JP6913683B2 - 無方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関する。
無方向性電磁鋼板は、電気エネルギを機械的エネルギに変換させる機器に主に用いられるが、その過程において高い効率を発揮するためには優れた磁気的特性が求められる。磁気的特性としては鉄損と磁束密度があるが、鉄損が低い場合はエネルギ変換過程における損失エネルギを減らすことができ、磁束密度が高い場合は同じ電気エネルギでより大きい動力を生産することができるので、無方向性電磁鋼板の鉄損が低く、磁束密度が高い場合はモータのエネルギ効率を増加させることができる。一般に無方向性電磁鋼板の鉄損を低くするため、比抵抗を増加させる元素を添加するか、鋼板を薄い厚さで圧延する方法が用いられている。
無方向性電磁鋼板の磁気的特性を増加させるために通常用いられる方法は、Ｓｉを合金元素として添加することである。Ｓｉの添加により鋼の固有抵抗が増加すると高周波鉄損が低くなる長所があるが、磁束密度が劣位となり、加工性が低下し、添加量が多すぎると冷間圧延が困難となる。特に、高周波用途に用いられる電磁鋼板は、厚さを薄くするほど鉄損低減の効果を増大させることができるが、Ｓｉ添加による加工性低下は、薄物圧延においては致命的な問題となる。
Ｓｉ添加による加工性低下を解消するために他の比抵抗増加の元素であるＡｌ、Ｍｎなどを投入する場合もある。これら元素の添加により鉄損は減少させることができるが、全体に合金量の増加によって磁束密度が劣化し、材料の硬度増加及び加工性劣化によって冷間圧延が困難になる短所がある。のみならず、ＡｌとＭｎは、鋼板内に不可避に存在する不純物と結合して窒化物や硫化物などを微細に析出させ、むしろ鉄損を悪化させる場合もある。このような理由で無方向性電磁鋼板の製鋼段階では、不純物をできるだけ低値に管理し、磁壁移動を妨害する微細析出物の生成を抑制することによって、鉄損を低くする方法が用いられている。しかし、鋼の高清浄化による鉄損改善方法は、磁束密度向上の効果は大きくなく、これはむしろ製鋼作業性の低下及び費用増加の要因になる短所がある。
無方向性電磁鋼板をモータのような回転機器の鉄心とするためには、一般にパンチング加工により特定の形状にした後にこれを積層して用いる。パンチング加工は、鋼板に機械的な応力を加えるので、パンチング加工後に切断部の付近に残留応力が存在するが、これは鉄損及び磁束密度を劣位させる原因になる。特に、加工による残留応力は、磁化が主に磁壁移動によって起こる低磁場領域における磁気的特性に大きい影響を与える。これを解消するためにパンチング加工以降に応力除去焼鈍などの追加工程により磁性劣化を防止できるが、追加の工程費用が掛かり、かつ無方向性電磁鋼板のコーティング層変質の原因になるので、より良い解決策が求められている。
本発明の目的とするところは、パンチング加工による磁性劣化が少ない無方向性電磁鋼板を提供することにある。
本発明の他の目的とするところは、無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することにある。
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．５〜３．１％、Ａｌ：０．１〜１．３％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃ：０．００８％以下（０％を除く）、Ｓ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｍｏ：０．００１〜０．０７％、Ｐ：０．００１〜０．０７％、Ｓｎ：０．００１〜０．０７％、及びＳｂ：０．００１〜０．０７％を含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物を含み、下記式１及び式２を満たし、平均結晶粒の直径が７０〜１５０μｍであることを特徴とする。
〔式１〕
０．３２≦（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／［Ｓｉ］≦０．５
〔式２〕
０．０２５≦［Ｍｏ］＋［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］≦０．１５
（但し、式１及び式２において、［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｐ］、［Ｓｎ］及び［Ｓｂ］は、それぞれＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｐ、Ｓｎ及びＳｂの含有量（重量％）を示す。）
厚さが０．２〜０．６５ｍｍであることができる。
内部の断面硬度が２１０ＨＶ以下であることがよい。
（ここで、内部の断面硬度は、パンチング加工切断部から５ｍｍ以上離れた地点の断面において結晶粒系及び介在物でない部位に、２５ｇｆの荷重でビッカース硬度（ＨＶ２５ｇｆ）を１０回繰り返し測定して得られた平均値を意味する。）
パンチング加工切断部から鋼板の厚さだけ離れた地点の断面硬度が内部の断面硬度の１．１倍以下であることが好ましい。
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｓｉ：２．５〜３．１％、Ａｌ：０．１〜１．３％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃ：０．００８％以下（０％を除く）、Ｓ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｍｏ：０．００１〜０．０７％、Ｐ：０．００１〜０．０７％、Ｓｎ：０．００１〜０．０７％、及びＳｂ：０．００１〜０．０７％を含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物を含み、下記式１及び式２を満たすスラブを加熱した後、熱間圧延して熱延板を製造する段階と、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階と、冷延板を８７５〜１１２５℃で６０〜１５０秒間平均結晶粒の直径を７０〜１５０μｍに再結晶焼鈍する段階とを含むことを特徴とする。
〔式１〕
０．３２≦（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／［Ｓｉ］≦０．５
〔式２〕
０．０２５≦［Ｍｏ］＋［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］≦０．１５
（但し、式１及び式２において、［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｐ］、［Ｓｎ］及び［Ｓｂ］は、それぞれＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｐ、Ｓｎ及びＳｂの含有量（重量％）を示す。）
熱延板を製造する段階において、スラブを１１００〜１２００℃で加熱することができる。
熱延板を製造する段階において、仕上げ温度８００〜１０００℃で熱間圧延することがよい。
熱延板を製造し、８５０〜１１５０℃温度で焼鈍する段階をさらに含むことが好ましい。
冷延板を製造する段階において、０．２〜０．６５ｍｍ厚さで冷間圧延することがよい。
製造された鋼板の内部の断面硬度が、２１０ＨＶ以下であることができる。
製造された鋼板のパンチング加工切断部から鋼板の厚さだけ離れた地点の断面硬度が、内部の断面硬度の１．１倍以下であることが好ましい。
本発明によると、本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、パンチング加工による磁性劣化が最小化され、パンチ加工後にも優れた磁性を有することができる。
パンチング加工を示す模式図である。 断面硬度の測定方法を示す模式図である。
第１、第２及び第３などの用語は、多様な部分、成分、領域、層及び／またはセクションを説明するために用いられるが、これらに限定されない。これらの用語は、ある部分、成分、領域、層またはセクションを他の部分、成分、領域、層またはセクションとの区別にのみ用いられる。したがって、以下で叙述する第１部分、成分、領域、層またはセクションは、本発明の範囲から外れない範囲内で第２部分、成分、領域、層またはセクションといえる。
ここに用いられる専門用語は、単に特定の実施例を説明するためであり、本発明を限定することを意図しない。ここに用いられる単数形は文句においてこれと明確に反対の意味を有さない限り複数形も含む。明細書において用いられる「含む」の意味は、特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素及び／または成分を具体化し、他の特性、領域、整数、段階、動作、要素及び／または成分の存在や付加を除くものではない。
ある部分が他の部分の「上」または「上に」にあるという場合、これは、他の部分の真上または上にあるか、その間に他の部分が介在され得ることを意味する。これと対照的にある部分が他の部分の「真上に」あるという場合は、その間に他の部分が介されない。
他に定義しないが、ここに用いられる技術用語及び科学用語を含むすべての用語は、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者が一般的に理解する意味と同じ意味を有する。一般的に用いられる辞書に定義されている用語は、関連技術文献と現在開示された内容に符合する意味を有するものとさらに解釈され、定義しない限り理想的又は過度に形式的な意味として解釈されない。
また、特に言及しない限り％は重量％を意味し、１ｐｐｍは０．０００１重量％である。
以下、本発明の実施例について本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に実施できるように詳しく説明する。しかし、本発明は、様々な相違する形態に実現することができ、ここで説明する実施例に限らない。
無方向性電磁鋼板をモータのような回転機器の鉄心とするためには図１に示したとおりパンチング加工により特定の形状にした後にこれを積層して用いる。パンチング加工は、鋼板に機械的な応力を加えるので、パンチング加工後の切断部の付近に残留応力が存在するが、これは鉄損及び磁束密度を劣位させる原因になる。
本発明の一実施例では、無方向性電磁鋼板内の組成、特にＳｉ含有量に対するＡｌ、Ｍｎ添加量、Ｍｏ、Ｐ、Ｓｎ、Ｓｂの合量を最適範囲に限定し、結晶粒の大きさを限定することによって、内部の断面硬度を最適値にし、内部の断面硬度に対してパンチング加工切断部の断面硬度の硬化率が低くなり、パンチング加工による磁性劣化が少ない。この時、内部の断面硬度とは、パンチング加工切断部から５ｍｍ以上離れた地点の断面において結晶粒系及び介在物でない部位に２５ｇｆの荷重でビッカース硬度（ＨＶ２５ｇｆ）を１０回繰り返し測定して得られた平均値を意味する。パンチング加工切断部の断面硬度は、パンチング加工切断部から鋼板の厚さだけ離れた地点の断面硬度を意味する。断面硬度の測定位置について図２に示した。
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．５〜３．１％、Ａｌ：０．１〜１．３％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃ：０．００８％以下（０％を除く）、Ｓ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｍｏ：０．００１〜０．０７％、Ｐ：０．００１〜０．０７％、Ｓｎ：０．００１〜０．０７％、及びＳｂ：０．００１〜０．０７％を含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物を含む。
まず、無方向性電磁鋼板の成分限定の理由から説明する。
Ｓｉ：２．５〜３．１重量％
ケイ素（Ｓｉ）は、材料の比抵抗を高めて鉄損を低くする役割を果たす。Ｓｉの添加量が少なすぎる場合、鉄損が劣位になり易い。またＳｉの添加量が多すぎる場合、材料のパンチング加工による切断部の硬化率が急激に増加する虞がある。したがって、前述した範囲でＳｉを添加することが好ましい。
Ａｌ：０．１〜１．３重量％
アルミニウム（Ａｌ）は、材料の比抵抗を高めて鉄損を低くし、窒化物を形成する。Ａｌの添加量が少なすぎると、窒化物が微細に形成されて磁性を劣化させる。Ａｌの添加量が多すぎると、製鋼と連続鋳造などの製造工程上に問題を発生させ、生産性を大きく低下させる虞がある。したがって、前述した範囲でＡｌを添加することがよい。
Ｍｎ：０．２〜１．５重量％
マンガン（Ｍｎ）は、材料の比抵抗を高めて鉄損を改善し、硫化物を形成させる役割を果たす。Ｍｎの添加量が少なすぎると、ＭｎＳが微細に析出されて磁性を劣化させる。Ｍｎの添加量が多すぎると、磁性に不利な｛１１１｝／／ＮＤ集合組織の形成を助長して磁束密度が減少する虞がある。したがって、前述した範囲でＭｎを添加することが好ましい。
Ｃ：０．００８重量％以下
炭素（Ｃ）は磁気時効を起こし、その他の不純物元素と結合して炭化物を生成して磁気的特性を低下させるので、０．００８重量％以下、より具体的には０．００５重量％以下に制限することがよい。
Ｓ：０．００５重量％以下
硫黄（Ｓ）は、鋼内に不可避に存在する元素にであって、微細な析出物であるＭｎＳ、ＣｕＳなどを形成して磁気的特性を悪化させるため、０．００５重量％以下、より具体的には０．００３重量％以下に制限することが好ましい。
Ｎ：０．００５重量％以下
窒素（Ｎ）は、母材内部に微細でかつ長いＡｌＮ析出物を形成するだけでなく、その他の不純物と結合して微細な窒化物を形成し、結晶粒成長を抑制して鉄損を悪化させるので、０．００５重量％以下、より具体的には０．００３重量％以下に制限することがよい。
Ｔｉ：０．００５重量％
チタニウム（Ｔｉ）は、炭化物または窒化物を形成して鉄損を悪化させ、磁性に好ましくない｛１１１｝集合組織の発達を促進するので、０．００５重量％以下、より具体的には０．００３重量％以下に制限することがよい。
Ｍｏ、Ｐ、Ｓｎ及びＳｂ：それぞれ０．００１〜０．０７重量％
モリブデン（Ｍｏ）、燐（Ｐ）、錫（Ｓｎ）、アンチモン（Ｓｂ）は、鋼板の表面及び結晶粒系に偏析し、焼鈍過程で発生する表面酸化を抑制し、｛１１１｝／／ＮＤ方位の再結晶を抑制して集合組織を改善させる役割を果たす。一つの元素でも添加量が少ないとその効果が顕著に低下し、過剰添加されると結晶粒系の偏析量の増加によって結晶粒の成長が抑制されて鉄損が劣化し、鋼の燐性が低下して生産性が低下するため好ましくない。特にＭｏ、Ｐ、Ｓｎ、Ｓｂの合計が０．０２５〜０．１５重量％範囲に制限される時、表面酸化抑制及び集合組織の改善効果が極大化して磁気的特性が顕著に改善される。
その他の不純物
前述した元素の他にもＮｂ、Ｖ、Ｍｇ、Ｃｕなどの不可避に混入される不純物が含まれ得る。これら元素は微量であるが、鋼内の介在物形成などによる磁性悪化をもたらす虞があるので、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｇ：それぞれ０．００５重量％以下、Ｃｕ：０．０２５重量％以下に管理しなければならない。
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、下記式１及び式２を満たす。
〔式１〕
０．３２≦（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／［Ｓｉ］≦０．５
〔式２〕
０．０２５≦［Ｍｏ］＋［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］≦０．１５
（ここで、式１及び式２において、［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｐ］、［Ｓｎ］及び［Ｓｂ］は、それぞれＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｐ、Ｓｎ及びＳｂの含有量を重量％で示す。）
式１の値が０．３２未満である場合、微細析出物によって、パンチング加工による鉄損劣化が増大する。式１の値が０．５を超過すると、不純物の制御が困難になり、鋼板の硬度が高まるため、パンチング加工切断部の硬化率が急激に増加する。
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、平均結晶粒の直径が７０〜１５０μｍであることができる。前述した範囲で内部の断面硬度に対するパンチング加工切断部の断面硬度の硬化率が低くなり、パンチング加工による磁性劣化が少なくなる。
具体的に、本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、内部の断面硬度が２１０ＨＶ以下であることができる。また、パンチング加工の切断部から鋼板の厚さだけ離れた地点の断面硬度が内部の断面硬度の１．１倍以下であり得る。さらに具体的には１．１〜１倍であることができる。
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、厚さが０．２〜０．６５ｍｍであり得る。
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｓｉ：２．５〜３．１％、Ａｌ：０．３〜１．３％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃ：０．００８％以下（０％を除く）、Ｓ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｍｏ：０．００１〜０．０７％、Ｐ：０．００１〜０．０７％、Ｓｎ：０．００１〜０．０７％、及びＳｂ：０．００１〜０．０７％を含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物を含み、下記式１及び式２を満たす。スラブを加熱した後、熱間圧延して熱延板を製造する段階と、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階と、冷延板を再結晶焼鈍する段階とを含む。
〔式１〕
０．３２≦（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／［Ｓｉ］≦０．５
〔式２〕
０．０２５≦［Ｍｏ］＋［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］≦０．１５
（但し、式１及び式２において、［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｐ］、［Ｓｎ］及び［Ｓｂ］は、それぞれＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｐ、Ｓｎ及びＳｂの含有量（重量％）を示す。）
まず、スラブを加熱した後、熱間圧延して熱延板を製造する。各組成の添加比率を限定した理由は、前述した無方向性電磁鋼板の組成を限定した理由と同一である。後述する熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶焼鈍などの過程においてスラブの組成は、実質的に変動しないので、スラブの組成と無方向性電磁鋼板の組成が実質的に同一である。
スラブを加熱炉に裝入して１１００〜１２００℃で加熱する。１２００℃を超える温度で加熱すると、析出物が再溶解して熱間圧延以降に微細に析出する虞がある。
加熱されたスラブは、２〜２．３ｍｍで熱間圧延して熱延板に加工される。熱延板を製造する段階で仕上げ温度は８００〜１０００℃であることが好ましい。
熱間圧延された熱延板は８５０〜１１５０℃の温度で熱延板焼鈍する。熱延板焼鈍の温度が８５０℃未満の場合、組織が成長しないか、微細に成長して磁束密度の上昇効果が少なく、焼鈍温度が１１５０℃を超える場合、磁気特性がむしろ劣化し、板状の変形により圧延作業性が悪くなるので、その温度範囲は、８７５〜１１２５℃に制限することがよい。より好ましい熱延板の焼鈍温度は、９００〜１１００℃である。熱延板焼鈍は、必要に応じて磁性に有利な方位を増加させるために行われるものであり、省略してもよい。熱延板焼鈍後の平均結晶粒の直径は１２０μｍ以上が好ましい。
熱延板焼鈍後、熱延板を酸洗し、所定の板厚さになるように冷間圧延する。熱延板の厚さによって異なるように適用し得るが、約７０〜９５％の圧下率を適用して最終の厚さが０．２〜０．６５ｍｍになるように冷間圧延し得る。
最終冷間圧延された冷延板は、平均結晶粒の直径が７０〜１５０μｍになるように最終の再結晶焼鈍を行う。最終の再結晶焼鈍の温度が低すぎると、再結晶が十分に発生できず、最終の再結晶焼鈍の温度が高すぎると、結晶粒の急激な成長が発生し、磁束密度及び高周波鉄損が劣位となるので、８５０〜１１５０℃の温度で６０〜１５０秒間行うことが好ましい。
再結晶焼鈍板は、絶縁コーティング処理を行ってから顧客の元に出荷する。絶縁コーティングは、有機質、無機質または有機−無機複合コーティング処理を行うことができ、その他の絶縁が可能なコーティング剤を使用してもよい。顧客は本鋼板をそのまま用いてもよく、必要に応じて応力除去焼鈍を行ってから用いてもよい。
以下、実施例により本発明をさらに詳細に説明する。しかし、このような実施例は、単に本発明を例示するためであり、本発明はこれに限定されない。
実施例１
下記表１のように組成されるスラブを１１００℃で加熱し、８７０℃の仕上げ温度で熱間圧延して２．３ｍｍの厚さの熱延板を製造した。熱延板は１０６０℃で１００秒間焼鈍し、酸洗した後０．３５ｍｍの厚さで冷間圧延し、Ａ１〜Ａ７は９９０℃で１００秒間、Ｂ１〜Ｂ７はそれぞれ８００、８５０、９５０、１０００、１０５０、１１００℃で９０秒間最終の再結晶焼鈍を行った。各試片に対する（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／［Ｓｉ］値、［Ｍｏ］＋［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］値、平均結晶粒径、［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］値、硬度、磁束密度（Ｂ１、Ｂ５０）及び鉄損（Ｗ１５／５０）を下記表２に示した。
磁束密度、鉄損などの磁気的特性は、それぞれの試片に対して３０５ｍｍ×３０ｍｍの大きさで圧延方向８枚、圧延垂直方向８枚の試片を切断し、エプスタイン試験器で測定した。エプスタイン試片は、パンチング加工とワイヤー放電加工の二つの方法で製作したが、加工方法による測定値の差が明らかであるＢ１、Ｗ１５／５０値に対し、それぞれＢ１（パンチング）、Ｂ１（放電）、Ｗ１５／５０（パンチング）、Ｗ１５／５０（放電）で表記し、加工方法による測定値の差が微々たるＢ５０値は、ワイヤー放電加工で測定した値のみを示した。
ワイヤー放電加工とパンチング加工の試片の磁気的特性の差を観察すると、加工による磁性劣化の程度を計ることができる。この時、Ｂ１は１００Ａ／ｍの磁場で誘導される磁束密度であり、Ｂ５０は５０００Ａ／ｍの磁場で誘導される磁束密度であり、Ｗ１５／５０は５０Ｈｚの周波数で１．５Ｔの磁束密度を誘起した時の鉄損であり、Ｗ１０／４００は４００Ｈｚの周波数で１．０Ｔの磁束密度を誘起した時の鉄損を意味する。結晶粒径は、試片の断面を研磨してエッチングし、光学顕微鏡で４０００個以上の結晶粒が含まれる面積を測定した後、〔式１〕及び〔式２〕により計算した値を示した。硬度は試片断面を研磨し、ビッカース硬度の測定法によって２５ｇｆの荷重で切断部から５ｍｍ以上離れた地点を１０回繰り返し測定した平均値を示した。
Figure 0006913683
Figure 0006913683
 成分及び結晶粒径が本発明の範囲に該当するＡ２、Ａ４、Ａ６、Ｂ３、Ｂ４、Ｂ５は、いずれも磁気的特性が優れ、加工方法による磁気的特性の差が微々たるものであった。これに対し、（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／［Ｓｉ］値が本発明の範囲に達しないＡ１、Ａ３、Ａ５、Ａ７は、パンチング加工時のＢ１及びＷ１５／５０が急激に劣化した。結晶粒径が本発明の範囲に達しないＢ１、Ｂ２と本発明の範囲を超えるＢ６、Ｂ７も、ワイヤー放電加工に比べてパンチング加工時Ｂ１とＷ１５／５０の劣化が深刻に示された。
実施例２
下記表３のように組成されるスラブを製造した。Ｃ１〜Ｃ７は、Ｍｏ、Ｐ、Ｓｎ、Ｓｂ含有量は固定し、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ含有量を変え、Ｄ１〜Ｄ７は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ含有量は固定し、Ｍｏ、Ｐ、Ｓｎ、Ｓｂ含有量を変えた。スラブを１１３０℃で加熱し、８７０℃の仕上げ温度で熱間圧延して２．０ｍｍの厚さの熱延板を製造した。熱延板は１０３０℃で１００秒間焼鈍し、酸洗した後０．３５ｍｍの厚さで冷間圧延し、９９０℃で７０〜１３０秒間最終の再結晶焼鈍を行い平均結晶粒径１２０〜１３０μｍになるようにした。
各試片に（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／［Ｓｉ］値、［Ｍｏ］＋［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］値、切断部の断面硬度、内部の断面硬度、切断部の硬化率、磁束密度（Ｂ５０）及びＷ１５／５０（パンチング、放電）を下記表４に示した。
切断部の断面硬度は、切断部から試片の厚さである０．３５ｍｍ（３５０μｍ）だけ離れた地点において２５ｇｆの荷重でビッカース硬度を１０回繰り返し測定した平均値であり、内部の断面硬度は、切断部から５ｍｍだけ離れた地点において２５ｇｆの荷重でビッカース硬度を１０回繰り返し測定した平均値である。切断部の硬化率は、切断部の断面硬度を内部の断面硬度で除した値を意味する。
Figure 0006913683
Figure 0006913683
表４に示したとおり、本発明の範囲に該当するＣ５、Ｃ６、Ｃ７、Ｄ５、Ｄ６、Ｄ７は、切断部の硬化率が１１０％以下でパンチング加工による磁性劣化が微々たり、Ｗ１５／５０（パンチング）がＷ１５／５０（放電）に比べて大きく劣位しないことが分かった。これに対し、Ｓｉ、ＡｌまたはＭｎの含有量が本発明の範囲を外れるＣ１、Ｃ２、Ｃ３、Ｃ４は、切断部の硬化率が１１０％以上で本発明の範囲を超え、その影響でＷ１５／５０（パンチング）がＷ１５／５０（放電）に比べて大きく劣化した。また、Ｍｏ、Ｐ、ＳｎまたはＳｂの含有量及び［Ｍｏ］＋［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］の含有量が本発明の範囲を外れるＤ１、Ｄ２、Ｄ３、Ｄ４も切断部の硬化率が１１０％以上で本発明の範囲を超え、Ｗ１５／５０（パンチング）がＷ１５／５０（放電）に比べて大きく劣化した。
本発明は実施例に限定されず、互いに異なる多様な形態で製造され得、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者は、本発明の技術的な思想や必須の特徴を変更せず他の具体的な形態で実施できることが理解できるであろう。したがって、以上で記述した実施例はすべての面において例示的なものであり、限定的ではないものとして理解しなければならない。

Claims (3)

  1. 質量％で、Ｓｉ：２．５〜３．１％、Ａｌ：０．１〜１．３％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃ：０．００８％以下（０％を除く）、Ｓ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｍｏ：０．０１〜０．０２％、Ｐ：０．００１〜０．０７％、Ｓｎ：０．００１〜０．０７％、及びＳｂ：０．００１〜０．０７％を含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記式１及び式２を満たすスラブを加熱した後、仕上げ温度８００〜１０００℃で熱間圧延して熱延板を製造する段階と、
    前記熱延板を０．２０〜０．６５ｍｍ厚さで冷間圧延して冷延板を製造する段階と、
    前記冷延板を平均結晶粒の直径が７０〜１５０μｍになるように８７５〜１１２５℃で６０〜１５０秒間再結晶焼鈍する段階とを含むことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
    〔式１〕
    ０．３２≦（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）／［Ｓｉ］≦０．５
    〔式２〕
    ０．０２５≦［Ｍｏ］＋［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］≦０．１５
    （但し、式１及び式２において、［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｐ］、［Ｓｎ］及び［Ｓｂ］は、それぞれＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｐ、Ｓｎ及びＳｂの含有量（質量％）を示す。）
  2. 前記熱延板を製造する段階において、前記スラブを１１００〜１２００℃で加熱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の製造方法。
  3. 熱延板を製造し、８５０〜１１５０℃温度で焼鈍する段階をさらに含むことを特徴とする請求項１，２のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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