Ｍｎ含有量が高いほど、ＭｎＳの析出温度が高くなり、析出してくるＭｎＳが大きなものとなる。このため、Ｍｎ含有量が高いほど、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害する粒径が１００ｎｍ程度の微細なＭｎＳが析出しにくい。Ｍｎ含有量が０．１０％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．００％超では、仕上げ焼鈍において結晶粒が十分に成長せず、鉄損が増大する。従って、Ｍｎ含有量は２．００％以下とする。
Ｍｎは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減する。Ｍｎが含まれると、一次再結晶で得られる集合組織が、板面に平行な面が｛１００｝面の結晶（以下、「｛１００｝結晶」ということがある）が発達したものになりやすい。｛１００｝結晶は、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に好適な結晶である。また、Ｍｎ含有量が高いほど、ＭｎＳの析出温度が高くなり、析出してくるＭｎＳが大きなものとなる。このため、Ｍｎ含有量が高いほど、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害する粒径が１００ｎｍ程度の微細なＭｎＳが析出しにくい。Ｍｎ含有量が０．１０％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．００％超では、仕上げ焼鈍において結晶粒が十分に成長せず、鉄損が増大する。従って、Ｍｎ含有量は２．００％以下とする。
（Ｐ：０．００５％〜０．２００％）
Ｐは、後述するリン親和元素と反応してリン化物又は酸リン化物として析出し、強度を高める上で必要な元素である。Ｐ含有量が０．００５％未満では、リン化物又は酸リン化物が不足して、強度を高める効果が得られない。また、Ｐ含有量が０．２００％を超えると、加工性が低下するため、Ｐ含有量は０．００５％〜０．２００％とする。
Ｐは、後述するリン親和元素と反応してリン化物又は酸リン化物として析出し、強度を高める上で必要な元素である。Ｐ含有量が０．００５％未満では、リン化物又は酸リン化物が不足して、強度を高める効果が得られない。また、Ｐ含有量が０．２００％を超えると、加工性が低下するため、Ｐ含有量は０．００５％〜０．２００％とする。
（Ｓ：０．００３０％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、微細なＭｎＳの析出により、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害する。従って、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。このような鉄損の増加は、Ｓ含有量が０．００３０％超で顕著である。このため、Ｓ含有量は０．００３０％以下とする。
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、微細なＭｎＳの析出により、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害する。従って、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。このような鉄損の増加は、Ｓ含有量が０．００３０％超で顕著である。このため、Ｓ含有量は０．００３０％以下とする。
（Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計で０．００５％〜０．２００％）
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄは、溶鋼の鋳造又は急速凝固時に溶鋼中のＳと反応して硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の析出物を生成する。しかし、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄとＰが多いと、硫化物若しくは酸硫化物を生成した後に、リン化物又は酸リン化物を生成する。以下、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄを総称して「リン親和元素」ということがある。リン親和元素の析出物の粒径は通常１μｍ〜２μｍ程度であるが、凝固時の冷却速度を上げるとリン化物若しくは酸リン化物は１μｍ以下の微細析出物となる。このため、これら微細析出物が材料強度を飛躍的に上昇させる。しかも、この析出物は再度鉄が溶融する温度まで安定なため、熱安定性が非常に高い。リン親和元素の含有量が総計で０．００５％未満では、これらの作用効果を安定して得ることができない。従って、リン親和元素の含有量は総計で０．００５％以上とする。一方、リン親和元素の含有量が総計で０．２００％超では、強度が上がるが、脆くなり、高速回転する素材には不向きとなる。従って、リン親和元素の含有量は総計で０．２００％以下とする。
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄは、溶鋼の鋳造又は急速凝固時に溶鋼中のＳと反応して硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の析出物を生成する。しかし、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄとＰが多いと、硫化物若しくは酸硫化物を生成した後に、リン化物又は酸リン化物を生成する。以下、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄを総称して「リン親和元素」ということがある。リン親和元素の析出物の粒径は通常１μｍ〜２μｍ程度であるが、凝固時の冷却速度を上げるとリン化物若しくは酸リン化物は１μｍ以下の微細析出物となる。このため、これら微細析出物が材料強度を飛躍的に上昇させる。しかも、この析出物は再度鉄が溶融する温度まで安定なため、熱安定性が非常に高い。リン親和元素の含有量が総計で０．００５％未満では、これらの作用効果を安定して得ることができない。従って、リン親和元素の含有量は総計で０．００５％以上とする。一方、リン親和元素の含有量が総計で０．２００％超では、強度が上がるが、脆くなり、高速回転する素材には不向きとなる。従って、リン親和元素の含有量は総計で０．２００％以下とする。
（パラメータＱ：２．００以上）
式１で表されるパラメータＱが２．００未満では、フェライト−オーステナイト変態（α−γ変態）が生じ得るため、溶鋼の鋳造又は急速凝固に際し、一旦生成した柱状晶がα−γ変態により壊されたり、平均結晶粒径が小さくなったりする。また、仕上げ焼鈍時にα−γ変態が生じることもある。このため、パラメータＱが２．００未満では、所望の磁気特性が得られない。従って、パラメータＱは２．００以上とする。また、パラメータＱが２．００以上であればα−γ変態は生じないため、上限値は設定しない。
式１で表されるパラメータＱが２．００未満では、フェライト−オーステナイト変態（α−γ変態）が生じ得るため、溶鋼の鋳造又は急速凝固に際し、一旦生成した柱状晶がα−γ変態により壊されたり、平均結晶粒径が小さくなったりする。また、仕上げ焼鈍時にα−γ変態が生じることもある。このため、パラメータＱが２．００未満では、所望の磁気特性が得られない。従って、パラメータＱは２．００以上とする。また、パラメータＱが２．００以上であればα−γ変態は生じないため、上限値は設定しない。
（パラメータＲ：０．０００１以上）
リン親和元素は主に硫化物として析出されるが、リン親和元素を多く含むと、硫化物以外にリン化物又は酸リン化物もしくはその両方を析出させることができる。式２で表されるパラメータＲが０．０００１未満では、リン親和元素のリン化物又は酸リン化物が生成しづらく、強度が不足してしまう。したがって、式２で表されるパラメータＲは０．０００１以上とする。また、パラメータＲが０．０００１以上であればリン親和元素のリン化物又は酸リン化物は生成可能なため、上限値は設定しない。
リン親和元素は主に硫化物として析出されるが、リン親和元素を多く含むと、硫化物以外にリン化物又は酸リン化物もしくはその両方を析出させることができる。式２で表されるパラメータＲが０．０００１未満では、リン親和元素のリン化物又は酸リン化物が生成しづらく、強度が不足してしまう。したがって、式２で表されるパラメータＲは０．０００１以上とする。また、パラメータＲが０．０００１以上であればリン親和元素のリン化物又は酸リン化物は生成可能なため、上限値は設定しない。
Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、及びＣｒは、必須元素ではなく、無方向性電磁鋼板に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
（Ｓｎ：０．００％〜０．４０％、Ｃｕ：０．０％〜１．０％、Ｎｉ：０．０％〜１．０％）
Ｓｎ、Ｃｕ、及びＮｉは、磁気特性の向上に好適な結晶を一次再結晶で発達させる。このため、Ｓｎ、Ｃｕ、若しくはＮｉ、又はこれらの２種以上が含まれると、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に好適な｛１００｝結晶が発達した集合組織が一次再結晶で得られやすい。Ｓｎは、仕上げ焼鈍時の鋼板の表面の酸化及び窒化を抑制したり、結晶粒の大きさのばらつきを抑制したりする。従って、Ｓｎ、Ｃｕ、若しくはＮｉ、又はこれらの２種以上が含有されていてもよい。これらの作用効果を十分に得るために、好ましくは、Ｓｎ：０．０２％以上、Ｃｕ：０．１％以上若しくはＮｉ：０．０％〜１．０％又はこれらの２種以上とする。一方、Ｓｎが０．４０％超では、上記作用効果が飽和して徒にコストが高くなったり、仕上げ焼鈍において結晶粒の成長が抑制されたりする。従って、Ｓｎ含有量は０．４０％以下とする。Ｃｕ及びＮｉ含有量が１．０％超では、鋼板が脆化し、熱間圧延及び冷間圧延が困難になったり、仕上げ焼鈍の焼鈍ラインの通板が困難になったりする。従って、Ｃｕ及びＮｉ含有量は１．０％以下とする。
Ｓｎ、Ｃｕ、及びＮｉは、磁気特性の向上に好適な結晶を一次再結晶で発達させる。このため、Ｓｎ、Ｃｕ、若しくはＮｉ、又はこれらの２種以上が含まれると、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に好適な｛１００｝結晶が発達した集合組織が一次再結晶で得られやすい。Ｓｎは、仕上げ焼鈍時の鋼板の表面の酸化及び窒化を抑制したり、結晶粒の大きさのばらつきを抑制したりする。従って、Ｓｎ、Ｃｕ、若しくはＮｉ、又はこれらの２種以上が含有されていてもよい。これらの作用効果を十分に得るために、好ましくは、Ｓｎ：０．０２％以上、Ｃｕ：０．１％以上若しくはＮｉ：０．０％〜１．０％又はこれらの２種以上とする。一方、Ｓｎが０．４０％超では、上記作用効果が飽和して徒にコストが高くなったり、仕上げ焼鈍において結晶粒の成長が抑制されたりする。従って、Ｓｎ含有量は０．４０％以下とする。Ｃｕ及びＮｉ含有量が１．０％超では、鋼板が脆化し、熱間圧延及び冷間圧延が困難になったり、仕上げ焼鈍の焼鈍ラインの通板が困難になったりする。従って、Ｃｕ及びＮｉ含有量は１．０％以下とする。
（Ｃｒ：０．０％〜１０．０％）
Ｃｒは、高周波鉄損を低減する。高周波鉄損の低減は回転機の高速回転化に寄与し、高速回転化は回転機の小型化及び高効率化に寄与する。Ｃｒは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、高周波鉄損等の鉄損を低減する。Ｃｒは、応力感受性を低下させ、鉄心を形成する際に導入される圧縮応力に伴う磁気特性の低下及び高速回転時に作用する圧縮応力に伴う磁気特性の低下の軽減にも寄与する。従って、Ｃｒが含有されていてもよい。これらの作用効果を十分に得るために、好ましくは、Ｃｒ：０．２％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が１０．０％超では、磁束密度が低下したり、コストが高くなったりする。従って、Ｃｒ含有量は１０．０％以下とする。
Ｃｒは、高周波鉄損を低減する。高周波鉄損の低減は回転機の高速回転化に寄与し、高速回転化は回転機の小型化及び高効率化に寄与する。Ｃｒは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、高周波鉄損等の鉄損を低減する。Ｃｒは、応力感受性を低下させ、鉄心を形成する際に導入される圧縮応力に伴う磁気特性の低下及び高速回転時に作用する圧縮応力に伴う磁気特性の低下の軽減にも寄与する。従って、Ｃｒが含有されていてもよい。これらの作用効果を十分に得るために、好ましくは、Ｃｒ：０．２％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が１０．０％超では、磁束密度が低下したり、コストが高くなったりする。従って、Ｃｒ含有量は１０．０％以下とする。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の集合組織について説明する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、｛１００｝結晶方位強度が２．４以上である。｛１００｝結晶方位強度が２．４未満では、磁束密度の低下及び鉄損の増加が生じたり、板面に平行な方向間での磁気特性のばらつきが生じたりする。なお、｛１００｝強度は高ければ高いほど良いため、上限は特に定めない。｛１００｝結晶方位強度は、Ｘ線回折法又は電子線後方散乱回折（electron backscatter diffraction：ＥＢＳＤ）法により測定することができる。Ｘ線及び電子線の試料からの反射角等が結晶方位毎に異なるため、ランダム方位試料を基準にしてこの反射強度等で結晶方位強度を求めることができる。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板におけるリン化物及び酸リン化物の析出物について説明する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、リン化物又は酸リン化もしくはその両方の析出物のうち、径が１μｍ未満となる粒子が１０μｍ2あたり５個以上存在する。リン化物又は酸リン化物の１μｍ未満の粒子は、１０００℃程度の温度であっても安定して存在するため、熱安定性に非常に優れ、１０万ｒｐｍという高速回転においても高強度を維持できる。リン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子が１０μｍ2あたり５個未満だと、十分な強度が得られない。多い分には高強度により寄与するため、上限は特に定めないが、効果が飽和することから１５０個未満が望ましい。また、リン化物又は酸リン化物もしくはその両方が１μｍ以上となると多くの数を析出させることが技術的に困難となり、高強度化しづらくなる。そのため、粒子径を１μｍ未満にする必要がある。
上記の析出物の観察は、例えば鋼板の断面を化学研磨若しくは電解研磨を行い走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で行うことが出来る。本発明においては、１００〜３０００ｎｍの粒子を観察し、かつＥＤＳで成分同定を行う。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径について説明する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は２５μｍ以下である。平均結晶粒径が２５μｍ超では、鉄損Ｗ３／１００００が高く、十分な強度が得られない。ここで、鉄損Ｗ３／１００００とは、０．３Ｔの磁束密度、１００００Ｈｚの周波数における鉄損である。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の厚さについて説明する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の厚さは、例えば０．１５ｍｍ以上０．３０ｍｍ以下である。厚さが０．３０ｍｍ超であると、優れた高周波鉄損を得ることができない。従って、厚さは０．３０ｍｍ以下とする。厚さが０．１５ｍｍ未満であると、安定性が低い無方向性電磁鋼板の表面における磁気特性が、安定性が高い内部における磁気特性よりも支配的になる。また、厚さが０．１５ｍｍ未満であると、仕上げ焼鈍の焼鈍ラインの通板が困難になったり、一定の大きさの鉄心に必要とされる無方向性電磁鋼板の数が増加して、工数の増加に伴う生産性の低下及び製造コストの上昇が引き起こされたりする。従って、厚さは０．１５ｍｍ以上とする。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の磁気特性及び機械特性について説明する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、例えば、リング磁気測定での磁束密度Ｂ５０：１．６１Ｔ以上、かつ、鉄損Ｗ３／１００００：無方向性電磁鋼板の厚さをｔ（ｍｍ）と表したときに１５０×［０．１０＋０．９０×｛０．１×（ｔ／０．２０）＋０．９×（ｔ／０．２０）2｝］Ｗ／ｋｇ以下で表される磁気特性を呈することができる。
リング磁気測定では、無方向性電磁鋼板から採取したリング状の試料、例えば外径が５インチ（１２．７０ｃｍ）、内径が４インチ（１０．１６ｃｍ）のリング状の試料を励磁し、磁束を試料の全周に流す。リング磁気測定により得られる磁気特性は、板面内の全方向の構造を反映したものとなる。
また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、上降伏強度（ＹＰ）が５００ＭＰａ以上の機械特性を得ることができる。
ここで、機械特性はＪＩＳに記載の方法で試験を行うことができる。用いる試験片は、鋼板の圧延方向に試験片の平行部を合わせたＪＩＳ５号試験片である。
次に、実施形態に係る無方向性電磁鋼板の第１の製造方法について説明する。この第１の製造方法では、溶鋼の鋳造、熱間圧延、冷間圧延、仕上げ焼鈍等を行う。
溶鋼の鋳造及び熱間圧延では、上記化学組成を有する溶鋼の鋳造を行ってスラブ等の鋼塊を作製し、この熱間圧延を行って、スラブ等の鋼塊における柱状晶を出発鋳造組織とした熱延結晶組織の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得る。
柱状晶は、無方向性電磁鋼板の磁気特性、特に板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に望ましい｛１００｝＜０ｖｗ＞集合組織を有する。｛１００｝＜０ｖｗ＞集合組織とは、板面に平行な面が｛１００｝面で圧延方向が＜０ｖｗ＞方位の結晶が発達した集合組織である（ｖ及びｗは任意の実数である（ｖ及びｗがともに０である場合を除く）。柱状晶の割合が８０％未満では、仕上げ焼鈍によって｛１００｝結晶が発達した集合組織を得ることができない。従って、柱状晶の割合は８０％以上とする。柱状晶の割合は顕微鏡観察で特定することができる。第１の製造方法において、柱状晶の割合を８０％以上とするためには、例えば、凝固時の鋳片の一方の表面と他方の表面との間の温度差を４０℃以上とする。この温度差は、鋳型の冷却構造、材質、モールドテーパー、モールドフラックス等により制御することができる。このような柱状晶の割合が８０％以上となる条件で溶鋼を鋳造した場合、リン親和元素が１μｍ以下のリン化物若しくは酸リン化物を生成し、強度を上げることが出来る。
熱延鋼帯の平均結晶粒径が小さいほど、結晶粒の数が多く、結晶粒界の面積が広い。仕上げ焼鈍の再結晶では、結晶粒内及び結晶粒界から結晶が成長するところ、結晶粒内から成長する結晶は磁気特性に望ましい｛１００｝結晶であるのに対し、結晶粒界から成長する結晶は｛１１１｝＜１１２＞結晶等の磁気特性に望ましくない結晶である。従って、熱延鋼帯の平均結晶粒径が大きいほど、仕上げ焼鈍にて磁気特性に望ましい｛１００｝結晶が発達しやすく、特に熱延鋼帯の平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の場合に、優れた磁気特性が得やすい。従って、熱延鋼帯の平均結晶粒径は０．１ｍｍ以上とする。熱延鋼帯の平均結晶粒径は、熱間圧延の開始温度及び巻取温度等により調整することができる。開始温度を９００℃以下、かつ巻取温度を６５０℃以下とした場合、熱延鋼帯に含まれる結晶粒は未再結晶で圧延方向に延伸した結晶粒となるため、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯が得られる。
リン親和元素は、製鋼工程における鋳造前の最後の鍋の底に投入しておき、当該鍋にリン親和元素以外の元素を含んだ溶鋼を注入し、溶鋼中にリン親和元素を溶解させることが好ましい。これにより、リン親和元素を溶鋼から飛散しにくくすることができ、また、リン親和元素とＰとの反応を促進することができる。製鋼工程における鋳造前の最後の鍋は、例えば連続鋳造機のタンディッシュ直上の鍋である。リン親和元素のリン化物若しくは酸リン化物は凝固時の冷却速度を早くすると微細かつ多く出すことが出来る。そのためには例えばモールドと溶鋼の温度差を大きくする、鋳造速度を早くする、鋳造厚を薄くする等がある。
冷間圧延の圧下率を９０％超とすると、仕上げ焼鈍の際に、磁気特性の向上を阻害する集合組織、例えば｛１１１｝＜１１２＞集合組織が発達しやすい。従って、冷間圧延の圧下率は９０％以下とする。冷間圧延の圧下率を４０％未満とすると、無方向性電磁鋼板の厚さの精度及び平坦度の確保が困難になることがある。従って、冷間圧延の圧下率は好ましくは４０％以上とする。
仕上げ焼鈍により、一次再結晶及び結晶粒の成長を生じさせ、平均結晶粒径を２５μｍ以下とする。この仕上げ焼鈍により、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に好適な｛１００｝結晶が発達した集合組織が得られる。仕上げ焼鈍では、例えば、保持温度を８００℃以上９００℃以下とし、保持時間を１０秒間以上６０秒間以下とする。
仕上げ焼鈍の通板張力を３ＭＰａ超とすると、異方性を有する弾性歪が無方向性電磁鋼板内に残存しやすくなる。異方性を有する弾性歪は集合組織を変形させるため、｛１００｝結晶が発達した集合組織が得られていても、これが変形し、板面内における磁気特性の均一性が低下してしまう。従って、仕上げ焼鈍の通板張力は３ＭＰａ以下とする。仕上げ焼鈍の９５０℃〜７００℃における冷却速度を１℃／秒超とした場合も、異方性を有する弾性歪が無方向性電磁鋼板内に残存しやすくなる。従って、仕上げ焼鈍の９５０℃〜７００℃における冷却速度は１℃／秒以下が好ましい。
このようにして、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板を製造することができる。仕上げ焼鈍の後に、塗布及び焼き付けにより絶縁被膜を形成してもよい。
次に、実施形態に係る無方向性電磁鋼板の第２の製造方法について説明する。この第２の製造方法では、溶鋼の急速凝固、冷間圧延、仕上げ焼鈍等を行う。
溶鋼の急速凝固では、上記化学組成を有する溶鋼を、移動更新する冷却体の表面で急速凝固させ、柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得る。
第２の製造方法において、柱状晶の割合を８０％以上とするためには、例えば、溶鋼の移動更新する冷却体の表面に注入する温度を凝固温度よりも２５℃以上高める。特に溶鋼の温度を凝固温度よりも４０℃以上高めた場合には、柱状晶の割合をほぼ１００％にすることができる。このような柱状晶の割合が８０％以上となる条件で溶鋼を凝固させた場合、リン親和元素が１μｍ以下のリン化物若しくは酸リン化物を生成し、強度を上げることが出来る。
第２の製造方法においても、鋼帯の平均結晶粒径は０．１ｍｍ以上とする。鋼帯の平均結晶粒径は、急速凝固時において冷却体の表面に注入する際の溶鋼の温度や冷却体の表面での冷却速度等により調整することができる。
急速凝固に際し、リン親和元素は、製鋼工程における鋳造前の最後の鍋の底に投入しておき、当該鍋にリン親和元素以外の元素を含んだ溶鋼を注入し、溶鋼中にリン親和元素を溶解させることが好ましい。これにより、リン親和元素を溶鋼から飛散しにくくすることができ、また、リン親和元素とＰとの反応を促進することができる。製鋼工程における鋳造前の最後の鍋は、例えば急速凝固させる鋳造機のタンディッシュ直上の鍋である。リン親和元素のリン化物若しくは酸リン化物は凝固時の冷却速度を早くすると微細かつ多く出すことが出来る。そのためには例えばモールドと溶鋼の温度差を大きくする、鋳造速度を早くする、鋳造厚を薄くする等がある。
冷間圧延及び仕上げ焼鈍は第１の製造方法と同様の条件で行えばよい。
このようにして、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板を製造することができる。仕上げ焼鈍の後に、塗布及び焼き付けにより絶縁被膜を形成してもよい。
このような本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、優れた磁気特性及び機械特性を呈し、ＨＥＶターボチャージャー用モータ等に用いられる。また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、回転機の高効率化及び小型化にも寄与することができる。
以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板について、実施例を示しながら具体的に説明する。以下に示す実施例は、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板のあくまでも一例にすぎず、本発明に係る無方向性電磁鋼板が下記の例に限定されるものではない。
（第１の試験）
第１の試験では、表１に示す化学組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得た。表１中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って厚さ０．２０ｍｍの種々の無方向性電磁鋼板を作製した。なお、冷間圧延は冷延温度５０℃、冷延圧下率８０％で行い、仕上げ焼鈍は、昇温速度２０℃／秒で鋼帯を加熱し、９００℃に到達後、１５秒均熱後に空冷した。そして、各無方向性電磁鋼板の、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上のリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果を併せて表１に示す。
第１の試験では、表１に示す化学組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得た。表１中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って厚さ０．２０ｍｍの種々の無方向性電磁鋼板を作製した。なお、冷間圧延は冷延温度５０℃、冷延圧下率８０％で行い、仕上げ焼鈍は、昇温速度２０℃／秒で鋼帯を加熱し、９００℃に到達後、１５秒均熱後に空冷した。そして、各無方向性電磁鋼板の、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上のリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果を併せて表１に示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性及び機械特性を測定した。この測定には、外径が５インチ、内径が４インチのリング試験片を用いた。つまり、リング磁気測定を行った。この結果を表１に示す。鉄損Ｗ３／１００００は、式３で表される評価基準Ｗ０（Ｗ／ｋｇ）以下であれば、優れた値であることを示す。つまり、厚さが０．２０ｍｍの場合は１５０（Ｗ／ｋｇ）以下で優れていると評価した。また、磁束密度Ｂ５０は、１．６１Ｔ以上で優れていると評価した。
Ｗ０＝１５０×［０．１＋０．９×｛０．１×（ｔ／０．２０）＋０．９×（ｔ／０．２０）2｝］ （式３）
Ｗ０＝１５０×［０．１＋０．９×｛０．１×（ｔ／０．２０）＋０．９×（ｔ／０．２０）2｝］ （式３）
ここで、機械特性はＪＩＳに記載の方法で試験をした。用いた試験片は、鋼板の圧延方向に試験片の平行部を合わせたＪＩＳ５号試験片である。ターボチャージャーの回転に耐えうるために、ＹＰ≧５００ＭＰaを良好である基準とした。
表１に示すように、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１５、Ｎｏ．１７では、化学組成が本発明の範囲内にあり、かつその他の条件が本発明の範囲内にあるため、磁気特性及び機械特性において良好な結果が得られた。
試料Ｎｏ．１３では、リン親和元素をほとんど含有しておらず、パラメータＲが低すぎたため、上降伏強度（ＹＰ）が不足し、さらに鉄損Ｗ３／１００００が高かった。試料Ｎｏ．１６では、リン親和元素の含有量が不足し、パラメータＲが低すぎたため、上降伏強度（ＹＰ）が不足し、さらに鉄損Ｗ３／１００００が高かった。試料Ｎｏ．１８では、パラメータＲが低すぎたため、上降伏強度（ＹＰ）が不足し、さらに鉄損Ｗ３／１００００が高かった。試料Ｎｏ．１９では、リン親和元素の含有量が不足し、パラメータＲが低すぎたため、上降伏強度（ＹＰ）が不足し、さらに鉄損Ｗ３／１００００が高かった。
（第２の試験）
第２の試験では、表２に示す化学組成を有する溶鋼（パラメータＲ＝０．０００６）を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得た。なお、残部はＦｅ及び不純物である。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って厚さ０．２０ｍｍの種々の無方向性電磁鋼板を作製した。この時、製造条件を様々に変更し、｛１００｝結晶方位強度Ｉ及びリン化物又は酸リン化物の１μｍ未満の粒子数が異なる無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上のリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も併せて表２に示す。また、第１の試験と同様の手順により、鉄損Ｗ３／１００００、磁束密度、及び上降伏強度（ＹＰ）も測定し、併せて表２に示す。
第２の試験では、表２に示す化学組成を有する溶鋼（パラメータＲ＝０．０００６）を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得た。なお、残部はＦｅ及び不純物である。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って厚さ０．２０ｍｍの種々の無方向性電磁鋼板を作製した。この時、製造条件を様々に変更し、｛１００｝結晶方位強度Ｉ及びリン化物又は酸リン化物の１μｍ未満の粒子数が異なる無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上のリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も併せて表２に示す。また、第１の試験と同様の手順により、鉄損Ｗ３／１００００、磁束密度、及び上降伏強度（ＹＰ）も測定し、併せて表２に示す。
表２に示すように、試料Ｎｏ．２１では、化学組成が本発明の範囲内にあり、かつその他の条件が本発明の範囲内にあるため、磁気特性及び機械特性において良好な結果が得られた。
試料Ｎｏ．２２では、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上のリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子の１０μｍ2あたりの個数が少なすぎたため、上降伏強度（ＹＰ）が不足し、さらに鉄損３／１００００が高かった。試料Ｎｏ．２３では、｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、磁束密度Ｂ５０が低かった。
（第３の試験）
第３の試験では、表３に示す化学組成を有する溶鋼（パラメータＲ＝０．０００６）を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得た。表３中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って厚さ０．２０ｍｍの種々の無方向性電磁鋼板を作製した。この時、凝固時の冷却速度を様々に変更し、｛１００｝結晶方位強度Ｉ及びリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子数が異なる無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の、Ｍｇのリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も併せて表３に示す。また、第１の試験と同様の手順により、鉄損Ｗ３／１００００、磁束密度Ｂ５０、そして５００℃の時の上降伏強度（ＹＰ）も測定し、併せて表３に示す。なお、５００℃の時の上降伏強度（ＹＰ）については、ＹＰ≧３３０ＭＰaを良好である基準とした。
第３の試験では、表３に示す化学組成を有する溶鋼（パラメータＲ＝０．０００６）を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得た。表３中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って厚さ０．２０ｍｍの種々の無方向性電磁鋼板を作製した。この時、凝固時の冷却速度を様々に変更し、｛１００｝結晶方位強度Ｉ及びリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子数が異なる無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の、Ｍｇのリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も併せて表３に示す。また、第１の試験と同様の手順により、鉄損Ｗ３／１００００、磁束密度Ｂ５０、そして５００℃の時の上降伏強度（ＹＰ）も測定し、併せて表３に示す。なお、５００℃の時の上降伏強度（ＹＰ）については、ＹＰ≧３３０ＭＰaを良好である基準とした。
表３に示すように、試料Ｎｏ．３１と３２では、平均結晶粒径及びリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子数が本発明の範囲内にあり、かつその他の条件が本発明の範囲内にあるため、磁気特性及び機械特性において良好な結果が得られた。
試料Ｎｏ．３３では、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上のリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子の１０μｍ2あたりの個数が少なすぎたため、５００℃における上降伏強度（ＹＰ）が不足した。試料Ｎｏ．３４では、リン化物又は酸リン化物の代替として炭化ニオブを用いて高強度化をしたが、５００℃における上降伏強度（ＹＰ）が不足した。このことからリン親和元素のリン化物又は酸リン化物が耐熱性に優れていることがわかる。
（第４の試験）
第４の試験では、表４に示す化学組成を有する溶鋼を急冷凝固し、柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得た。表３中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って厚さ０．２０ｍｍの種々の無方向性電磁鋼板を作製した。なお、冷間圧延は冷延温度５０℃、冷延圧下率８０％で行い、仕上げ焼鈍は、昇温速度２０℃／秒で鋼帯を加熱し、９００℃に到達後、１５秒均熱後に空冷した。そして、各無方向性電磁鋼板の、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上のリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果を併せて表４に示す。また、第１の試験と同様の手順により、鉄損Ｗ３／１００００、磁束密度Ｂ５０、及び上降伏強度（ＹＰ）も測定し、併せて表４に示す。
第４の試験では、表４に示す化学組成を有する溶鋼を急冷凝固し、柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得た。表３中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って厚さ０．２０ｍｍの種々の無方向性電磁鋼板を作製した。なお、冷間圧延は冷延温度５０℃、冷延圧下率８０％で行い、仕上げ焼鈍は、昇温速度２０℃／秒で鋼帯を加熱し、９００℃に到達後、１５秒均熱後に空冷した。そして、各無方向性電磁鋼板の、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上のリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果を併せて表４に示す。また、第１の試験と同様の手順により、鉄損Ｗ３／１００００、磁束密度Ｂ５０、及び上降伏強度（ＹＰ）も測定し、併せて表４に示す。
表４に示すように、試料Ｎｏ．１０１〜Ｎｏ．１１２、Ｎｏ．１１４、Ｎｏ．１１５、Ｎｏ．１１７では、化学組成が本発明の範囲内にあり、かつその他の条件が本発明の範囲内にあるため、磁気特性及び機械特性において良好な結果が得られた。
試料Ｎｏ．１１３では、リン親和元素をほとんど含有しておらず、パラメータＲが低すぎたため、上降伏強度（ＹＰ）が不足し、さらに鉄損Ｗ３／１００００が高かった。試料Ｎｏ．１１６では、リン親和元素の含有量が不足し、パラメータＲが低すぎたため、上降伏強度（ＹＰ）が不足し、さらに鉄損３／１００００が高かった。試料Ｎｏ．１１８では、パラメータＲが低すぎたため、上降伏強度（ＹＰ）が不足し、さらに鉄損３／１００００が高かった。試料Ｎｏ．１１９では、リン親和元素の含有量が不足し、パラメータＲが低すぎたため、上降伏強度（ＹＰ）が不足し、さらに鉄損３／１００００が高かった。
（第５の試験）
第５の試験では、表５に示す化学組成を有する溶鋼（パラメータＲ＝０．０００６）を急冷凝固し、柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得た。なお、残部はＦｅ及び不純物である。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って厚さ０．２０ｍｍの種々の無方向性電磁鋼板を作製した。この時、凝固時の冷却速度を変更し、｛１００｝結晶方位強度Ｉ及びリン化物又は酸リン化物の１μｍ未満の粒子数が異なる無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上のリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も併せて表５に示す。また、第１の試験と同様の手順により、鉄損Ｗ３／１００００、磁束密度Ｂ５０、及び上降伏強度（ＹＰ）も測定し、併せて表５に示す。
第５の試験では、表５に示す化学組成を有する溶鋼（パラメータＲ＝０．０００６）を急冷凝固し、柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得た。なお、残部はＦｅ及び不純物である。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って厚さ０．２０ｍｍの種々の無方向性電磁鋼板を作製した。この時、凝固時の冷却速度を変更し、｛１００｝結晶方位強度Ｉ及びリン化物又は酸リン化物の１μｍ未満の粒子数が異なる無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上のリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も併せて表５に示す。また、第１の試験と同様の手順により、鉄損Ｗ３／１００００、磁束密度Ｂ５０、及び上降伏強度（ＹＰ）も測定し、併せて表５に示す。
表５に示すように、試料Ｎｏ．１２１では、化学組成が本発明の範囲内にあり、かつその他の条件が本発明の範囲内にあるため、磁気特性及び機械特性において良好な結果が得られた。
試料Ｎｏ．１２２では、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上のリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子の１０μｍ2あたりの個数が少なすぎたため、上降伏強度（ＹＰ）が不足し、さらに鉄損３／１００００が高かった。試料Ｎｏ．１２３では、｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、磁束密度Ｂ５０が低かった。
（第６の試験）
第６の試験では、表６に示す化学組成を有する溶鋼（パラメータＲ＝０．０００６）を急冷凝固し、柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得た。表６中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って厚さ０．２０ｍｍの種々の無方向性電磁鋼板を作製した。この時、凝固時の冷却速度を変更し、｛１００｝結晶方位強度Ｉ及びリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子数が異なる無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上のリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も併せて表６に示す。また、第１の試験と同様の手順により、鉄損Ｗ３／１００００、磁束密度Ｂ５０、そして５００℃の時の上降伏強度（ＹＰ）も測定し、併せて表６に示す。
第６の試験では、表６に示す化学組成を有する溶鋼（パラメータＲ＝０．０００６）を急冷凝固し、柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得た。表６中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って厚さ０．２０ｍｍの種々の無方向性電磁鋼板を作製した。この時、凝固時の冷却速度を変更し、｛１００｝結晶方位強度Ｉ及びリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子数が異なる無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上のリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も併せて表６に示す。また、第１の試験と同様の手順により、鉄損Ｗ３／１００００、磁束密度Ｂ５０、そして５００℃の時の上降伏強度（ＹＰ）も測定し、併せて表６に示す。
表６に示すように、試料Ｎｏ．１３１と１３２では、平均結晶粒径及びリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子数が本発明の範囲内にあり、かつその他の条件が本発明の範囲内にあるため、磁気特性及び機械特性において良好な結果が得られた。
試料Ｎｏ．１３３では、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上のリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子の１０μｍ2あたりの個数が少なすぎたため、５００℃における上降伏強度（ＹＰ）が不足した。試料Ｎｏ．１３４では、リン化物又は酸リン化物の代替として炭化ニオブを用いて高強度化をしたが、５００℃における上降伏強度（ＹＰ）が不足した。このことからリン親和元素のリン化物又は酸リン化物が耐熱性に優れていることがわかる。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．００３０％以下、
Ｓｉ：２．００％〜４．００％、
Ａｌ：０．０１％〜３．００％、
Ｍｎ：０．１０％〜２．００％、
Ｐ：０．００５％〜０．２００％、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計で０．００５％〜０．２００％、
Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］としたときに式１で表されるパラメータＱ：２．００以上、
Ｐ含有量（質量％）を［Ｐ］、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上の総計を［Ｘ１］としたときに式２で表されるパラメータＲ：０．０００１以上、
Ｓｎ：０．００％〜０．４０％、
Ｃｕ：０．０％〜１．０％、
Ｃｒ：０．０％〜１０．０％、
Ｎｉ：０．０％〜１．０％かつ
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上のリン化物又は酸リン化物もしくはその両方の１μｍ未満の粒子が１０μｍ2あたりに５個以上であり、
｛１００｝結晶方位強度が２．４以上であり、
厚さが０．１５ｍｍ〜０．３０ｍｍであり、
平均結晶粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
Ｑ＝［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］−［Ｍｎ］ （式１）
Ｒ＝［Ｐ］×［Ｘ１］ （式２） - 前記化学組成において、
Ｓｎ：０．０２％〜０．４０％、若しくは
Ｃｕ：０．１％〜１．０％、
又はこれらの両方が満たされ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。 - 前記化学組成において、
Ｃｒ：０．２％〜１０．０％
が満たされることを特徴とする請求項１又は２に記載の無方向性電磁鋼板。 - 前記化学組成において、
Ｎｉ：０．１％〜１．０％
が満たされることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
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| WO2020166718A1 (ja) * | 2019-02-14 | 2020-08-20 | 日本製鉄株式会社 | 無方向性電磁鋼板 |
| CN113088795A (zh) * | 2019-12-23 | 2021-07-09 | 岳阳市永金起重永磁铁有限公司 | 一种电磁铁用硅钢材料及其制备方法 |
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