JP7010358B2 - 無方向性電磁鋼板、及び無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板、及び無方向性電磁鋼板の製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、無方向性電磁鋼板、及び無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
本願は、２０１８年２月１６日に、日本に出願された特願２０１８－０２６０９８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
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、優れた磁気特性、例えば高い磁束密度が要求される。これまで、例えば特許文献１～９に開示されたような種々の技術が提案されているが、十分な磁束密度を得ることは困難である。
日本国特開平２－１３３５２３号公報 日本国特開平５－１４０６４８号公報 日本国特開平６－０５７３３２号公報 日本国特開２００２－２４１９０５号公報 日本国特開２００４－１９７２１７号公報 日本国特開２００４－３３２０４２号公報 日本国特開２００５－０６７７３７号公報 日本国特開２０１１－１４０６８３号公報 日本国特開２０１０－１５５７号公報
本発明は、鉄損を劣化させることなく、より高い磁束密度を得ることができる無方向性電磁鋼板、及び無方向性電磁鋼板の製造方法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、結晶方位の関係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。また、この関係は、無方向性電磁鋼板の厚さ方向全体にわたって維持されるべきであることも明らかになった。圧延鋼板における集合組織の等方性は、圧延面に近い領域では高く、圧延面から離れるほど低下することが通常である。例えば、上記特許文献９に記載の発明では、集合組織の測定位置が表層から離れるほど、集合組織の等方性が低下することが、同文献に開示された実験データに示されている。本発明者らは、無方向性電磁鋼板の内部においても、結晶方位を好ましく制御することが必要であることを知見した。
上記特許文献９では、鋼板の表層付近でキューブ方位付近に結晶方位が集積しているのに対し、鋼板の中心層ではガンマファイバー集合組織が発達している。特許文献９は、鋼板表層と鋼板中心層との間で集合組織が大きく異なることが新規な特徴であると説明している。また、一般的に圧延鋼板を焼鈍して再結晶させると、鋼板の表層付近ではキューブ方位である｛２００｝及び｛１１０｝の付近に結晶方位が集積し、鋼板中心層ではガンマファイバー集合組織である｛２２２｝が発達する。例えば、「極低炭素冷延鋼板のｒ値におよぼす冷延条件の影響」、橋本ら、鉄と鋼，Ｖｏｌ．７６，Ｎｏ．１（１９９０），Ｐ．５０では、０．００３５％Ｃ－０．１２％Ｍｎ－０．００１％Ｐ－０．００８４％Ｓ－０．０３％Ａｌ－０．１１％Ｔｉ鋼を、圧下率７３％で冷延後、７５０℃で３時間焼鈍して得られた鋼板では、板厚中心は表層に比べ、（２２２）が高く、（２００）が低く、（１１０）が低いことが示されている。
一方、本発明者らは、鋼板の表層付近でキューブ方位である｛２００｝付近に結晶方位を集積させることに加え、鋼板中心層でも｛２００｝付近に結晶方位を集積させることが必要であると知見した。
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）本発明の一態様に係る無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００３０％以下、Ｓｉ：２．００％以下、Ａｌ：１．００％以下、Ｍｎ：０．１０％～２．００％、Ｓ：０．００３０％以下、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計で０．０１００％超０．０２５０％以下、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］と定義して式１で表されるパラメータＱ：２．００以下、Ｓｎ：０．００％～０．４０％、Ｃｕ：０．００％～１．００％、かつ残部：Ｆｅ及び不純物、で表される化学組成を有し、板厚中心部における｛１００｝結晶方位強度、｛３１０｝結晶方位強度、｛４１１｝結晶方位強度、｛５２１｝結晶方位強度、｛１１１｝結晶方位強度、｛２１１｝結晶方位強度、｛３３２｝結晶方位強度、｛２２１｝結晶方位強度がそれぞれＩ１００、Ｉ３１０、Ｉ４１１、Ｉ５２１、Ｉ１１１、Ｉ２１１、Ｉ３３２、Ｉ２２１と定義され、式２で表されるパラメータＲが０．８０以上である。
Ｑ＝［Ｓｉ］＋２×［Ａｌ］－［Ｍｎ］（式１）
Ｒ＝（Ｉ１００＋Ｉ３１０＋Ｉ４１１＋Ｉ５２１）／（Ｉ１１１＋Ｉ２１１＋Ｉ３３２＋Ｉ２２１）（式２）
（２）上記（１）に記載の無方向性電磁鋼板では、前記化学組成において、Ｓｎ：０．０２％～０．４０％、若しくはＣｕ：０．１０％～１．００％、又はこれらの両方が満たされてもよい。
（３）本発明の別の態様に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記（１）又は（２）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、溶鋼の連続鋳造工程と、前記連続鋳造工程によって得られた鋼塊の熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程によって得られた鋼帯の冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程によって得られた冷延鋼板の仕上げ焼鈍工程と、を備え、前記溶鋼は、上記（１）又は（２）に記載の化学組成を有し、前記鋼帯は、柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１０ｍｍ以上であり、前記冷間圧延工程における圧下率を９０％以下とする。
（４）上記（３）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法では、前記連続鋳造工程において、凝固時の前記鋼塊の一方の表面と他方の表面との温度差を４０℃以上としてもよい。
（５）上記（３）又は（４）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法では、前記熱間圧延工程において、熱間圧延の開始温度を９００℃以下とし、かつ前記鋼帯の巻取温度を６５０℃以下としてもよい。
（６）本発明の別の態様に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記（１）又は（２）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、溶鋼の連続鋳造工程と、前記連続鋳造工程によって得られた鋼塊の熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程によって得られた鋼帯の冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程によって得られた冷延鋼板の仕上げ焼鈍工程と、を備え、前記溶鋼は、請求項１又は２に記載の化学組成を有し、前記連続鋳造工程において、凝固時の前記鋼塊の一方の表面と他方の表面との温度差を４０℃以上とし、かつ７００℃以上での平均冷却速度を１０℃／分以下とし、前記熱間圧延工程において、熱間圧延の開始温度を９００℃以下とし、かつ前記鋼帯の巻取温度を６５０℃以下とし、前記冷間圧延工程における圧下率を９０％以下とする。
（７）上記（３）～（６）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は、前記仕上げ焼鈍工程における通板張力を３ＭＰａ以下とし、９５０℃～７００℃における冷却速度を１℃／秒以下としてもよい。
（８）本発明の別の態様に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記（１）又は（２）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、溶鋼の急速凝固工程と、前記急速凝固工程によって得られた鋼帯の冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程によって得られた冷延鋼板の仕上げ焼鈍工程と、を備え、前記溶鋼は、上記（１）又は（２）に記載の化学組成を有し、前記鋼帯は、柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１０ｍｍ以上であり、前記冷間圧延工程における圧下率を９０％以下とする。
（９）上記（８）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法では、前記急速凝固工程では、移動更新する冷却体を用いて前記溶鋼を凝固させ、前記移動更新する冷却体に注入される前記溶鋼の温度を、前記溶鋼の凝固温度より２５℃以上高くしてもよい。
（１０）上記（８）又は（９）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法では、前記急速凝固工程では、移動更新する冷却体を用いて前記溶鋼を凝固させ、前記溶鋼の凝固完了から前記鋼帯の巻取りまでの平均冷却速度を１，０００～３，０００℃／分としてもよい。
（１１）本発明の別の態様に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記（１）又は（２）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、溶鋼の急速凝固工程と、前記急速凝固工程によって得られた鋼帯の冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程によって得られた冷延鋼板の仕上げ焼鈍工程と、を備え、前記溶鋼は、請求項１又は２に記載の化学組成を有し、前記急速凝固工程では、移動更新する冷却体を用いて前記溶鋼を凝固させ、前記移動更新する冷却体に注入される前記溶鋼の温度を、前記溶鋼の凝固温度より２５℃以上高くし、前記溶鋼の凝固完了から前記鋼帯の巻取りまでの平均冷却速度を１，０００～３，０００℃／分とし、前記冷間圧延工程における圧下率を９０％以下とする。
（１２）上記（８）～（１１）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は、前記仕上げ焼鈍工程における通板張力を３ＭＰａ以下とし、９５０℃～７００℃における冷却速度を１℃／秒以下としてもよい。
本発明によれば、化学組成、結晶方位の関係が適切であるため、鉄損を劣化させることなく、高い磁束密度を得ることができる。
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％以下、Ａｌ：１．００％以下、Ｍｎ：０．１０％～２．００％、Ｓ：０．００３０％以下、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計で０．０１００％超０．０２５０％未満、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］と定義して式１で表されるパラメータＱ：２．００以下、Ｓｎ：０．００％～０．４０％、Ｃｕ：０．００％～１．００％、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）
（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く、その下限値を定める必要はない。Ｃ含有量の下限値を０％、０．０００１％、０．０００２％、０．０００５％、又は０．００１０％としてもよい。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含有量の上限値を０．００２８％、０．００２５％、０．００２２％、又は０．００２０％としてもよい。
（Ｓｉ：０．３０％以上、２．００％以下）
Ｓｉは、周知のように鉄損を低下させる作用のある成分であり、この作用を奏するために含有させる。Ｓｉの含有量が０．３０％未満では、鉄損低減効果が十分発揮されないため、Ｓｉ量の下限値を０．３０％とする。例えば、Ｓｉ含有量の下限値を０．９０％、０．９５％、０．９８％、又は１．００％としてもよい。一方、Ｓｉの含有量が増えると磁束密度が低下し、また圧延作業性が劣化し、さらにはコスト高ともなるので、２．０％以下とする。Ｓｉ含有量の上限値を１．８０％、１．６０％、１．４０％、又は１．１０％としてもよい。
（Ａｌ：１．００％以下）
Ａｌは、Ｓｉと同様に電気抵抗を高めて鉄損を下げる効果がある。また、無方向性電磁鋼板にＡｌが含まれる場合、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。この作用を奏するためにＡｌを含有させる。例えばＡｌ含有量の下限値を０％、０．０１％、０．０２％、又は０．０３％としてもよい。一方、Ａｌ含有量が１．００％を超えると、Ｓｉの場合と同様に磁束密度が低下するので、１．００％以下とする。Ａｌ含有量の上限値を０．５０％、０．２０％、０．１０％、又は０．０５％としてもよい。
（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｝結晶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。Ｍｎ含有量の下限値を０．１２％、０．１５％、０．１８％、又は０．２０％としてもよい。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含有量の上限値を１．００％、０．５０％、０．３０％、又は０．２５％としてもよい。
（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含有量の下限値は特に規定する必要はなく、例えば０％、０．０００５％、０．００１０％、又は０．００１５％としてもよい。
（Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計で０．０１００％超０．０２５０％以下）
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、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。以下、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｎ及びＣｄを総称して「粗大析出物生成元素」ということがある。粗大析出物生成元素の析出物の粒径は１μｍ～２μｍ程度であり、ＭｎＳ、ＴｉＮ、ＡｌＮ等の微細析出物の粒径（１００ｎｍ程度）よりはるかに大きい。このため、これら微細析出物は粗大析出物生成元素の析出物に付着し、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害しにくくなる。粗大析出物生成元素の含有量が総計で０．０１００％以下では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、粗大析出物生成元素の含有量は総計で０．０１００％超とする。粗大析出物生成元素の含有量の下限値を総計で０．０１１０％、０．０１２０％、０．０１５０％、又は０．０１７０％としてもよい。一方、粗大析出物生成元素の含有量が総計で０．０２５０％超では、硫化物若しくは酸硫化物以外の析出物が生じやすくなり、むしろ、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長が阻害されることとなる。従って、粗大析出物生成元素の含有量は総計で０．０２５０％以下とする。粗大析出物生成元素の含有量の上限値を総計で０．０２４０％、０．０２３０％、０．０２２０％、又は０．０２１０％としてもよい。
なお、本発明者らの実験結果によれば、粗大析出物生成元素の含有量を上記範囲内とする限り、粗大析出物による効果が確実に発現し、無方向性電磁鋼板の結晶粒は十分に成長していた。従って、粗大析出物生成元素によって生成された粗大析出物の形態及び成分を特に限定する必要はない。一方、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量が、無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量の４０％以上であることが好ましい。上記のように、粗大析出物生成元素は、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。従って、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の、無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合が高いことは、十分な量の粗大析出物生成元素が無方向性電磁鋼板に含まれ、この析出物にＭｎＳ等の微細析出物が効果的に付着していることを意味する。このため、上記割合が高いほど、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長が促進されており、優れた磁気特性が得られる。上記割合は、例えば溶鋼の鋳造又は急速凝固時の製造条件を後述のように制御することによって達成される。
（パラメータＱ：２．００以下）
パラメータＱは、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］と定義して式１で表される値である。
Ｑ＝［Ｓｉ］＋２×［Ａｌ］－［Ｍｎ］ （式１）
パラメータＱを２．００以下とすることにより、溶鋼の連続鋳造後又は急速凝固後の冷却時においてオーステナイトからフェライトへの変態（γ→α変態）が生じやすくなり、柱状晶の｛１００｝＜０ｖｗ＞集合組織がより先鋭化される。パラメータＱの上限値を、１．５０％、１．２０％、１．００％、０．９０％、又は０．８８％としてもよい。なお、パラメータＱの下限値は特に限定する必要が無いが、例えば０．２０％、０．４０％、０．８０％、０．８２％、又は０．８５％としてもよい。
Ｓｎ及びＣｕは、必須元素ではなく、その含有量の下限値は０％であるが、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：０．００％～１．００％）
Ｓｎ及びＣｕ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若しくはＣｕ又はこれらの両方が含まれると、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若しくはＣｕ又はこれらの両方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％以上若しくはＣｕ：０．１０％以上又はこれらの両方とする。Ｓｎ含有量の下限値を０．０５％、０．０８％、又は０．１０％としてもよい。Ｃｕ含有量の下限値を０．１２％、０．１５％、又は０．２０％としてもよい。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。Ｓｎ含有量の上限値を０．３５％、０．３０％、又は０．２０％としてもよい。Ｃｕ含有量が１．００％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含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量の上限値を０．８０％、０．６０％、又は０．４０％としてもよい。
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、板厚中心部における｛１００｝結晶方位強度、｛３１０｝結晶方位強度、｛４１１｝結晶方位強度、｛５２１｝結晶方位強度、｛１１１｝結晶方位強度、｛２１１｝結晶方位強度、｛３３２｝結晶方位強度、｛２２１｝結晶方位強度がそれぞれＩ１００、Ｉ３１０、Ｉ４１１、Ｉ５２１、Ｉ１１１、Ｉ２１１、Ｉ３３２、Ｉ２２１と定義され、式２で表されるパラメータＲが０．８０以上である。なお、板厚中心部（通常、１／２Ｔ部と称される場合がある）とは、無方向性電磁鋼板の圧延面から、無方向性電磁鋼板の板厚Ｔの約１／２の深さの領域を意味する。換言すると、板厚中心部とは、無方向性電磁鋼板の両圧延面の中間面及びその近傍を意味する。
Ｒ＝（Ｉ１００＋Ｉ３１０＋Ｉ４１１＋Ｉ５２１）／（Ｉ１１１＋Ｉ２１１＋Ｉ３３２＋Ｉ２２１） （式２）
｛３１０｝、｛４１１｝及び｛５２１｝は｛１００｝の近傍にあり、Ｉ１００、Ｉ３１０、Ｉ４１１及びＩ５２１の和は、｛１００｝自身を含む、｛１００｝近傍の結晶方位の強度の和を示す。｛２１１｝、｛３３２｝及び｛２２１｝は｛１１１｝の近傍にあり、Ｉ１１１、Ｉ２１１、Ｉ３３２及びＩ２２１の和は、｛１１１｝自身を含む、｛１１１｝近傍の結晶方位の強度の和を示す。板厚中心部におけるパラメータＲが０．８０未満では、磁束密度の低下や鉄損の増加等、磁気特性の劣化が生じる。このため、本成分系において、例えば厚さが０．５０ｍｍである場合、圧延方向（Ｌ方向）における磁束密度Ｂ５０Ｌ：１．７９Ｔ以上、圧延方向及び幅方向（Ｃ方向）における磁束密度Ｂ５０の平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃ：１．７５Ｔ以上、圧延方向における鉄損Ｗ１５／５０Ｌ：４．５Ｗ／ｋｇ以下、圧延方向及び幅方向における鉄損Ｗ１５／５０の平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃ：５．０Ｗ／ｋｇ以下で表される磁気特性を呈することができなくなる。板厚中心部におけるパラメータＲは、例えば、溶鋼を移動更新する冷却体の表面に注入する温度と溶鋼の凝固温度との差、凝固時の鋳片の一方の表面と他方の表面との温度差、硫化物又は酸硫化物の生成量、冷間圧延率等を調節することにより、所望の値とすることができる。板厚中心部におけるパラメータＲの下限値を０．８２、０．８５、０．９０、又は０．９５としてもよい。板厚中心部におけるパラメータＲは高い方が良いので、その上限値を規定する必要はないが、例えば２．００、１．９０、１．８０、又は１．７０としてもよい。
なお、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の結晶方位は、板全体において上述のように制御されている必要がある。しかしながら、圧延鋼板における集合組織の等方性は、圧延面に近い領域では高く、圧延面から離れるほど低下することが通常である。例えば、「極低炭素冷延鋼板のｒ値におよぼす冷延条件の影響」、橋本ら、鉄と鋼，Ｖｏｌ．７６，Ｎｏ．１（１９９０），Ｐ．５０では、０．００３５％Ｃ－０．１２％Ｍｎ－０．００１％Ｐ－０．００８４％Ｓ－０．０３％Ａｌ－０．１１％Ｔｉ鋼を、圧下率７３％で冷延後、７５０℃で３時間焼鈍して得られた鋼板では、板厚中心は表層に比べ、（２２２）が高く、（２００）が低く、（１１０）が低いことが示されている。
従って、圧延面から最も離れた領域である板厚中心部においてパラメータＲが０．８以上であれば、その他の領域においても同等以上の等方性が達成される。以上の理由から、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の結晶方位は、板厚中心部において規定される。
板厚中心部における｛１００｝結晶方位強度、｛３１０｝結晶方位強度、｛４１１｝結晶方位強度、｛５２１｝結晶方位強度、｛１１１｝結晶方位強度、｛２１１｝結晶方位強度、｛３３２｝結晶方位強度、｛２２１｝結晶方位強度は、Ｘ線回折法（ＸＲＤ）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。具体的には、無方向性電磁鋼板の圧延面に平行であって、この圧延面から板厚Ｔの約１／２の深さの面を通常の方法で現出させ、この面に対してＸＲＤ分析又はＥＢＳＤ分析を行うことで、各結晶方位強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータＲを算出することができる。Ｘ線及び電子線の試料からの回折強度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、これとの相対比に基づいて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の磁気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、例えば厚さが０．５０ｍｍである場合、圧延方向（Ｌ方向）における磁束密度Ｂ５０Ｌ：１．７９Ｔ以上、圧延方向及び幅方向（Ｃ方向）における磁束密度Ｂ５０の平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃ：１．７５Ｔ以上、圧延方向における鉄損Ｗ１５／５０Ｌ：４．５Ｗ／ｋｇ以下、圧延方向及び幅方向における鉄損Ｗ１５／５０の平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃ：５．０Ｗ／ｋｇ以下で表される磁気特性を呈することができる。磁束密度Ｂ５０とは、５０００Ａ／ｍの磁場における磁束密度であり、鉄損Ｗ１５／５０とは、１．５Ｔの磁束密度、５０Ｈｚの周波数における鉄損である。
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法の例について以下に説明する。ただし、当然のことながら、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は特に限定されない。上述の要件を満たす無方向性電磁鋼板は、たとえ以下に例示される製造方法以外の方法によって得られたものであっても、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板に該当する。
まず、本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例示的に説明する。第１の製造方法では、溶鋼の連続鋳造、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、柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１０ｍｍ以上の鋼帯を得る。凝固の際に、鋼塊の最表面と内部との温度差、或いは鋼塊の一方の表面と他方の表面との温度差が十分に高い場合、鋼塊の表面で凝固した結晶粒が表面垂直方向に成長し、柱状晶を形成する。ＢＣＣ構造を持つ鋼では、柱状晶は、｛１００｝面が鋼塊の表面に平行になるように成長する。柱状晶が、鋼塊の表面から中央まで発達する前、或いは鋼塊の一方の表面から他方の表面まで発達する前に、鋼塊の内部の温度、又は鋼塊の他方の表面の温度が低下し、凝固温度に到達すると、鋼塊内部、又は鋼塊の他方の表面で晶出が始まる。鋼塊内部、或いは鋼塊の他方の表面で晶出した結晶は、等軸粒的に成長し、柱状晶とは異なる結晶方位を有する。
柱状晶率は、例えば、以下の手順で測定可能である。まず、鋼帯断面を研磨し、ピクリン酸系の腐食液で断面をエッチングして凝固組織を現出させる。ここで、鋼帯断面は、鋼帯長手方向に平行なＬ断面でも、鋼帯長手方向に垂直なＣ断面でも良いが、Ｌ断面とするのが一般的である。この断面において、板厚方向にデンドライトが発達し、板厚全厚を貫通している場合、柱状晶率１００％と判断する。断面において、デンドライト以外に粒状の黒い組織（等軸粒）が見える場合は、この粒状組織の厚みを鋼板の全厚から引いた値を、鋼板の全厚さで除した値を、鋼板の柱状晶率とする。
第１の製造方法では、溶鋼の連続鋳造後の冷却中にγ→α変態が生じやすいが、柱状晶からγ→α変態を経た結晶組織も同様に柱状晶とみなす。γ→α変態を経ることにより、柱状晶の｛１００｝＜０ｖｗ＞集合組織がより先鋭化される。
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、無方向性電磁鋼板の板厚方向全体にわたって、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。その場合、上述した通りに、鋼板の板厚中心部では｛１００｝結晶が発達せず、磁気特性にとって好ましくない｛１１１｝結晶が発達する。鋼板の板厚中心部まで｛１００｝結晶が発達した集合組織とするために、鋼帯の柱状晶の割合は８０％以上とする。鋼帯の柱状晶の割合は、上述したように、鋼帯の断面を顕微鏡で観察することにより特定することができる。ただし、鋼帯の柱状晶率は、後述する冷間圧延、又は熱処理が鋼帯に施された後は正確に測定することができない。このため、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、柱状晶率は特に規定されない。
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、凝固時の鋳片等の鋼塊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、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｎ又はＣｄの硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方が容易に生成し、ＭｎＳ等の微細硫化物の生成が抑制される。
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、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、特に鋼帯の平均結晶粒径が０．１０ｍｍ以上の場合に、優れた磁気特性が得やすい。従って、鋼帯の平均結晶粒径は０．１０ｍｍ以上とする。鋼帯の平均結晶粒径は、鋳造の際の鋳片の２表面間の温度差、７００℃以上の温度範囲での平均冷却速度、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。鋳造の際の鋳片の２表面間の温度差を４０℃以上とし、かつ７００℃以上での平均冷却速度を１０℃／分以下とした場合、鋼帯の平均結晶粒径が０．１０ｍｍ以上の鋼帯が得られる。さらに、熱間圧延の開始温度を９００℃以下、かつ巻取温度を６５０℃以下とした場合、鋼帯に含まれる結晶粒は未再結晶延伸粒となるため、平均結晶粒径が０．１０ｍｍ以上の鋼帯が得られる。なお、７００℃以上の温度範囲での平均冷却速度とは、鋳造開始温度から７００℃までの温度範囲での平均冷却速度のことであり、鋳造開始温度と７００℃との差を、鋳造開始温度から７００℃まで冷却するのに要した時間で割った値である。
粗大析出物生成元素は、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、当該鍋に粗大析出物生成元素以外の元素を含んだ溶鋼を注入し、溶鋼中に粗大析出物生成元素を溶解させることが好ましい。これにより、粗大析出物生成元素を溶鋼から飛散しにくくすることができ、また、粗大析出物生成元素とＳ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。
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５０μｍ～１８０μｍ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７５０℃以上９５０℃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場合がある。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場合がある。従って、仕上げ焼鈍の通板張力は３ＭＰａ以下とすることが好ましい。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℃／秒以下とすることが好ましい。ここで、冷却速度とは、平均冷却速度（冷却開始温度と冷却終了温度との差を、冷却に要した時間で割って得られる値）とは異なる。常に冷却速度を小さく保つ必要性を考慮して、仕上げ焼鈍では、９５０℃～７００℃の温度範囲において、常に冷却速度が１℃／秒以下とされている必要がある。
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。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０．１０ｍｍ以上の鋼帯を得る。第２の製造方法では、溶鋼の急速凝固後の冷却中にγ→α変態が生じやすいが、柱状晶からγ→α変態を経た結晶組織も同様に柱状晶とみなす。γ→α変態を経ることにより、柱状晶の｛１００｝＜０ｖｗ＞集合組織がより先鋭化される。
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、無方向性電磁鋼板の板厚方向全体にわたって、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。その場合、上述した通りに、鋼板の板厚中心部では｛１００｝結晶が発達せず、磁気特性にとって好ましくない｛１１１｝結晶が発達する。鋼板の板厚中心部まで｛１００｝結晶が発達した集合組織とするために、鋼帯の柱状晶の割合は８０％以上とする。鋼帯の柱状晶の割合は、上述したように顕微鏡観察で特定することができる。
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、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｎ又はＣｄの硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方が容易に生成し、さらにこれら以外の析出物が過剰に生じることがなく、ＭｎＳ等の微細硫化物の生成が抑制される。
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、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、特に鋼帯の平均結晶粒径が０．１０ｍｍ以上の場合に、優れた磁気特性が得やすい。従って、鋼帯の平均結晶粒径は０．１０ｍｍ以上とする。鋼帯の平均結晶粒径は、急速凝固時において凝固完了から巻取りまでの平均冷却速度等により調整することができる。具体的には、溶鋼の凝固完了から鋼帯の巻取りまでの平均冷却速度を１，０００～３，０００℃／分とする。
急速凝固に際し、粗大析出物生成元素は、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、当該鍋に粗大析出物生成元素以外の元素を含んだ溶鋼を注入し、溶鋼中に粗大析出物生成元素を溶解させることが好ましい。これにより、粗大析出物生成元素を溶鋼から飛散しにくくすることができ、また、粗大析出物生成元素とＳ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。
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５０μｍ～１８０μｍ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７５０℃以上９５０℃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場合がある。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場合がある。従って、仕上げ焼鈍の通板張力は３ＭＰａ以下とすることが好ましい。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場合がある。従って、仕上げ焼鈍の９５０℃～７００℃における冷却速度は１℃／秒以下とすることが好ましい。ここで、冷却速度とは、平均冷却速度（冷却開始温度と冷却終了温度との差を、冷却に要した時間で割って得られる値）とは異なる概念である。常に冷却速度を小さく保つ必要性を考慮して、仕上げ焼鈍では、９５０℃～７００℃の温度範囲において、常に冷却速度が１℃／秒以下とされている必要がある。
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、例えば厚さが０．５０ｍｍである場合、圧延方向（Ｌ方向）における磁束密度Ｂ５０Ｌ：１．７９Ｔ以上、圧延方向及び幅方向（Ｃ方向）における磁束密度Ｂ５０の平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃ：１．７５Ｔ以上、圧延方向における鉄損Ｗ１５／５０Ｌ：４．５Ｗ／ｋｇ以下、圧延方向及び幅方向における鉄損Ｗ１５／５０の平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃ：５．０Ｗ／ｋｇ以下の高磁束密度かつ低鉄損な磁気特性を有する。
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、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。表１中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って、厚さが０．５０ｍｍの種々の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板厚中心部における結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータＲを算出した。この結果を表２に示す。表２中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure 0007010358000001
Figure 0007010358000002
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この結果を表３に示す。表３中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、磁束密度Ｂ５０Ｌの欄の下線は１．７９Ｔ未満であることを示し、平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃの欄の下線は１．７５Ｔ未満であることを示し、鉄損Ｗ１５／５０Ｌの欄の下線は４．５Ｗ／ｋｇ超であることを示し、平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃの欄の下線は５．０Ｗ／ｋｇ超であることを示す。
Figure 0007010358000003
表３に示すように、試料Ｎｏ．１１～Ｎｏ．２２及びＮｏ．１１’～１９’では、化学組成が本発明の範囲内にあり、板厚中心部におけるパラメータＲが本発明の範囲内にあるため、良好な磁気特性が得られた。
試料Ｎｏ．１～Ｎｏ．６では、板厚中心部におけるパラメータＲが小さすぎたため、鉄損Ｗ１５／５０Ｌ及び平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃが大きく、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが低かった。試料Ｎｏ．７では、Ｓ含有量が高すぎたため、鉄損Ｗ１５／５０Ｌ及び平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃが大きく、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが低かった。試料Ｎｏ．８では、粗大析出物生成元素の総含有量が低すぎたため、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の、無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合が４０％未満であり、鉄損Ｗ１５／５０Ｌ及び平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃが大きく、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが低かった。試料Ｎｏ．９では、粗大析出物生成元素の総含有量が高すぎたため、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の、無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合は４０％以上であったが、ＣａがＣａＯ等の介在物を多数形成し、鉄損Ｗ１５／５０Ｌ及び平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃが大きく、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが低かった。試料Ｎｏ．１０では、パラメータＱが大きすぎたため、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが低かった。
（第２の試験）
第２の試験では、質量％で、Ｃ：０．００２３％、Ｓｉ：０．８１％、Ａｌ：０．０３％、Ｍｎ：０．２０％、Ｓ：０．０００３％及びＰｒ：０．０１３８％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる溶鋼（表４－１の試料Ｎｏ．３１～３３に対応）と、Ｃ：０．００２１％、Ｓｉ：０．８３％、Ａｌ：０．０５％、Ｍｎ：０．１９％、Ｓ：０．００２５％及びＰｒ：０．０１６５％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる溶鋼（表４－１の試料Ｎｏ．３１’～３３’に対応）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、厚さが２．１ｍｍの鋼帯を得た。鋳造の際に鋳片の２表面間の温度差を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。表４－２に、２表面間の温度差、柱状晶の割合及び平均結晶粒径を示す。次いで、７８．２％の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．５０ｍｍの鋼板を得た。その後、８５０℃で３０秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の８結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータＲを算出した。この結果も表４－２に示す。表４－２中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure 0007010358000004
Figure 0007010358000005
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この結果を表５に示す。表５中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、磁束密度Ｂ５０Ｌの欄の下線は１．７９Ｔ未満であることを示し、平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃの欄の下線は１．７５Ｔ未満であることを示し、鉄損Ｗ１５／５０Ｌの欄の下線は４．５Ｗ／ｋｇ超であることを示し、平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃの欄の下線は５．０Ｗ／ｋｇ超であることを示す。
Figure 0007010358000006
表５に示すように、柱状晶の割合が適切な鋼帯を用いた試料Ｎｏ．３３及びＮｏ．３３’では、板厚中心部におけるパラメータＲが本発明の範囲内にあるため、良好な磁気特性が得られた。
柱状晶の割合が低すぎる鋼帯を用いた試料Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３２、Ｎｏ．３１’及びＮｏ．３２’では、板厚中心部におけるパラメータＲが本発明の範囲から外れているため、鉄損Ｗ１５／５０Ｌ及び平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃが大きく、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが低かった。
（第３の試験）
第３の試験では、表６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、厚さが２．４ｍｍの鋼帯を得た。残部はＦｅ及び不純物であり、表６中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。鋳造の際に、鋳片の２表面間の温度差と、７００℃以上での平均冷却速度とを調整することにより、鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。２表面間の温度差は４８℃～６０℃とした。試料Ｎｏ．４１、Ｎｏ．４２、Ｎｏ．４１’及びＮｏ．４２’の７００℃以上での平均冷却速度を２０℃／分とし、Ｎｏ．４３～Ｎｏ．４５及びＮｏ．４３’～Ｎｏ．４５’の７００℃以上での平均冷却速度を１０℃／分以下とした。表７に、柱状晶の割合及び平均結晶粒径を示す。次いで、７９．２％の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．５０ｍｍの鋼板を得た。その後、８８０℃で４５秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の８結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータＲを算出した。この結果も表７に示す。表７中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure 0007010358000007
Figure 0007010358000008
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この結果を表８に示す。表８中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、鉄束密度Ｂ５０Ｌの欄の下線は１．７９Ｔ未満であることを示し、平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃの欄の下線は１．７５Ｔ未満であることを示し、鉄損Ｗ１５／５０Ｌの欄の下線は４．５Ｗ／ｋｇ超であることを示し、平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃの欄の下線は５．０Ｗ／ｋｇ超であることを示す。
Figure 0007010358000009
表８に示すように、化学組成、柱状晶の割合及び平均結晶粒径が適切な鋼帯を用いた試料Ｎｏ．４４及びＮｏ．４４’では、板厚中心部におけるパラメータＲが本発明の範囲内にあるため、良好な磁気特性が得られた。
平均結晶粒径が低すぎる鋼帯を用いた試料Ｎｏ．４１、Ｎｏ．４２、Ｎｏ．４１’及びＮｏ．４２’では、鉄損Ｗ１５／５０Ｌ及び平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃが大きく、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが低かった。試料Ｎｏ．４３及びＮｏ．４３’では、粗大析出物生成元素の総含有量が低すぎたため、鉄損Ｗ１５／５０Ｌ及び平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃが大きく、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが低かった。試料Ｎｏ．４５及びＮｏ．４５’では、粗大析出物生成元素の総含有量が高すぎたため、鉄損Ｗ１５／５０Ｌ及び平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃが大きく、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが低かった。
（第４の試験）
第４の試験では、表９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、表１０に示す厚さの鋼帯を得た。表９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。鋳造の際に鋳片の２表面間の温度差を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。２表面間の温度差は５１℃～６８℃とした。表１０に、柱状晶の割合及び平均結晶粒径も示す。次いで、表１０に示す圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．５０ｍｍの鋼板を得た。その後、８３０℃で４０秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の８結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータＲを算出した。この結果も表１０に示す。表１０中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure 0007010358000010
Figure 0007010358000011
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この結果を表１１に示す。表１１中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、磁束密度Ｂ５０Ｌの欄の下線は１．７９Ｔ未満であることを示し、平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃの欄の下線は１．７５Ｔ未満であることを示し、鉄損Ｗ１５／５０Ｌの欄の下線は４．５Ｗ／ｋｇ超であることを示し、平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃの欄の下線は５．０Ｗ／ｋｇ超であることを示す。
Figure 0007010358000012
表１１に示すように、化学組成、柱状晶の割合及び平均結晶粒径が適切な鋼帯を用い、適切な圧下量で冷間圧延を行った試料Ｎｏ．５１～Ｎｏ．５５及びＮｏ．５１’～Ｎｏ．５５’では、板厚中心部におけるパラメータＲが本発明の範囲内にあるため、良好な磁気特性が得られた。適量のＳｎ又はＣｕを含有する試料Ｎｏ．５３、Ｎｏ．５４、Ｎｏ．５３’及びＮｏ．５４’において、特に優れた鉄損Ｗ１５／５０Ｌ、平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃ、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが得られた。適量のＳｎ及びＣｕを含有する試料Ｎｏ．５５及びＮｏ．５５’では、更に優れた鉄損Ｗ１５／５０Ｌ、平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃ、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが得られた。
冷間圧延の圧下率を高くしすぎた試料Ｎｏ．５６及びＮｏ．５６’では、鉄損Ｗ１５／５０Ｌ及び平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃが大きく、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが低かった。
（第５の試験）
第５の試験では、質量％で、Ｃ：０．００１４％、Ｓｉ：０．３４％、Ａｌ：０．４８％、Ｍｎ：１．４２％、Ｓ：０．００１７％及びＳｒ：０．０１７９％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる溶鋼（表１２－１の試料Ｎｏ．６１～６４に対応）と、Ｃ：０．００１５％、Ｓｉ：０．３５％、Ａｌ：０．４７％、Ｍｎ：１．４１％、Ｓ：０．００２５％及びＳｒ：０．０１８３％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる溶鋼（表１２－１の試料Ｎｏ．６１’～６４’に対応）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、厚さが２．３ｍｍの鋼帯を得た。鋳造の際に鋳片の２表面間の温度差を５９℃として鋼帯の柱状晶の割合を９０％、平均結晶粒径を０．１７ｍｍとした。次いで、７８．３％の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．５０ｍｍの鋼板を得た。その後、９２０℃で２０秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。仕上げ焼鈍では、通板張力及び９５０℃から７００℃までの冷却速度を変化させた。表１２－２に通板張力及び冷却速度を示す。そして、各無方向性電磁鋼板の結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータＲを算出した。この結果も表１２－２に示す。
Figure 0007010358000013
Figure 0007010358000014
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この結果を表１３に示す。
Figure 0007010358000015
表１３に示すように、試料Ｎｏ．６１～Ｎｏ．６４及びＮｏ．６１’～Ｎｏ．６４’では、化学組成が本発明の範囲内にあり、板厚中心部におけるパラメータＲが本発明の範囲内にあるため、良好な磁気特性が得られた。通板張力を３ＭＰａ以下とした試料Ｎｏ．６２、Ｎｏ．６３、Ｎｏ．６２’及びＮｏ．６３’において、弾性歪異方性が低く、特に優れた鉄損Ｗ１５／５０Ｌ、平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃ、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが得られた。９２０℃から７００℃までの冷却速度を１℃／秒以下とした試料Ｎｏ．６４及びＮｏ．６４’において、更に弾性歪異方性が低く、更に優れた鉄損Ｗ１５／５０Ｌ、平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃ、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが得られた。なお、弾性歪異方性の測定では、各辺の長さが５５ｍｍで、２辺が圧延方向に平行で、２辺が圧延方向に垂直な方向（板幅方向）に平行な平面形状が４角形の試料を各無方向性電磁鋼板から切り出し、弾性歪の影響で変形した後の各辺の長さを測定した。そして、圧延方向に垂直な方向の長さが圧延方向の長さよりどれだけ大きいかを求めた。
（第６の試験）
第６の試験では、表１４に示す化学組成を有する溶鋼を双ロール法により急速凝固させて鋼帯を得た。表１４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。表１４中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って、厚さが０．５０ｍｍの種々の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８結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータＲを算出した。この結果を表１５に示す。表１５中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure 0007010358000016
Figure 0007010358000017
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この結果を表１６に示す。表１６中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、磁束密度Ｂ５０Ｌの欄の下線は１．７９Ｔ未満であることを示し、平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃの欄の下線は１．７５Ｔ未満であることを示し、鉄損Ｗ１５／５０Ｌの欄の下線は４．５Ｗ／ｋｇ超であることを示し、平均値Ｗ１０／１５Ｌ＋Ｃの欄の下線は５．０Ｗ／ｋｇ超であることを示す。
Figure 0007010358000018
表１６に示すように、試料Ｎｏ．１１１～Ｎｏ．１２２及びＮｏ．１１１’～Ｎｏ．１１９’では、化学組成が本発明の範囲内にあり、板厚中心部におけるパラメータＲが本発明の範囲内にあるため、良好な磁気特性が得られた。
試料Ｎｏ．１０１～Ｎｏ．１０６では、板厚中心部におけるパラメータＲが小さすぎたため、鉄損Ｗ１５／５０Ｌ及び平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃが大きく、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが低かった。試料Ｎｏ．１０７では、Ｓ含有量が高すぎたため、鉄損Ｗ１５／５０Ｌ及び平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃが大きく、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが低かった。試料Ｎｏ．１０８では、粗大析出物生成元素の総含有量が低すぎたため、鉄損Ｗ１５／５０Ｌ及び平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃが大きく、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが低かった。試料Ｎｏ．１０９では、粗大析出物生成元素の総含有量が高すぎたため、鉄損Ｗ１５／５０Ｌ及び平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃが大きく、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが低かった。試料Ｎｏ．１１０では、パラメータＱが大きすぎたため、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが低かった。
（第７の試験）
第７の試験では、質量％で、Ｃ：０．００２３％、Ｓｉ：０．８１％、Ａｌ：０．０３％、Ｍｎ：０．２０％、Ｓ：０．０００３％及びＮｄ：０．０１３８％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる溶鋼（表１７－１の試料Ｎｏ．１３１～１３３に対応）と、Ｃ：０．００２１％、Ｓｉ：０．８３％、Ａｌ：０．０５％、Ｍｎ：０．１９％、Ｓ：０．００２１％及びＮｄ：０．０１５３％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる溶鋼（表１７－１の試料Ｎｏ．１３１’～１３３’に対応）を双ロール法により急速凝固させて、厚さが２．１ｍｍの鋼帯を得た。このとき、注入温度を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。表１７に、注入温度と凝固温度との差、柱状晶の割合及び平均結晶粒径を示す。次いで、７８．２％の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．５０ｍｍの鋼板を得た。その後、８５０℃で３０秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の８結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータＲを算出した。この結果も表１７に示す。表１７中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure 0007010358000019
Figure 0007010358000020
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この結果を表１８に示す。表１８中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、磁束密度Ｂ５０Ｌの欄の下線は１．７９Ｔ未満であることを示し、平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃの欄の下線は１．７５Ｔ未満であることを示し、鉄損Ｗ１５／５０Ｌの欄の下線は４．５Ｗ／ｋｇ超であることを示し、平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃの欄の下線は５．０Ｗ／ｋｇ超であることを示す。
Figure 0007010358000021
表１８に示すように、柱状晶の割合が適切な鋼帯を用いた試料Ｎｏ．１３３及びＮｏ．１３３’では、板厚中心部におけるパラメータＲが本発明の範囲内にあるため、良好な磁気特性が得られた。
柱状晶の割合が低すぎる鋼帯を用いた試料Ｎｏ．１３１、Ｎｏ．１３２、Ｎｏ．１３１’及びＮｏ．１３２’では、鉄損Ｗ１５／５０Ｌ及び平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃが大きく、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが低かった。
（第８の試験）
第８の試験では、表１９に示す化学組成を有する溶鋼を双ロール法により急速凝固させて、厚さが２．４ｍｍの鋼帯を得た。残部はＦｅ及び不純物であり、表１９中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。このとき、注入温度と、溶鋼の凝固完了から鋼帯の巻取りまでの平均冷却速度を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。試料Ｎｏ．１４３～Ｎｏ．１４５及びＮｏ．１４３’～Ｎｏ．１４５’の注入温度は凝固温度よりも２９℃～３５℃高くし、溶鋼の凝固完了から鋼帯の巻取りまでの平均冷却速度は１，５００～２，０００℃／分とした。試料Ｎｏ．１４１、Ｎｏ．１４２、Ｎｏ．１４１’及びＮｏ．１４２’の注入温度は凝固温度より２０～２４℃高くし、溶鋼の凝固完了から鋼帯の巻取りまでの平均冷却速度は３，０００℃／分超とした。表２０に、柱状晶の割合及び平均結晶粒径を示す。次いで、７９．２％の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．５０ｍｍの鋼板を得た。その後、８８０℃で４５秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の８結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータＲを算出した。この結果も表２０に示す。表２０中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure 0007010358000022
Figure 0007010358000023
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この結果を表２１に示す。表２１中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、鉄束密度Ｂ５０Ｌの欄の下線は１．７９Ｔ未満であることを示し、平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃの欄の下線は１．７５Ｔ未満であることを示し、鉄損Ｗ１５／５０Ｌの欄の下線は４．５Ｗ／ｋｇ超であることを示し、平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃの欄の下線は５．０Ｗ／ｋｇ超であることを示す。
Figure 0007010358000024
表２１に示すように、化学組成、柱状晶の割合及び平均結晶粒径が適切な鋼帯を用いた試料Ｎｏ．１４４及びＮｏ．１４４’では、板厚中心部におけるパラメータＲが本発明の範囲内にあるため、良好な磁気特性が得られた。
平均結晶粒径が低すぎる鋼帯を用いた試料Ｎｏ．１４１、Ｎｏ．１４２、Ｎｏ．１４１’及びＮｏ．１４２’では、鉄損Ｗ１５／５０Ｌ及び平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃが大きく、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが低かった。試料Ｎｏ．１４３及びＮｏ．１４３’では、粗大析出物生成元素の総含有量が低すぎたため、鉄損Ｗ１５／５０Ｌ及び平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃが大きく、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが低かった。試料Ｎｏ．１４５及びＮｏ．１４５’では、粗大析出物生成元素の総含有量が高すぎたため、鉄損Ｗ１５／５０Ｌ及び平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃが大きく、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが低かった。
（第９の試験）
第９の試験では、表２２に示す化学組成を有する溶鋼を双ロール法により急速凝固させて、表２３に示す厚さの鋼帯を得た。表２２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。このとき、注入温度を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。注入温度は凝固温度よりも２８℃～３７℃高くした。表２３に、柱状晶の割合及び平均結晶粒径も示す。次いで、表２３に示す圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．２０ｍｍの鋼板を得た。その後、８３０℃で４０秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の８結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータＲを算出した。この結果も表２３に示す。表２３中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure 0007010358000025
Figure 0007010358000026
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この結果を表２４に示す。表２４中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、磁束密度Ｂ５０Ｌの欄の下線は１．７９Ｔ未満であることを示し、平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃの欄の下線は１．７５Ｔ未満であることを示し、鉄損Ｗ１５／５０Ｌの欄の下線は４．５Ｗ／ｋｇ超であることを示し、平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃの欄の下線は５．０Ｗ／ｋｇ超であることを示す。
Figure 0007010358000027
表２４に示すように、化学組成、柱状晶の割合及び平均結晶粒径が適切な鋼帯を用い、適切な圧下量で冷間圧延を行った試料Ｎｏ．１５１～Ｎｏ．１５４及びＮｏ．１５１’～Ｎｏ．１５４’では、板厚中心部におけるパラメータＲが本発明の範囲内にあるため、良好な磁気特性が得られた。適量のＳｎ又はＣｕを含有する試料Ｎｏ．１５３、Ｎｏ．１５４、Ｎｏ．１５３’及びＮｏ．１５４’において、特に優れた鉄損Ｗ１５／５０Ｌ、平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃ、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが得られた。
冷間圧延の圧下率を高くしすぎた試料Ｎｏ．１５５及びＮｏ．１５５’では、鉄損Ｗ１５／５０Ｌ及び平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃが大きく、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが低かった。
（第１０の試験）
第１０の試験では、質量％で、Ｃ：０．００１４％、Ｓｉ：０．３４％、Ａｌ：０．４８％、Ｍｎ：１．４２％、Ｓ：０．００１７％及びＳｒ：０．０１７９％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる溶鋼（表２５－１の試料Ｎｏ．１６１～１６４に対応）と、Ｃ：０．００１５％、Ｓｉ：０．３５％、Ａｌ：０．４７％、Ｍｎ：１．４１％、Ｓ：０．００２６％及びＳｒ：０．０１８３％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる溶鋼（表２５－１の試料Ｎｏ．１６１’～１６４’に対応）を双ロール法により急速凝固させて、厚さが２．３ｍｍの鋼帯を得た。このとき、注入温度を凝固温度よりも３２℃高くして鋼帯の柱状晶の割合を９０％、平均結晶粒径を０．１７ｍｍとした。次いで、７８．３％の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．５０ｍｍの鋼板を得た。その後、９２０℃で２０秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。仕上げ焼鈍では、通板張力及び９２０℃から７００℃までの冷却速度を変化させた。表２５に通板張力及び冷却速度を示す。そして、各無方向性電磁鋼板の結晶方位の強度を測定し、板厚中心部におけるパラメータＲを算出した。この結果も表２５に示す。
Figure 0007010358000028
Figure 0007010358000029
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この結果を表２６に示す。
Figure 0007010358000030
表２６に示すように、試料Ｎｏ．１６１～Ｎｏ．１６４及びＮｏ．１６１’～Ｎｏ．１６４’では、化学組成が本発明の範囲内にあり、板厚中心部におけるパラメータＲが本発明の範囲内にあるため、良好な磁気特性が得られた。通板張力を３ＭＰａ以下とした試料Ｎｏ．１６２、Ｎｏ．１６３、Ｎｏ．１６２’及びＮｏ．１６３’において、弾性歪異方性が低く、特に優れた鉄損Ｗ１５／５０Ｌ、平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃ、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが得られた。９２０℃から７００℃までの冷却速度を１℃／秒以下とした試料Ｎｏ．１６４及びＮｏ．１６４’において、更に弾性歪異方性が低く、更に優れた鉄損Ｗ１５／５０Ｌ、平均値Ｗ１５／５０Ｌ＋Ｃ、磁束密度Ｂ５０Ｌ及び平均値Ｂ５０Ｌ＋Ｃが得られた。なお、弾性歪異方性の測定では、各辺の長さが５５ｍｍで、２辺が圧延方向に平行で、２辺が圧延方向に垂直な方向（板幅方向）に平行な、平面形状が４角形の試料を各無方向性電磁鋼板から切り出し、弾性歪の影響で変形した後の各辺の長さを測定した。そして、圧延方向に垂直な方向の長さが圧延方向の長さよりどれだけ大きいかを求めた。
本発明は、例えば、無方向性電磁鋼板の製造産業及び無方向性電磁鋼板の利用産業において利用することができる。

Claims (12)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．００３０％以下、
    Ｓｉ：２．００％以下、
    Ａｌ：１．００％以下、
    Ｍｎ：０．１０％～２．００％、
    Ｓ：０．００３０％以下、
    Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計で０．０１００％超０．０２５０％以下、
    Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］と定義して式１で表されるパラメータＱ：２．００以下、
    Ｓｎ：０．００％～０．４０％、
    Ｃｕ：０．００％～１．００％、かつ
    残部：Ｆｅ及び不純物、
    で表される化学組成を有し、
    板厚中心部における｛１００｝結晶方位強度、｛３１０｝結晶方位強度、｛４１１｝結晶方位強度、｛５２１｝結晶方位強度、｛１１１｝結晶方位強度、｛２１１｝結晶方位強度、｛３３２｝結晶方位強度、｛２２１｝結晶方位強度がそれぞれＩ１００、Ｉ３１０、Ｉ４１１、Ｉ５２１、Ｉ１１１、Ｉ２１１、Ｉ３３２、Ｉ２２１と定義され、式２で表されるパラメータＲが０．８０以上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＝（Ｉ１００＋Ｉ３１０＋Ｉ４１１＋Ｉ５２１）／（Ｉ１１１＋Ｉ２１１＋Ｉ３３２＋Ｉ２２１） （式２）
  2. 前記化学組成において、
    Ｓｎ：０．０２％～０．４０％、若しくは
    Ｃｕ：０．１０％～１．００％、
    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。
  3. 請求項１又は２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
    溶鋼の連続鋳造工程と、
    前記連続鋳造工程によって得られた鋼塊の熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延工程によって得られた鋼帯の冷間圧延工程と、
    前記冷間圧延工程によって得られた冷延鋼板の仕上げ焼鈍工程と、を備え、
    前記溶鋼は、請求項１又は２に記載の化学組成を有し、
    前記鋼帯は、柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１０ｍｍ以上であり、
    前記冷間圧延工程における圧下率を９０％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。
  4. 前記連続鋳造工程において、凝固時の前記鋼塊の一方の表面と他方の表面との温度差を４０℃以上とすることを特徴とする請求項３に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 前記熱間圧延工程において、熱間圧延の開始温度を９００℃以下とし、かつ前記鋼帯の巻取温度を６５０℃以下とすることを特徴とする請求項３又は４に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  6. 請求項１又は２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
    溶鋼の連続鋳造工程と、
    前記連続鋳造工程によって得られた鋼塊の熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延工程によって得られた鋼帯の冷間圧延工程と、
    前記冷間圧延工程によって得られた冷延鋼板の仕上げ焼鈍工程と、を備え、
    前記溶鋼は、請求項１又は２に記載の化学組成を有し、
    前記連続鋳造工程において、凝固時の前記鋼塊の一方の表面と他方の表面との温度差を４０℃以上とし、かつ７００℃以上での平均冷却速度を１０℃／分以下とし、
    前記熱間圧延工程において、熱間圧延の開始温度を９００℃以下とし、かつ前記鋼帯の巻取温度を６５０℃以下とし、
    前記冷間圧延工程における圧下率を９０％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。
  7. 前記仕上げ焼鈍工程における通板張力を３ＭＰａ以下とし、９５０℃～７００℃における冷却速度を１℃／秒以下とする
    ことを特徴とする請求項３～６のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  8. 請求項１又は２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
    溶鋼の急速凝固工程と、
    前記急速凝固工程によって得られた鋼帯の冷間圧延工程と、
    前記冷間圧延工程によって得られた冷延鋼板の仕上げ焼鈍工程と、を備え、
    前記溶鋼は、請求項１又は２に記載の化学組成を有し、
    前記鋼帯は、柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１０ｍｍ以上であり、
    前記冷間圧延工程における圧下率を９０％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。
  9. 前記急速凝固工程では、移動更新する冷却体を用いて前記溶鋼を凝固させ、
    前記移動更新する冷却体に注入される前記溶鋼の温度を、前記溶鋼の凝固温度より２５℃以上高くする
    ことを特徴とする請求項８に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  10. 前記急速凝固工程では、移動更新する冷却体を用いて前記溶鋼を凝固させ、
    前記溶鋼の凝固完了から前記鋼帯の巻取りまでの平均冷却速度を１，０００～３，０００℃／分とすることを特徴とする請求項８又は９に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  11. 請求項１又は２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
    溶鋼の急速凝固工程と、
    前記急速凝固工程によって得られた鋼帯の冷間圧延工程と、
    前記冷間圧延工程によって得られた冷延鋼板の仕上げ焼鈍工程と、を備え、
    前記溶鋼は、請求項１又は２に記載の化学組成を有し、
    前記急速凝固工程では、移動更新する冷却体を用いて前記溶鋼を凝固させ、
    前記移動更新する冷却体に注入される前記溶鋼の温度を、前記溶鋼の凝固温度より２５℃以上高くし、
    前記溶鋼の凝固完了から前記鋼帯の巻取りまでの平均冷却速度を１，０００～３，０００℃／分とし、
    前記冷間圧延工程における圧下率を９０％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。
  12. 前記仕上げ焼鈍工程における通板張力を３ＭＰａ以下とし、９５０℃～７００℃における冷却速度を１℃／秒以下とする
    ことを特徴とする請求項８～１１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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