JP7378585B2 - 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、鋼板及びその製造方法に関し、特に無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関する。
エネルギー節約、環境保護及び高効率に対する需要の増大により、電気車両の駆動モータを製造するための無方向性電磁鋼板は、それから製造される鉄心の小型化及び高効率性を実現するように、薄ゲージ、高磁気誘導、低鉄損及び高強度の方向に向かって徐々に進展している。通常、鋼板の高強度の需要に対応するために、大量のケイ素及びアルミニウムが鋼鉄に添加されることになる。
一例として、中国特許出願公開第１０３２９０１９０号明細書（２０１３年９月１１日に公開された「無方向性ケイ素鋼及びその製造方法」）は、優れた磁気特性を有する無方向性ケイ素鋼を開示している。この開示では、Ｓｉの含有率は２．５～４．０％に達し、Ａｌの含有率は０．５～１．５％に達する。この場合に、Ｓｉ及びＡｌの含有率が高くなるにつれて、材料の鉄損は急激に低下するが、材料の磁気誘導もまた急激に低下する。
別の例として、最終帯鋼の磁気誘導を効果的に改善させるため、中国特許出願公開第１８８８１１２号明細書（２００７年１月３日に公開された「高磁気誘導を有する高グレード無方向性電磁鋼及びその製造方法」）は、電磁鋼及びその製造方法を開示している。この開示では、大幅圧下での粗圧延、粗ローラー圧延、高温巻取り、各パスの圧延率の最適化により、理想的な熱間圧延帯鋼構造が得られる。冷間圧延の圧延率の増大により、最終再結晶焼なましプロセス中に、結晶粒成長のために、より大きなエネルギー（変形エネルギー）が得られる。再結晶焼なまし温度を制御することにより理想的な結晶粒構造を得るなどの手段を通じて、高効率モータに最適である、表面品質に優れ、高磁気誘導及び低鉄損の鉄心が得られる。
研究では、電磁誘導加熱を介した冷間圧延帯鋼の急速連続焼なましは、結晶粒成長の駆動力を大きく増加させ、望ましくない組織の形成を低減し、それにより最終帯鋼の電磁特性を大きく改善することが示されている。
更なる例として、中国特許出願公開第１０２４５３８３７号明細書（２０１２年５月１６日に公開された「高磁気誘導を有する無方向性ケイ素鋼の製造方法」）は、高磁気誘導を有する無方向性ケイ素鋼の製造方法を開示している。この開示では、方法は、１）製錬及び鋳造工程（ここで、無方向性ケイ素鋼は、重量百分率で表される以下の元素：Ｓｉ：０．１～１％、Ａｌ：０．００５～１％、Ｃ≦０．００４％、Ｍｎ：０．１０～１．５０％、Ｐ≦０．２％、Ｓ≦０．００５％、Ｎ≦０．００２％、Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ≦０．００６％を含み、残部はＦｅである）であって、製鋼、二次精錬、及び鋳造スラブへの鋳造を含む工程と；２）加熱温度は１１５０℃～１２００℃であり、仕上げ圧延温度は８３０～９００℃であり、巻取りは≧５７０℃の温度で行われる、熱間圧延工程と；３）２～５％の圧延率による冷間圧延である、平たん化工程と；４）温度が９５０℃以上であり、熱保存時間が３０～１８０秒である、焼ならし工程と；５）７０～８０％の累積圧延率による冷間圧延が、酸洗い後に行われる、酸洗い及び冷間圧延工程と；６）加熱速度が≧１００℃／秒であり、熱保存が８００～１０００℃にて５～６０秒間行われ、次いで鋼が３～１５℃／秒にて６００～７５０℃に徐冷される、焼なまし工程と；を含む。
本発明の目的は、低磁気異方性の無方向性電磁鋼板（non-oriented electrical steel sheet）を提供することであり、無方向性電磁鋼板は、高周波数における低鉄損及び低磁気異方性を特徴とする。
上記の目的を達成するために、本発明は、質量百分率で表される以下の化学元素：０＜Ｃ≦０．００５％、Ｓｉ：２．０～３．５％、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｓｎ及びＳｂのうち少なくとも１つ：０．００３～０．２％、Ａｌ：０．２～１．８％、を含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物である、低磁気異方性の無方向性電磁鋼板を提供する。
本発明による低磁気異方性の無方向性電磁鋼板において、各化学要素の設計原理は、下記に記載される。
Ｃ：本発明による低磁気異方性の無方向性電磁鋼板において、Ｃは、最終鋼板中の結晶粒成長を大きく妨げ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ等と結合し、微細析出物を形成し、それにより損失の増大を引き起こし磁気時効を生じさせる。従って、本発明による技術的解決策では、Ｃの質量百分率は、０＜Ｃ≦０．００５％となるように制御される。
Ｓｉ：本発明による低磁気異方性の無方向性電磁鋼板において、Ｓｉは、材料の抵抗率を改善し、鋼の鉄損を効果的に低減させることができる。Ｓｉの質量百分率が３．５％よりも高い場合に、鋼の磁気誘導は著しく低減され、Ｓｉの質量百分率が２．０％よりも低い場合に、鉄損を効果的に低減することができなくなる。このことに基づき、本発明による低磁気異方性の無方向性電磁鋼板において、Ｓｉの質量百分率は、Ｓｉ：２．０～３．５％となるように制御される。
Ｍｎ：本発明による技術的解決策では、ＭｎはＳと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは磁気特性に対する害を低減し得る。Ｍｎの質量百分率が０．１％よりも低い場合に、脱硫効果は不十分になり、Ｍｎの質量百分率が２．０％よりも高い場合に、鋼の再結晶効果が阻害される。このことに基づき、本発明による低磁気異方性の無方向性電磁鋼板において、Ｍｎの質量百分率は、Ｍｎ：０．１～２．０％となるように制御される。
Ｓｎ及びＳｂのうち少なくとも１つ：本発明による低磁気異方性の無方向性電磁鋼板において、Ｓｎ及びＳｂは、鋼の結晶組織を改善することができる。従って、０．００３％以上のＳｎ及び／又はＳｂが、鋼に添加される。ただし、０．２％を超えるＳｎ及び／又はＳｂが鋼に添加された場合に、異常な結晶粒微細化及び鋼の鉄損の悪化が引き起こされる。このことに基づき、本発明による低磁気異方性の無方向性電磁鋼板において、Ｓｎ及びＳｂの質量百分率は、Ｓｎ及びＳｂのうち少なくとも１つが０．００３～０．２％となるように制御される。
Ａｌ：本発明による低磁気異方性の無方向性電磁鋼板において、Ａｌの質量百分率が０．２％よりも低い場合に、良好な脱酸効果を得ることはできず、Ａｌの質量百分率が１．８％を超える場合に、連続鋳造に困難が生じ、冷間圧延の加工性が低下する。このことに基づき、本発明による低磁気異方性の無方向性電磁鋼板において、Ａｌの質量百分率は、Ａｌ：０．２～１．８％となるように制御される。
好ましくは、本発明による低磁気異方性の無方向性電磁鋼板は、９０～１４０μｍの平均結晶粒径（average grain size）を有する。
上記の実施形態において、平均結晶粒径は、９０～１４０μｍとなるように制限される。平均結晶粒径が９０μｍより小さい場合に、結晶粒界をピン止めする介在物（inclusions）及び結晶粒成長にとって不十分な駆動力のため、鋼板の磁気ヒステリシス損が優位になり、比較的高く、高鉄損がもたらされる。一方、結晶粒配向制御の不十分な安定性のため、鋼板の磁気異方性（Ｌ、Ｃ）は望ましいレベルを超える。すなわち、圧延方向に平行な電磁特性と圧延方向に垂直な電磁特性との差の、圧延方向に平行な電磁特性と圧延方向に垂直な電磁特性との合計に対する比は、大きくなる。更に、平均結晶粒径が１３０μｍより大きい場合に、有害な｛１１１｝面組織が急速に成長して、好ましい｛１００｝面組織の割合を引き下げ（飲み込み）、磁気誘導を劣化させる。
好ましくは、本発明による低磁気異方性の無方向性電磁鋼板において、不可避的不純物は、Ｐ≦０．２％、Ｓ≦０．００３％、Ｎ≦０．００２％、Ｏ≦０．００２％、及びＴｉ≦０．００１５％を含む。
上記の実施形態において、不可避的不純物は、より少なくなるように制御されなければならない。Ｐは≦０．２％となるように制御される。Ｐの質量百分率が０．２％を超えると、低温脆性が生じ、それにより冷間圧延プロセスの製造可能性が低下するためである。Ｓは≦０．００３％となるように制御される。Ｓの質量百分率が０．００３％を超えると、ＭｎＳ及びＣｕ２Ｓの有害な介在物の量が大幅に増加し、それにより鋼の好ましい組織に損傷を与え、最終生成物の結晶粒成長を妨げるためである。Ｎは≦０．００２％となるように制御される。Ｎの質量百分率が０．００２％を超えると、ＮとＮｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ａｌ等との析出物が大幅に増加し、それにより結晶粒成長を大きく妨げ、鋼の磁気特性を劣化させるためである。Ｏは≦０．００２％となるように制御される。Ｏの質量百分率が０．００２％を超えると、酸化物介在物の量が大幅に増加し、このことは介在物の割合を調整することの助けとならず、鋼の磁気特性を劣化させるためである。Ｔｉは≦０．００１５％となるように制御される。Ｔｉの質量百分率が０．００１５％を超えると、ＴｉとＣ及びＮとの析出物が大幅に増加し、それにより結晶粒成長を大きく妨げ、鋼の磁気特性を劣化させるためである。
好ましくは、本発明による低磁気異方性の無方向性電磁鋼板は、介在物ＭｎＳ及びＣｕ２Ｓを含有し、介在物は１５０～５００ｎｍのサイズを有する。
好ましくは、本発明による低磁気異方性の無方向性電磁鋼板において、介在物は、球体又は回転楕円体の形状を有し、介在物は、円又は楕円の平面投影を有する。
上記の実施形態において、本発明の無方向性電磁鋼板の元素Ｃ、Ｎ、及びＴｉを制御することにより、連続鋳造の冷却プロセス中に、粗大なサイズのＭｎＳ介在物は優先的に析出され、同時に、低融点を有する小サイズの成分（Ｔｉ、Ｃ、及びＮ）の以後の析出は回避され得る。更に、徐冷条件下で、ＭｎＳ介在物は、結晶粒粗大化及び成長を起こす傾向を強め、最終的に球体又は回転楕円体の良好な形状を維持するようになる。球体状又は回転楕円体状の介在物は、より有害なくさび形ドメインを形成する傾向を持たないため、容易に磁化され、得られる無方向性電磁鋼板は優れた磁気特性を有する。
好ましくは、本発明による低磁気異方性の無方向性電磁鋼板において、介在物が楕円の平面投影を有するときに、楕円における長軸径の短軸径に対する比は≦４．０となる。
上記の実施形態において、析出物中のＭｎＳ及びＣｕ２Ｓ介在物は、液相外力に小さな差を有し、変形する傾向を持たず、球体状又は回転楕円体状の介在物を形成する傾向を持ち、この介在物は、円又は楕円の平面投影を有し、楕円における長軸径の短軸径に対する比は≦４．０となる。
好ましくは、本発明による低磁気異方性の無方向性電磁鋼板は、鉄損Ｐ１０／４００が≦１１．０Ｗ／ｋｇであり、磁気誘導Ｂ５０が≧１．６６Ｔである。電磁鋼板の「磁気異方性」という用語は、圧延方向に平行な鉄損Ｐ１０／４００ Ｌと圧延方向に垂直な鉄損Ｐ１０／４００ Ｃとの差の、圧延方向に平行な鉄損Ｐ１０／４００ Ｌと圧延方向に垂直な鉄損Ｐ１０／４００ Ｃとの合計（和）に対する比を指す。本明細書において、本発明の電磁鋼板は、磁気異方性が≦１０％である。これは電磁鋼板の磁気異方性が低いことを示す。本明細書において、電磁特性の測定方法は以下のとおりである。エプスタイン自乗法（Epstein square method）（ＧＢ １０１２９－１９８８）に従い、Brockhaus社製磁気測定器（独国）により測定を行う。本明細書において、Ｐ１０／４００は１．０Ｔ及び４００Ｈｚの条件下で試験された鉄損値を表し、Ｂ５０は５０００Ａ／ｍの条件下で試験された磁気誘導値を表す。
従って、本発明の別の目的は、上記の低磁気異方性の無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することであり、高周波数において低鉄損及び低磁気異方性の無方向性電磁鋼板は、この製造方法を通じて得ることができる。
上記の目的を達成するために、本発明は、上記の低磁気異方性の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
（１）製錬及び鋳造工程と、
（２）熱間圧延工程と、
（３）焼ならし（normalizing）工程と、
（４）冷間圧延工程と、
（５）冷間圧延鋼板を３５０℃～７５０℃の初期温度から均熱温度（soaking temperature）へと５０～８００℃／秒の加熱速度にて急速加熱し、均熱及び熱保存を行う、連続焼なまし（continuous annealing）工程と、
（６）絶縁コーティングを施して最終無方向性電磁鋼板（完成品の無方向性電磁鋼板）を得る工程と、
を含む方法を提供する。
本発明の製造方法では、冷間圧延プロセスでの高い圧延率（reduction ratio）並びに冷間圧延鋼板内部の大きなエネルギー蓄積及び多くの転位により、有害な｛１１１｝面組織の成長を促進し、比較的小さなサイズを有する望ましいＧｏｓｓ組織及び｛１１０｝面組織は、以後の連続焼なましプロセスに飲み込まれる。従って、冷間圧延鋼板は、冷間圧延鋼板を３５０℃～７５０℃の初期温度から均熱温度へと５０～８００℃／秒の加熱速度にて急速加熱し、均熱及び熱保存を行うことによって連続焼なましされる。これは、上記の連続焼なましプロセスを通して、結晶回復が効果的に抑止され得、再結晶前の残留変形エネルギー蓄積が増加され得、従って、核生成のための駆動力が増大し、＜１１１＞／／ＮＤ再結晶集合組織成分の力（強さ）が減少し、電磁特性の強化及び改善を促進するためである。他方では、連続焼なましの初期温度が３５０℃よりも低い場合に、再結晶前の残留変形エネルギー蓄積が大きくなりすぎ、微細結晶の形成及び偏析が後に起こりやすく、均質化を達成するために連続焼なましの均熱温度及び均熱時間を増加することが必要になる。しかし、連続焼なましの初期温度が７５０℃よりも高い場合に、結晶粒配向制御の安定性は不十分なものになり、好ましい｛１００｝面組織の割合は大幅に減少し、磁気誘導の低下がもたらされる。本明細書では、電磁誘導による急速加熱中に、加熱速度が５０℃／秒よりも低い場合に、以後の結晶粒配向の制御のための十分なエネルギー蓄積を形成するために再結晶プロセスを効果的に制御することができなくなり、加熱速度が８００℃／秒よりも高い場合に、微細結晶の形成及び再結晶構造の不均一が生じやすくなる一方、機器機能の必要条件が高くなり、機器投資金及び運用費用が増加する。
好ましくは、本発明による製造方法では、工程（１）は、転炉出鋼（converter tapping）プロセスを含み、取鍋スラグ（レイドルスラグ：ladle slag）が、（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）≧０．８５かつＴＦｅ≧１３％［式中、（ＣａＯ）及び（Ａｌ２Ｏ３）は、それぞれＣａＯ及びＡｌ２Ｏ３の含有率を質量百分率で表し、ＴＦｅは、Ｆｅ元素の総含有率を質量百分率で表す］を満たすように、転炉出鋼プロセスにおいて改質処理（modification treatment）に供される。
上記の解決策は主に、スラグ中のＴＦｅの含有率を大きくすることにより、スラグ中の有害な元素Ｔｉと鋼との還元反応を効果的に回避することができ、（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）の比を大きくすることにより、鋼中の有害な介在物ＣａＯ及びＡｌ２Ｏ３を吸収する助けが得られ、それにより脱硫反応を促進し、連続鋳造及び熱間圧延プロセスにおける硫化物介在物の析出を阻害することができるという考察に基づいている。
好ましくは、本発明による製造方法では、工程（４）において、単一の冷間圧延プロセスを使用することにより、鋼板は、最終製品厚さ０．１０～０．３０ｍｍに直接圧延される。
好ましくは、本発明による製造方法では、工程（５）において、加熱速度は１００～６００℃／秒である。
先行技術と比較すると、本発明による低磁気異方性の無方向性電磁鋼板は、鋼板中の各成分の効果的設計による高周波数における低鉄損及び低磁気異方性を特徴とするという、利点及び有益な効果を有する。
更に、本発明による製造方法もまた、上記の利点及び有益な効果を有する。
比較例Ａ４の従来の鋼板中での有害な介在物の分布を示す。 本発明例Ａ１６の低磁気異方性の無方向性電磁鋼板中の有害な介在物の種類及びサイズ分布を示す。 様々な（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）とＴＦｅとの関係を概略的に示す。 様々な（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）と（ＣａＯ）／（ＳｉＯ２）との関係を概略的に示す。 様々な結晶粒径と磁気誘導Ｂ５０との関係を概略的に示す。 様々な結晶粒径と鉄損Ｐ１０／４００との関係を概略的に示す。
以下では、明細書の図面及び特定の実施形態を参照しながら、本発明による低磁気異方性の無方向性電磁鋼板及びその製造方法を更に説明し例示するが、本発明の技術的解決策はその説明及び例示に限定されるわけではない。
［本発明例Ａ９～Ａ２１及び比較例Ａ１～Ａ８］
本発明例Ａ９～Ａ２１の無方向性電磁鋼板及び比較例Ａ１～Ａ８の従来の鋼板を、以下の工程により製造した。
（１）溶融鉄鋼くずを、表１に示す組成に従って調製した。
転炉製錬後、取鍋スラグ（取瓶スラグ）を改質し、ＲＨ精錬における脱炭及び合金化に供した。溶融鉄を連続鋳造し、１２０～２５０ｍｍの厚さ及び８００～１４００ｍｍの幅を有する連続鋳造スラブを得た。
（２）熱間圧延：連続鋳造スラブを順次、粗圧延及び仕上げ圧延に供して、熱間圧延鋼板を得た。熱間圧延鋼板は、１．５～２．８ｍｍの厚さを有していた。
（３）焼ならし：熱間圧延鋼板を焼ならしし、焼ならしプロセス中、均熱温度は８００～１０００℃であり、均熱時間は１～１８０秒であった。
（４）冷間圧延：単一の冷間圧延プロセスを使用することにより、鋼板を０．１０～０．３０ｍｍの厚さに直接圧延した。
（５）連続焼なまし：冷間圧延鋼板を３５０℃～７５０℃の初期温度から均熱温度へと５０～８００℃／秒の加熱速度にて急速加熱し、均熱及び熱保存を行った。
（６）絶縁コーティングを施して、０．１０～０．３０ｍｍの厚さを有する最終無方向性電磁鋼板を得た。
いくつかの好ましい実施形態では、加熱速度が１００～６００℃／秒であることに留意すべきである。
更に、いくつかの好ましい実施形態では、（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）≧０．８５かつＴＦｅ≧１３％［式中、（ＣａＯ）及び（Ａｌ２Ｏ３）は、それぞれＣａＯ及びＡｌ２Ｏ３の含有率を質量百分率で表す］を満たすように、転炉出鋼プロセスにおいて取鍋スラグを改質処理に供した。
表１は、本発明例Ａ９～Ａ２１による無方向性電磁鋼板及び比較例Ａ１～Ａ８による従来の鋼板における、化学元素の質量百分率の一覧を示す。
表２は、本発明例Ａ９～Ａ２１による無方向性電磁鋼板及び比較例Ａ１～Ａ８による従来の鋼板における、特定のプロセスパラメータを示す。
表１及び表２からわかるように、本発明例による無方向性電磁鋼板は、主にＭｎＳ及びＣｕ２Ｓで構成された介在物を含有し、介在物は１５０～５００ｎｍのサイズを有する。更に、介在物は、球体又は回転楕円体の形状を有し、介在物は、円又は楕円の平面投影を有していた。更に、介在物は、楕円の平面投影を有するときに、楕円における長軸径の短軸径に対する比は≦４．０であった。
更に、本発明例による無方向性電磁鋼板は、鉄損Ｐ１０／４００が≦１１．０Ｗ／ｋｇであり、磁気誘導Ｂ５０が≧１．６６Ｔであり、磁気異方性（すなわち、圧延方向に平行な鉄損Ｐ１０／４００ Ｌと圧延方向に垂直な鉄損Ｐ１０／４００ Ｃとの差の、圧延方向に平行な鉄損Ｐ１０／４００ Ｌと圧延方向に垂直な鉄損Ｐ１０／４００ Ｃとの合計に対する比）が≦１０％であった。
対照的に、比較例による従来の鋼板は、本発明例によってもたらされる技術的効果を達成しなかった。すなわち、比較例による従来の鋼板は、磁気誘導及び鉄損に対して不十分な制御効果を示し、大きな磁気異方性を示した。例えば、比較例１の従来の鋼板では、最終鋼板は、高い鉄損（１２．７Ｗ／ｋｇ）、低い磁気誘導（１．６４Ｔ）、及び１１．２％に届く磁気異方性を有していた。この結果は、Ｓｉの含有率が本発明によって限定される範囲内に収まらず、Ｓｎ及び／又はＳｂが添加されず、（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）がわずか０．２１であり、対応する介在物ＭｎＳ及びＣｕ２Ｓのサイズはわずか９５ｎｍとなり、更に、本発明による連続焼なましプロセスは使用されなかったという事実による。
図１は、比較例Ａ４の従来の鋼板中での有害な介在物の分布を示す。図２は、本発明例Ａ１６の低磁気異方性の無方向性電磁鋼板中の有害な介在物の種類及びサイズ分布状況を示す。
図１及び図２からわかるように、本発明例Ａ１６の無方向性電磁鋼板のＭｎＳ（図２に示される位置「Ｉ」）のサイズは、比較例Ａ４の従来の鋼板のＭｎＳのサイズよりも明らかに大きなものであった。コアとしてＭｎＳと共に析出した周辺のＣｕ２Ｓ複合介在物（図２に示される位置「ＩＩ」）の平均サイズは、３００ｎｍであった。比較例Ａ４と比較すると、本発明例Ａ１６の介在物のサイズは２～３倍大きく、従って、損傷は大きく低減された。
取鍋スラグが改質処理に供される場合に、（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）≧０．８５かつＴＦｅ≧１３％となるように制御することにより、より良好な制御効果を得ることができる。図３及び図４はそれぞれ、取鍋スラグに対する制御効果を示しており、図３は様々な（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）比とＴＦｅとの関係を概略的に示し、図４は様々な（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）比と（ＣａＯ）／（ＳｉＯ２）との関係を概略的に示している。
図３及び図４からわかるように、スラグ中のＴＦｅの含有率を大きくすることにより、スラグ及び鋼中の有害な元素Ｔｉの還元反応を効果的に回避することができ、（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）を大きくすることにより、鋼中のＣａＯ及びＡｌ２Ｏ３などの有害な介在物を吸収する助けが得られ、それにより脱硫反応を促進し、連続鋳造及び熱間圧延プロセスにおける硫化物介在物の析出を阻害することができる。
図５は、様々な結晶粒径（結晶粒サイズ）と磁気誘導Ｂ５０との関係を概略的に示す。図６は、様々な結晶粒径（結晶粒サイズ）と鉄損Ｐ１０／４００との関係を概略的に示す。
図５及び図６からわかるように、平均結晶粒径が９０～１４０μｍの範囲にある場合に、本発明の無方向性電磁鋼板は、より良好な磁気特性を示し、鉄損Ｐ１０／４００が≦１１．０Ｗ／ｋｇであり、磁気誘導Ｂ５０が≧１．６６Ｔであった。これは以下の理由による。平均結晶粒径が９０μｍより小さい場合に、結晶粒界をピン止めする介在物及び結晶粒成長にとって不十分な駆動力のため、鋼板の磁気ヒステリシス損が優位になり、比較的高く、高鉄損がもたらされる。一方、結晶粒配向制御の不十分な安定性のため、鋼板の磁気異方性（Ｌ、Ｃ）は望ましいレベルを超える。すなわち、圧延方向に平行な鉄損Ｐ１０／４００ Ｌと圧延方向に垂直な鉄損Ｐ１０／４００ Ｃとの差の、圧延方向に平行な鉄損Ｐ１０／４００ Ｌと圧延方向に垂直な鉄損Ｐ１０／４００ Ｃとの合計に対する比は、大きくなる。更に、平均結晶粒径が１３０μｍより大きい場合に、有害な｛１１１｝面組織が急速に成長して、好ましい｛１００｝面組織の割合を引き下げ（飲み込み）、磁気誘導を悪化させる。
結論として、本発明による低磁気異方性の無方向性電磁鋼板は、鋼板中の各成分の効果的設計による、高周波数における低鉄損及び低磁気異方性を特徴とすることがわかる。
更に、本発明による製造方法もまた、上記の利点及び有益な効果を有する。
本開示の保護範囲のうちの先行技術部分については、本出願書類に示された例に限定されるわけではないという点に留意すべきである。本開示と矛盾しないすべての先行技術は、限定されないが先行特許書類、先行刊行物、先行公共使用等を含めて、本開示の保護範囲に含まれ得る。
更に、本開示内の種々の技術的特徴の組合せは、特許請求の範囲に記載された組合せ又は特定の実施形態に記載された組合せに限定されるわけではない。本開示に記載されたすべての技術的特徴は、自由に組み合わせられ得るか、又はそれらの技術的特徴間に矛盾がない限り、いかなる態様でも組み合わせられ得る。
上記に挙げた実施例は、本開示の特定の実施形態にすぎないという点に留意すべきである。明らかに、本開示は、上記の実施形態に限定されず、本開示に直接由来するか又は当業者によって本開示から容易に想到される類似の変形形態又は改変形態は、本開示の範囲に含まれるものとする。
なお、出願当初の請求項は以下の通りであった。
［請求項１］
質量百分率で表される以下の化学元素：
０＜Ｃ≦０．００５％、Ｓｉ：２．０～３．５％、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｓｎ及びＳｂのうち少なくとも１つ：０．００３～０．２％、Ａｌ：０．２～１．８％、
を含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物である、
無方向性電磁鋼板。
［請求項２］
９０～１４０μｍの平均結晶粒径を有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。
［請求項３］
前記不可避的不純物が、Ｐ≦０．２％、Ｓ≦０．００３％、Ｎ≦０．００２％、Ｏ≦０．００２％、及びＴｉ≦０．００１５％を含むことを特徴とする、請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
［請求項４］
前記電磁鋼板が、介在物ＭｎＳ及びＣｕ ２ Ｓを含有し、前記介在物が１５０～５００ｎｍのサイズを有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。
［請求項５］
前記介在物が、球体又は回転楕円体の形状を有し、円又は楕円の平面投影を有することを特徴とする、請求項４に記載の無方向性電磁鋼板。
［請求項６］
前記介在物が、楕円の平面投影を有し、前記楕円における長軸径の短軸径に対する比が≦４．０であることを特徴とする、請求項５に記載の無方向性電磁鋼板。
［請求項７］
前記電磁鋼板は、鉄損Ｐ １０／４００ が≦１１．０Ｗ／ｋｇであり、磁気誘導Ｂ ５０ が≧１．６６Ｔであり、かつ、磁気異方性が≦１０％であり、前記磁気異方性は、圧延方向に平行な鉄損Ｐ １０／４００ と圧延方向に垂直な鉄損Ｐ １０／４００ との差の、圧延方向に平行な鉄損Ｐ １０／４００ と圧延方向に垂直な鉄損Ｐ １０／４００ との合計に対する比であることを特徴とする、請求項１～請求項６のいずれか１つに記載の無方向性電磁鋼板。
［請求項８］
請求項１～請求項７のいずれか１つに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
（１）製錬及び鋳造工程と、
（２）熱間圧延工程と、
（３）焼ならし工程と、
（４）冷間圧延工程と、
（５）冷間圧延鋼板を３５０℃～７５０℃の初期温度から均熱温度へと５０～８００℃／秒の加熱速度にて急速加熱し、均熱及び熱保存を行う、連続焼なまし工程と、
（６）絶縁コーティングを施して最終無方向性電磁鋼板を得る工程と、
を含む、製造方法。
［請求項９］
工程（１）が、転炉出鋼プロセスを含み、取鍋スラグが、（ＣａＯ）／（Ａｌ ２ Ｏ ３ ）≧０．８５かつＴ Ｆｅ ≧１３％［式中、（ＣａＯ）及び（Ａｌ ２ Ｏ ３ ）は、それぞれＣａＯ及びＡｌ ２ Ｏ ３ の含有率を質量百分率で表す］を満たすように、前記転炉出鋼プロセスにおいて改質処理に供されることを特徴とする、請求項８に記載の製造方法。
［請求項１０］
工程（４）において、単一の冷間圧延プロセスを使用することにより、前記鋼板が、最終製品厚さ０．１０～０．３０ｍｍに直接圧延されることを特徴とする、請求項８に記載の製造方法。
［請求項１１］
工程（５）において、前記加熱速度が１００～６００℃／秒であることを特徴とする、請求項８に記載の製造方法。

Claims (8)

  1. 質量百分率で表される以下の化学元素：
    ０＜Ｃ≦０．００５％、Ｓｉ：２．０～３．５％、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｓｎ及びＳｂのうち少なくとも１つ：０．００３～０．２％、Ａｌ：０．２～１．８％、
    を含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物である、
    無方向性電磁鋼板であって、
    前記不可避的不純物が、Ｐ≦０．２％、Ｓ≦０．００３％、Ｎ≦０．００２％、Ｏ≦０．００２％、及びＴｉ≦０．００１５％を含み、
    前記電磁鋼板が、介在物ＭｎＳ及びＣｕ ２ Ｓを含有し、前記介在物が１５０～５００ｎｍのサイズを有する、
    無方向性電磁鋼板。
  2. ９０～１４０μｍの平均結晶粒径を有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。
  3. 前記介在物が、球体又は回転楕円体の形状を有し、円又は楕円の平面投影を有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。
  4. 前記介在物が、楕円の平面投影を有し、前記楕円における長軸径の短軸径に対する比が≦４．０であ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。
  5. 前記電磁鋼板は、鉄損Ｐ１０／４００が≦１１．０Ｗ／ｋｇであり、磁気誘導Ｂ５０が≧１．６６Ｔであり、かつ、磁気異方性が≦１０％であり、前記磁気異方性は、圧延方向に平行な鉄損Ｐ１０／４００と圧延方向に垂直な鉄損Ｐ１０／４００との差の、圧延方向に平行な鉄損Ｐ１０／４００と圧延方向に垂直な鉄損Ｐ１０／４００との合計に対する比であることを特徴とする、請求項１～請求項４のいずれか１つに記載の無方向性電磁鋼板。
  6. 請求項１～請求項５のいずれか１つに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
    （１）製錬及び鋳造工程と、
    （２）熱間圧延工程と、
    （３）焼ならし工程と、
    （４）冷間圧延工程と、
    （５）冷間圧延鋼板を３５０℃～７５０℃の初期温度から均熱温度へと５０～８００℃／秒の加熱速度にて急速加熱し、均熱及び熱保存を行う、連続焼なまし工程と、
    （６）絶縁コーティングを施して最終無方向性電磁鋼板を得る工程と、
    を含み、
    前記（１）製錬及び鋳造工程が、転炉出鋼プロセスを含み、取鍋スラグが、（ＣａＯ）／（Ａｌ ２ Ｏ ３ ）≧０．８５かつＴ Ｆｅ ≧１３％［式中、（ＣａＯ）及び（Ａｌ ２ Ｏ ３ ）は、それぞれＣａＯ及びＡｌ ２ Ｏ ３ の含有率を質量百分率で表し、Ｔ Ｆｅ は、Ｆｅ元素の総含有率を質量百分率で表す］を満たすように、前記転炉出鋼プロセスにおいて改質処理に供される、製造方法。
  7. 前記（４）冷間圧延工程において、単一の冷間圧延プロセスを使用することにより、前記鋼板が、最終製品厚さ０．１０～０．３０ｍｍに直接圧延されることを特徴とする、請求項６に記載の製造方法。
  8. 前記（５）連続焼なまし工程において、前記加熱速度が１００～６００℃／秒であることを特徴とする、請求項６に記載の製造方法。
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