JP3430833B2

JP3430833B2 - 歪み取り焼鈍後の磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JP3430833B2
Application number: JP01800597A
Authority: JP
Inventors: 正樹河野; 芳宏尾崎; 厚人本田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1997-01-31
Filing date: 1997-01-31
Publication date: 2003-07-28
Anticipated expiration: 2017-01-31
Also published as: JPH10212556A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、歪み取り焼鈍後
の磁気特性に優れる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、回転機器や変圧器
の鉄心等に使用され、これら機器のエネルギー効率を高
めるためには、無方向性電磁鋼板の鉄損を低下すること
が有効である。近年、回転機器の高効率化に対する要求
が非常に高くなり、無方向性電磁鋼板においても、磁気
特性の向上、特に高磁束密度かつ低鉄損への要望が高ま
っている。また、永久磁石を回転子に埋め込むことによ
って、ロータ部を例えば５mm程度にまで薄肉化した、Ｄ
Ｃブラシレスモータなどに供する無方向性電磁鋼板で
は、在来の小型回転機において重要視されていなかった
機械的強度も、磁気特性とともに必要になってきてい
る。すなわち、高効率の小型モータ用の素材としては、
優れた磁気特性と適正な機械強度を有する電磁鋼板が求
められている。

【０００３】さて、無方向性電磁鋼板の鉄損を低減する
手段としては、結晶粒径の最適化並びに鋼板の比抵抗を
向上する方法がある。すなわち、結晶粒径は 150〜200
μｍ程度で鉄損が最小になること、そして比抵抗の向上
にはSiまたはAlの添加が有効であること、さらに機械的
特性は鋼中のSiやAlに支配されること、が良く知られて
いる。

【０００４】一方、SiまたはAlの含有量を高めると、飽
和磁束密度が低下し、また鋼板の打抜き性が低下する、
問題が生じることも良く知られている。特に、打抜き性
は、無方向性電磁鋼板に求められる重要な特性である。
なぜなら、無方向性電磁鋼板は、需要家において、所定
の形状に打抜かれた後歪取り焼鈍を施してから使用され
ることが多く、複雑な形状に打抜かれるために、優れた
打抜き精度が要求される。この打抜き精度は、合金成分
の増加に伴う硬さや粒径の増加、あるいは表面スケール
の生成などにより劣化する。例えば、Siが 1.0wt％を超
えたり、製品板の結晶粒径が40μｍを超えると、打抜き
精度が劣化し問題となる。

【０００５】従って、近年の回転機器の高効率化に対す
る要求、そして適正な機械的強度の要求に対応して、打
抜き性を犠牲にすることなく、高磁束密度かつ最終的に
非常に低い鉄損が得られる、歪取り焼鈍後の粒成長性に
優れる材料が望まれているのである。

【０００６】この要求に応えるためには、SiやAlの適度
な増量、特に硬さ上昇の小さいAlを増量すること、また
歪取り後の鉄損の更なる低減をはかるために粒径を粗大
化すること、が効果的である。すなわち、比抵抗元素と
してのSiおよびAlは同等の比抵抗効果を有するが、Alの
硬さ上昇に与える影響は単位重量当たりでSiの1/2 程度
であるため、Alを増量している。一方、粒径の粗大化に
は歪取り焼鈍の高温化が効果的であるが、コスト的な制
約から高々 750℃までの焼鈍温度しか採用されていない
ため、かような低温歪み取り温度域での粒成長性を向上
する必要がある。

【０００７】ここで、最終的に低鉄損が得られる歪取り
焼鈍後の粒成長性に優れる無方向性電磁鋼板に関して、
特開平８-3699 号公報には、 1.0 wt ％以下の低Siの無
方向性電磁鋼板を対象に示されている。これは、低Siに
おいてＲＥＭ添加とTi, Zrの微量元素の高純度化によ
り、粒成長性を左右する析出物を制御し、歪み取り焼鈍
時の粒成長性を飛躍的に向上させて、所期の目的を達成
しようとするもので、効果は著しいものの低Siのため使
用個所によっては機械的強度が不足すること、さらなる
低鉄損の要求に応えられないこと、等の問題があった。

【０００８】なお、高Al化により磁気特性を改善するこ
とが、特公昭61−4892号公報に示されているが、後述す
るように単なる高Al化では、機械的特性は向上するもの
の磁気特性のばらつきが激しく、特に歪取り焼鈍後に安
定した製品が得られないこと、その原因が歪み取り焼鈍
時の窒化にあることが、発明者らの研究によって判明し
た。

【０００９】ちなみに、発明者らは、特開平８−296007
号公報にて、高Al材にて歪取り焼鈍時の窒化による特性
劣化を絶縁皮膜中のＣで抑制することを示したが、特性
のばらつきは低減されるものの、そのレベルは十分とは
いえず、より一層の安定化が必要である。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】この発明は、歪み取り
焼鈍後の鉄損特性と機械的特性とが共に優れる無方向性
電磁鋼板を提供しようとするものであり、またその有利
な製造方法について提案することを目的とする。

【００１１】

【課題を解決するための手段】発明者らは、歪み取り焼
鈍時の更なる低鉄損化および機械特性の向上を目指し、
ＲＥＭ添加および高純度化を基本にしてSiおよびAl量の
適正化を検討したところ、Al量の増加が打ち抜き性をそ
れほど劣化させることなく鉄損低減に効果的であり、ひ
いては磁気特性の向上にも適していることを確認した
が、その際、高Al化に伴う、歪み取り焼鈍時の特性ばら
つきが、残る大きな問題であった。そこで、この問題を
解決する手段について鋭意究明した結果、いわゆる歪み
取り焼鈍により低鉄損化をはかる無方向性電磁鋼板にお
いて、SiおよびAlの増加による機械的特性と歪み取り焼
鈍時の安定した鉄損向上とを同時に達成するには、鋼中
の成分および析出物の適正化に加えて、仕上げ焼鈍時に
生成する表面スケールを制御することが、極めて重要で
あることを新たに知見するに到った。

【００１２】この発明は、上記の知見に由来するもので
ある。すなわち、この発明は、Ｃ：0.01wt％以下、Si：
1.0超〜3.5 wt％、Al： 0.6〜3.0 wt％、Mn： 0.1〜2.
0 wt％およびＲＥＭ：２〜80ppm を含有し、TiおよびZr
を、それぞれ15ppm 以下および80ppm 以下に抑制し、残
部が鉄および不可避的不純物の成分組成になり、かつ仕
上げ焼鈍後の地鉄表層の酸素目付量が1.0g/m²以下であ
ることを特徴とする歪み取り焼鈍後の磁気特性に優れる
無方向性電磁鋼板である。

【００１３】ここで、成分として、さらにSbおよびSnの
いずれか一方、または両方を合計で、0.002 〜 0.1wt％
含有すること、Ｓ：20ppm 以下、Ｏ：15ppm 以下および
Ｎ：30ppm 以下に抑制した成分組成になり、かつ鋼板中
の１μｍ径以上のＲＥＭ含有介在物に占める、窒化物と
結合したＲＥＭ含有介在物の個数比率が40％以上である
ことが、磁気特性の安定した向上に有利である。

【００１４】また、上記の無方向性電磁鋼板は、Ｃ：0.
01wt％以下、Si： 1.0超〜3.5 wt％、Al： 0.6〜3.0 wt
％、Mn： 0.1〜2.0 wt％およびＲＥＭ：２〜80ppm を含
有し、TiおよびZrを、それぞれ15ppm 以下および80ppm
以下に抑制し、残部が鉄および不可避的不純物の成分組
成になる鋼スラブに、熱間圧延、冷間圧延ついで仕上げ
焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を製造するに当たり、仕
上げ焼鈍における雰囲気の酸素ポテンシャルP(H ₂ 0)／P
(H ₂ ) を0.7 以下とし、仕上げ焼鈍後の地鉄表層の酸素
目付量を1.0g/m² 以下に制御することによって、製造す
ることができる。

【００１５】ここで、成分として、さらにSbおよびSnの
いずれか一方、または両方を合計で、0.002 〜 0.1wt％
含有すること、溶鋼の溶製において、ＲＥＭの添加前に
溶鋼中のＳおよびＯを、それぞれＳ：40ppm 以下および
Ｏ：25ppm 以下とした後、ＲＥＭを添加することでＳ：
20ppm 以下およびＯ：15ppm 以下に抑制すること、およ
びＮを30ppm 以下とすることにより、仕上げ焼鈍後の鋼
板中の１μｍ径以上のＲＥＭ含有介在物に占める、窒化
物と結合したＲＥＭ含有介在物の個数比率を40％以上に
制御することが、より磁気特性の安定した向上に有利で
あり、さらに熱延板焼鈍を 700℃以上1150℃以下で40秒
以下の短時間焼鈍にて行うこと、そして仕上げ焼鈍を 7
50℃以上 900℃以下、均熱時間15ｓ以下の短時間焼鈍に
て行うこと、が好ましい。

【００１６】

【発明の実施の形態】以下に、この発明を具体的に説明
する。まず、各成分の限定理由について述べる。Ｃ：0.01wt％以下Ｃは、炭化物の析出により磁気特性を劣化させるため、
0.01wt％以下に制限する必要がある。

【００１７】Si：1.0 超〜3.5 wt％ Siは、固有抵抗を高めることにより鉄損を低減する、有
用な成分であり、1.0wt％以下では鉄損の低減効果が不
十分で機械的特性も向上しないため、1.0 wt％を超える
含有量が必要になる。一方、Si量を増加して比抵抗を高
めれば高めるほど鉄損は低減され、また機械的強度、例
えば引張り強さや降伏応力も向上することができるが、
Si量を過度に増加すると、硬さが過剰に高くなって打抜
き性が劣化し、さらに製造時の冷間加工性も劣化するた
め、Si量を3.5 wt％にする必要がある。

【００１８】Mn：0.1 〜 2.0wt％ Mnは、Ｓを粗大MnS として固定する働きがあり、0.1 wt
％以上望ましくは 0.5wt％以上で含有させる。一方、Mn
添加量の過度の増加は磁束密度の劣化要因となるため、
2.0 wt％以下、望ましくは 1.5wt％以下とした。

【００１９】Al：0.6 〜 3.0wt％ Alは、Siと同様に製品の固有抵抗を高めることにより、
Siと同程度の低鉄損化効果を有する元素で、この発明に
おいて重要な成分である。しかも、AlはSiほどの硬化能
（単位重量当たりの硬さ上昇量）を持たず、硬化能はSi
の半分程度であって製品の硬化を抑制するのに有効な元
素であることから、機械特性を犠牲にすることなしに磁
気特性を改善することができる。また、AlN として析出
物を形成する元素で、Al添加量を増すことにより製造工
程下でのAlN の微細分散をより抑制でき、その後の再結
晶時および歪み取り焼鈍時の粒成長性を向上させ、鉄損
を低減できる。なお、後述するように、AlとＲＥＭを同
時に添加することにより粒成長性をさらに改善すること
ができる。さらに、集合組織として磁気特性上好ましい
（１００）方位を増加する効果もある。但し、0.6 wt％
未満では、十分な機械特性が得られず、一方3.5 wt％を
超えると硬化による打ち抜き性や製造時の冷間加工性、
そして磁束密度の過度の劣化等の問題が生じるため、
0.6wt％以上 3.5wt％以下とした。

【００２０】ＲＥＭ：２〜 80ppm 希土類元素の１種または２種以上を合計で２〜80ppm 添
加することにより、工業的規模での製鋼において、不可
避的に５〜80ppm 程度含まれるZrが、歪み取り焼鈍時の
粒成長に及ぼす悪影響を回避することができる。また、
Alを多量に添加した場合、ＲＥＭを添加することによっ
て、粒成長性のさらなる改善をはかれることが確認され
た。これは、ＲＥＭ添加が他の析出物の析出状態を変化
させているためと予想される。この原因は明らかでない
が、ZrN, AlN等の微細析出物の析出時の核生成サイトと
し、ＲＥＭ酸化物や硫化物が作用しているものと考えら
れる。これらの効果は、ＲＥＭが２ppm 未満では不十分
であり、一方過度の添加はＲＥＭが形成する介在物の増
加を招き、ＲＥＭ系介在物そのものによる粒成長阻害が
問題となることから、80ppm 以下、望ましくは50ppm 未
満とする。

【００２１】Ti：15ppm 以下 Tiは、極く微量で低温歪み取り焼鈍時の粒成長性を低下
して鉄損を著しく劣化させるため15ppm 以下とする。Ti
を10ppm 以下とすることにより、さらに良好な鉄損を得
ることが可能である。なお、Ti単独で15ppm 以下として
も効果は小さく、ＲＥＭ添加と同時に行うことにより、
低温歪み取り焼鈍時の粒成長性は良好となる。この原因
は明らかでないが、Ti等の微細析出物の析出時の核生成
サイトとしてＲＥＭ酸化物や硫化物が作用しているもの
と考えられる。

【００２２】Zr：80ppm 以下 Zrは、極く微量で低温歪み取り焼鈍時の粒成長性を劣化
させるため、できるだけ低減することが望ましいが、５
ppm を工業的規模で安定して達成することは、著しいコ
スト高を招く。そこで、この発明では、ＲＥＭを添加す
ることにより、工業的に安定して達成可能なZr：５〜80
ppm の範囲において、Zrを無害化することとした。すな
わち、ＲＥＭ添加とあわせてZrを80ppm 以下とすること
により、低鉄損化の効果が顕著になる。この原因は明ら
かでないが、ZrN 等の微細析出物の析出時の核生成サイ
トとしてＲＥＭ酸化物や硫化物が作用しているものと考
えられる。

【００２３】また、0.6 wt％以上のAlを含有する鋼中の
ＲＥＭ介在物形態を、次のとおりに制御することによ
り、粒成長性をより改善することができる。すなわち、
１μｍ径以上のＲＥＭ含有介在物に占める、窒化物と結
合したＲＥＭ含有介在物の個数比率が40％以上であり、
かつＯ量が 15ppm以下、Ｓ量が20ppm 以下、Ｎ量が30pp
m 以下とすることによって、粒成長性のさらなる改善を
実現できる。ここに、窒化物と結合したＲＥＭ含有介在
物とは、例えば図１に示すように、ＲＥＭを含有する酸
化物や硫化物にAlN などの窒化物が結合した介在物であ
り、この種介在物がＲＥＭ含有介在物全体に占める個数
比率を、１μｍ径以上のＲＥＭ介在物を対象に規定した
ものである。

【００２４】上記のＲＥＭ介在物形態の制御および鋼中
のＯ量、Ｓ量ならびにＮ量の制限によって粒成長性が改
善される理由については明らかではないが、鋼中析出物
を形成する酸化物、窒化物、硫化物およびそれらの複合
物を極限まで低減する一方、とりわけ窒化物系析出物を
歪み取り時の粒成長性に影響しない粗大なＲＥＭ介在物
として存在させたために粒成長性が改善されたものと考
えられる。

【００２５】さらに、SbおよびSnのいずれか一方、また
は両方を合計で、0.002 〜 0.1wt％含有することによ
り、後述するように高Al系鋼板における表面酸素目付量
を低減することができる。すなわち、SbおよびSnは、表
面酸化を抑制する元素であり、とりわけこの発明の基本
成分に対してSbおよび／またはSnを添加すると、より効
果的に表面酸化が抑制され、優れた特性の材料を安定し
て得ることができる。なお、含有量が0.002 wt％未満で
は表面酸化を抑制する効果に乏しく、一方0.1 wt％をこ
えると粒界偏析元素でもあるSn, Sbの効果が顕著にな
り、歪み取り焼鈍時の粒成長性が劣化するため、0.1 wt
％以下とする。

【００２６】この発明は、上記以外の成分については特
に限定するものではないが、以下に示す各成分は、その
含有量を制限することが好ましい。すなわちＰ：0.2 wt％以下Ｐは、打ち抜き性改善のために添加することができる
が、 0.2wt％を超えると冷間圧延性が劣化されるため、
0.2wt％以下で添加することが望ましい。

【００２７】Ｓ：0.01wt％以下Ｓは、MnとともにMnS を形成し、磁壁移動や粒成長の障
害となり、磁気特性を劣化させるため、0.01wt％以下と
することが望ましく微量であるほど効果的である。

【００２８】Ｎ：0.01wt％以下Ｎは、窒化物を生成し、磁壁移動や粒成長の障害とな
り、磁気特性を劣化させるため、0.01wt％以下とするこ
とが望ましく微量であるほど効果的である。

【００２９】Ｏ：50ppm 以下Ｏは、50ppm 以上含まれると、磁壁移動、粒成長の障害
となり、磁気特性を劣化させるため、50ppm 以下とする
ことが望ましく微量であるほど効果的である。

【００３０】Cu：0.05wt％以下 Cuは、0.05wt％をこえると、Cuにより形成されるCuS
が、磁壁移動や粒成長の障害となり、磁気特性を劣化さ
せるため、0.05wt％以下とすることが望ましく微量であ
るほど効果的である。

【００３１】Nb：0.005 wt％以下 Nbは、Nb（Ｃ，Ｎ）を形成し、磁壁移動や粒成長の障害
となり、磁気特性を劣化させるため、0.005 wt％以下と
することが望ましく微量であるほど効果的である。

【００３２】Ｂ：0.0005wt％以下Ｂは、BNを形成し、磁壁移動や粒成長の障害となり、磁
気特性を劣化させるため、0.0005wt％以下とすることが
望ましく微量であるほど効果的である。

【００３３】その他の不可避的不純物のなかで、酸化
物、窒化物、硫化物等のFe中の析出物形成に関与する
Ｖ，Mo, Cr等の元素においても、酸素、窒素および炭素
量の低減に併せて、極力低減することが望ましい。

【００３４】この発明では、上記の成分組成に調整した
上で、仕上げ焼鈍後の鋼板地鉄表層の酸素目付量を1.0g
/m²以下にする必要がある。ここで、発明者らは、上述
したAlの効果に注目し、Al増量による低鉄損化を実施し
たところ、Al, Siの増量による比抵抗の向上という、従
来の知見に従って所定の鉄損が得られることを確認した
ものの、一方で歪み取り後の磁気特性にばらつきが生じ
安定して特性を得ることが困難であった。当初、不純物
元素の影響を考え調査検討したが、原因を見いだせず、
種々検討した結果、主要因として高Al材での仕上げ焼鈍
時の表面スケールが、歪み取り焼鈍時の窒化現象を左右
していることを新たに知見した。すなわち、高Al化によ
り仕上げ焼鈍時に生成しやすくなったスケールが、地鉄
表層の酸素目付量で1.0g/m²をこえると、仕上げ焼鈍後
に実施する歪み取り焼鈍時に窒化が著しく進行して、磁
性劣化現象を生じることが、新たに判明した。この原因
は明確ではないが、酸素目付量が増すにつれて表面スケ
ール形態が窒化に影響を及ぼすためと考えられる。

【００３５】次に、この発明に従う無方向性電磁鋼板を
製造する条件ならびに製造条件の限定理由について説明
する。まず、転炉−脱ガス法など、常法の製鋼方法によ
り、溶鋼を溶製し、連続鋳造あるいは鋳造−造塊法によ
りスラブとする。ここで、歪み取り焼鈍時の粒成長性を
より改善するために、１μｍ径以上のＲＥＭ含有介在物
に占める、窒化物と結合したＲＥＭ含有介在物の個数比
率を40％以上、かつ鋼中のＯ量： 15ppm以下、Ｓ量：20
ppm 以下およびＮ量：30ppm 以下とするには、溶鋼を溶
製する際に、脱ガス−Al脱酸を十分に行って、溶鋼中の
Ｏ量を 25ppm以下に低減しまた脱硫剤を添加して、Ｓ量
を40ppm 以下に調整し、その後ＲＥＭを添加してＳ：20
ppm 以下およびＯ：15ppm 以下に抑制するとともに、Ｎ
を30ppm 以下に調整する。

【００３６】ここで、ＲＥＭは、酸化物や硫化物の生成
元素であるが、特に鋼中酸素と結合しやすいことから、
ＲＥＭによる硫化物生成による脱硫効果を得るには、鋼
中に残存するＯ量を少なくする必要がある。すなわち、
鋼中酸素をＲＥＭ添加前に25ppm 以下にすることによっ
て、ＲＥＭ添加時のＲＥＭと酸素の結合が抑制され、効
果的なＲＥＭによる硫化物生成が可能となる。その際、
生成したＲＥＭ硫化物、酸化物の一部が浮上するため、
最終的な鋼中酸素量は15ppm 以下に低減される。なおＳ
を、ＲＥＭによる硫化物生成により脱硫して最終的には
20ppm 以下にする必要があるから、ＲＥＭ添加前のＳは
40ppm 程度まで低減しておく必要がある。この脱硫は通
常のフラックスなどの脱硫剤が使用できる。一方、窒素
は、ＲＥＭ添加前に40ppm 以下程度にしておくことが望
ましいが、これは最終的に30ppm以下に調整されていれ
ば良い。なお、この発明に従って鋼中のAlを増量した場
合は、必然的にAlによる脱酸効果を有し、ＲＥＭ添加前
の鋼中における酸素量は低減される。

【００３７】さらに、ＲＥＭ添加前のＯ，Ｓの量をＯ：
25ppm,Ｓ：40ppm 以下にする、もう一つの目的は、鋼中
のＲＥＭにより生成する介在物中の窒化物と結合したＲ
ＥＭ含有介在物の個数比率を40％以上にするためであ
る。ここに、ＲＥＭ添加前のＳおよびＯ量を調整するこ
とによって、窒化物と結合したＲＥＭ介在物の個数比率
が40％以上となる理由は明らかではないが、ＲＥＭ添加
前にＲＥＭと結合する酸素、硫黄の鋼中総量を低減する
ことにより、相対的にＮ量が増し、窒素と結合して凝固
冷却時に生成するTiN, ZrNと複合化した介在物量比が増
すためと考えられる。なお、ＲＥＭ含有介在物の個数比
率を40％以上にすることによって粒成長性が改善される
理由は、上述したとおりである。

【００３８】その後、スラブを熱間圧延するが、スラブ
を再加熱した後熱間圧延する方法、あるいはスラブ加熱
せずに直接熱間圧延する方法、のいずれもが適用でき
る。また、磁気特性として、とくに高い磁束密度が必要
な場合は、熱延板焼鈍もしくは熱間圧延後の巻取り時の
自己焼鈍により、熱延板の結晶粒を粗大化させ、集合組
織を改善することが有効である。ここで、熱延板焼鈍
は、箱焼鈍（例えば 850℃×１時間) あるいは連続焼鈍
（例えば 950℃×２分) のいずれもが適合する。

【００３９】また、低コスト化および生産性向上の点か
ら、熱延板焼鈍は連続化かつ短時間化されてきたが、従
来、均熱30ｓといった短時間の熱延板焼鈍では、熱延板
の結晶粒径は十分粗大化しないため、高い磁束密度を得
ることができなかった。しかし、この発明によって粒成
長性を向上することが可能となり、従って短時間の熱延
板焼鈍によっても、高い磁束密度を得ることができる。
この発明の成分系は、粒成長性に著しく優れるため、従
来、良好な磁束密度を得るために少なくとも５分を要し
ていた熱延板焼鈍を、40ｓ以下に短縮することができ
る。その際、焼鈍温度が 750℃未満では、熱延板焼鈍に
よる熱延板の結晶粒粗大化の効果は小さく、一方1150℃
を超えると経済的に不利であることから、750 ℃以上11
50℃以下とすることが好ましい。

【００４０】次いで、１回の冷間圧延により、製品厚み
として仕上焼鈍するか、または中間焼鈍を挟む２回の冷
間圧延を施したのち仕上焼鈍する、いずれかの方法によ
り、製品とする。

【００４１】仕上焼鈍では、前述のように、仕上げ焼鈍
後の鋼板の地鉄表層の酸素目付量を1.0g/m²以下に制御
する必要がある。この制御方法は、仕上焼鈍における、
露点およびガス雰囲気のいずれか少なくとも一方の条件
を調整して行う。ちなみに、生産設備上可能かつ好適な
条件としては、例えば、露点およびガス雰囲気のいずれ
か少なくとも一方の条件を調整して、P(H₂0)／P(H₂) で
示される酸素ポテンシャルを0.7 以下にして、 600℃以
上1100℃以下で仕上げ焼鈍を行うことが有利である。酸
素目付量は時間にも依存するが、主に露点やガス組成な
どの雰囲気に左右されやすく、また焼鈍時間は生産性の
観点から規制すれば良い。この発明に従う成分系は粒成
長性が優れることから、短時間の仕上げ焼鈍が可能であ
り、 750℃以上 900℃以下の温度範囲で15ｓ以下の条件
での仕上げ焼鈍が可能である。その際にも、地鉄表層の
酸素目付量を1.0g/m²以下に規制する必要があることは
勿論である。その他の仕上げ焼鈍条件については、歪み
取り焼鈍後の鉄損に優れる無方向性電磁鋼板の製造条件
のいずれもが適合する。

【００４２】なお、公知の方法によって、鋼板表面に絶
縁被膜を被成すること、また仕上げ焼鈍後に２〜10％の
スキンパス圧延を実施することが可能であり、これら工
程を付加しても、同等の効果が得られる。

【００４３】

【実施例】

実施例１表１に示す成分のスラブを転炉・脱ガス処理後に連続鋳
造により製造し、スラブ再加熱後に熱間圧延を施し、熱
延鋼板とした。その後、950 ℃で25ｓの熱延板焼鈍を行
い、酸洗を含む冷間圧延により 0.5mmの板厚に圧延し
た。次いで、800℃×14ｓの仕上げ焼鈍を各種焼鈍雰囲
気において行い、絶縁被膜を被成した。ここで、仕上げ
焼鈍において、35％Ｈ₂65 ％Ｎ₂ 混合ガス雰囲気下での
露点を調整して、鋼板表層の酸素目付量を制御した。そ
の後、 750℃×２ｈの歪み取り焼鈍を乾窒素雰囲気下で
行い、25cmエプスタイン法にて磁気特性を測定した。表
１に、成分分析結果、磁気測定結果および打ち抜き性評
価結果を、それぞれ示す。なお、打ち抜き性の評価は、
製品をＳＫＤ金型で30mmφ形状に20万回打抜いた後の打
抜き製品の刃がえりが20μｍを超えるものについて打抜
き性不良、即ち×と評価した。機械的特性は、製品板の
降伏強度Ypで評価し、Ypが300N/mm²以上のものを特性良
好○とし、300 N/mm²に達しないものを不良×とした。
これは、後述の各実施例でも同様である。

【００４４】

【表１】

【００４５】表１から、低Si（Ｎo.１，２）および低Al
（Ｎo.３）の場合は低い鉄損が得られず、Siが3.5 wt％
をこえるＮo.９は冷間圧延時に破断し、Alが3.1 wt％を
こえるＮo.８は打ち抜き性が不良になり、同様にMnが2.
0 wt％をこえるＮo.11も打ち抜き性が不良であった。Ｃ
が0.01wt％をこえるＮo.12は、磁気特性に劣る結果とな
った。

【００４６】また、ＲＥＭを含有しないＮo.17および23
は、TiおよびZrがそれぞれ15ppm 以下および80ppm 以下
であっても、磁気特性のレベルは低く、一方ＲＥＭを含
有しかつTi：15ppm 以下およびZr：80ppm 以下とする
と、鉄損低下の効果が著しい。なお、Tiが15ppm および
Zrが80ppm をこえるＮo.22および16は、磁気特性が劣化
した。

【００４７】次に、仕上げ焼鈍後の鋼板における地鉄表
層の酸素目付量が1.0g/m²をこえるＮo.13、24および25
は、歪み取り焼鈍後の磁気特性が劣化した。さらに、Ｎ
o.26〜28は、Sbまたは／およびSnを添加したことによっ
て、スケール量が低減したため、磁気特性が向上してい
る。

【００４８】実施例２表２に示す成分のスラブを、転炉・脱ガス処理後に連続
鋳造により製造した。ここで、Al添加後にCaO を投入
し、しかるのちＲＥＭを添加して攪拌した。ここで、一
部については、ＲＥＭ添加前のＯ，Ｓ量を変化させた。
次いで、スラブを再加熱後熱間圧延を施し、熱延鋼板と
した。その後、950 ℃で20ｓの熱延板焼鈍を行い、酸洗
を含む冷間圧延により 0.5mmの板厚に圧延した後、800
℃×９ｓの仕上げ焼鈍を施し、製品とした。ここで、仕
上げ焼鈍において、35％H₂65％N₂混合ガス雰囲気下で露
点を調整して、鋼板表層の酸素目付量を制御した。かく
して得られた製品について、成分の分析および介在物の
調査を行ったのち、試験片を採取して750 ℃×２ｈの歪
み取り焼鈍を乾窒素雰囲気下で行い、磁気特性を測定し
た。これらの調査結果を表２にまとめて示す。

【００４９】

【表２】

【００５０】表２から、Ｓ，ＯおよびＮをそれぞれ20，
15および30ppm 以下とし、かつＲＥＭ介在物中の窒化物
系ＲＥＭ介在物の個数比率が40％以上とすることによ
り、より歪み取り焼鈍後の鉄損に優れる製品が得られた
(No.2)。ここで、ＲＥＭ添加前のＳ量を40ppm 以下Ｏ量
を25ppm 以下にすることにより、窒化物系ＲＥＭ介在物
の個数比率が40％以上になることがわかる。

【００５１】実施例３表３に示す成分のスラブを転炉・脱ガス処理後に連続鋳
造により製造し、スラブ再加熱後熱間圧延を施し、熱延
鋼板とした。その後、950 ℃で25ｓの熱延板焼鈍を行
い、酸洗を含む冷間圧延により 0.5mmの板厚に圧延し
た。次いで、810 ℃×20ｓの仕上げ焼鈍を各種焼鈍雰囲
気において行い、絶縁被膜を被成した。ここで、仕上げ
焼鈍において、35％Ｈ₂65 ％Ｎ₂ 混合ガス雰囲気下での
露点を調整し、種々の酸素ポテンシャルP(H₂O)/P(H₂)と
して鋼板表層の酸素目付量を制御した。その後、 750℃
×２ｈの歪み取り焼鈍を乾窒素雰囲気下で行い、25cmエ
プスタイン法にて磁気特性を測定した。表３に、成分分
析結果、磁気測定結果および打ち抜き性評価結果を、そ
れぞれ示す。なお、歪み取り焼鈍前の窒素量は29ppm で
あった。

【００５２】

【表３】

【００５３】表３から、仕上げ焼鈍後の鋼板における地
鉄表層の酸素目付量が1.0g/m²をこえると、鉄損が劣化
することがわかる。このとき、Ｎ量が急激に増加してい
ることから、歪み取り焼鈍時の窒化により、劣化したも
のと考えられる。なお、地鉄表層の酸素目付量は、雰囲
気の酸素ポテンシャルP(H₂0)／P(H₂) を0.7 以下に規制
することによって、好適範囲に制御し得る。

【００５４】実施例４表４に示す成分のスラブを転炉・脱ガス処理後に連続鋳
造により製造し、スラブ再加熱後熱間圧延を施し、熱延
鋼板とした。その後、950 ℃で25ｓ〜５ｈの熱延板焼鈍
を行い、酸洗冷間圧延により 0.5mmの板厚に圧延した。
次いで、800 ℃で９ｓまたは30ｓの仕上げ焼鈍を施し、
製品とした。ここで、仕上げ焼鈍において、35％Ｈ₂65
％Ｎ₂ 混合ガス雰囲気下での露点を調整して、酸素ポテ
ンシャルをP(H₂O)/P(H₂)＝0.002 とすることにより、鋼
板表層の酸素目付量を0.02g/m²に制御した。かくして得
られた製品について、成分の分析および介在物の調査を
行ったのち、試験片を採取して750 ℃×２ｈの歪み取り
焼鈍を乾窒素雰囲気下で行い、磁気特性を測定した。こ
れらの調査結果を表４にまとめて示す。

【００５５】

【表４】

【００５６】表４から、ＲＥＭを添加するとともにTi，
Zrを低減した発明例は、歪み取り焼鈍時の粒成長性に優
れるため、熱延板焼鈍を950 ℃で40ｓ以下の比較的低温
かつ短時間で行っても、特性が劣化することはなく、Ｒ
ＥＭ無添加材に比較して、とくに磁束密度の良好な製品
が得られた。また、焼鈍時間が30ｓおよび９ｓとで粒成
長性に差はなく、従って仕上げ焼鈍を従来にない15ｓ以
下の短時間で行うことが可能である。これら熱延板焼鈍
時間や仕上げ焼鈍時間の短縮は、ＲＥＭ、TiおよびZr等
の規制による粒成長性の向上によると考えられ、生産性
の効率化を大きく促進する可能性がある。

【００５７】

【発明の効果】この発明は、仕上げ焼鈍時の地鉄表層の
酸素目付量の制御とＲＥＭ添加およびTi，Zr量の制御と
により、高Siおよび高Al化による適度の機械特性をそな
え、かつ歪み取り焼鈍後の磁気特性に優れ、従って家庭
用電気機器に使用される、高効率の小型モータ等の素材
として最適の電磁鋼板を提供できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】ＲＥＭ含有介在物を示す模式図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献特開平８−3699（ＪＰ，Ａ) 特開昭59−74212（ＪＰ，Ａ) 特開平８−333658（ＪＰ，Ａ) 特開平５−5126（ＪＰ，Ａ) 特開平１−283343（ＪＰ，Ａ) 特開平８−325678（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 303 C21D 8/12 C22C 38/06 H01F 1/16

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.01wt％以下、Si： 1.0超〜3.5 wt
％、Al： 0.6〜3.0 wt％、Mn： 0.1〜2.0 wt％およびＲ
ＥＭ：２〜80ppm を含有し、TiおよびZrを、それぞれ15
ppm 以下および80ppm 以下に抑制し、残部が鉄および不
可避的不純物の成分組成になり、かつ仕上げ焼鈍後の地
鉄表層の酸素目付量が1.0g/m² 以下であることを特徴と
する歪み取り焼鈍後の磁気特性に優れる無方向性電磁鋼
板。
【請求項２】請求項１に記載の無方向性電磁鋼板にお
いて、さらにSbおよびSnのいずれか一方、または両方を
合計で、0.002 〜 0.1wt％含有する成分組成になる歪み
取り焼鈍後の磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板。
【請求項３】Ｓ：20ppm 以下、Ｏ：15ppm 以下および
Ｎ：30ppm 以下に抑制した成分組成になり、かつ鋼板中
の１μｍ径以上のＲＥＭ含有介在物に占める、窒化物と
結合したＲＥＭ含有介在物の個数比率が40％以上である
請求項１または２に記載の歪み取り焼鈍後の磁気特性に
優れる無方向性電磁鋼板。
【請求項４】Ｃ：0.01wt％以下、Si： 1.0超〜3.5 wt
％、Al： 0.6〜3.0 wt％、Mn： 0.1〜2.0 wt％およびＲ
ＥＭ：２〜80ppm を含有し、TiおよびZrを、それぞれ15
ppm 以下および80ppm 以下に抑制し、残部が鉄および不
可避的不純物の成分組成になる鋼スラブに、熱間圧延、
冷間圧延ついで仕上げ焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を
製造するに当たり、仕上げ焼鈍における雰囲気の酸素ポ
テンシャルP(H ₂ 0)／P(H ₂ ) を0.7 以下とし、仕上げ焼鈍
後の地鉄表層の酸素目付量を1.0g/m² 以下に制御するこ
とを特徴とする歪み取り焼鈍後の磁気特性に優れる無方
向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】成分として、さらにSbおよびSnのいずれ
か一方、または両方を合計で、0.002 〜 0.1wt％含有す
る請求項４に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項６】溶鋼の溶製において、ＲＥＭの添加前に
溶鋼中のＳおよびＯを、それぞれＳ：40ppm 以下および
Ｏ：25ppm 以下とした後、ＲＥＭを添加することでＳ：
20ppm 以下およびＯ：15ppm 以下に抑制すること、およ
びＮを30ppm 以下とすることにより、仕上げ焼鈍後の鋼
板中の１μｍ径以上のＲＥＭ含有介在物に占める、窒化
物と結合したＲＥＭ含有介在物の個数比率を40％以上に
制御する請求項４または５に記載の無方向性電磁鋼板の
製造方法。
【請求項７】熱延板焼鈍を 700℃以上1150℃以下で40
秒以下の短時間焼鈍にて行う請求項４、５または６に記
載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項８】仕上げ焼鈍を 750℃以上 900℃以下、均
熱時間15ｓ以下の短時間焼鈍にて行う請求項４、５また
は６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。