WO2013121924A1 - 無方向性電磁鋼板 - Google Patents

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WO2013121924A1
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steel sheet
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雅文 宮嵜
山村　英明
川上　和人
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention is a high-grade non-oriented electrical steel sheet used for high-frequency applications such as iron cores of motors, particularly for reducing energy loss and improving the efficiency of electrical equipment and contributing to energy saving.
  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet having excellent iron loss after annealing.
  • Patent Document 1 As a measure for improving the iron loss in the high frequency range of the non-oriented electrical steel sheet, for example, as described in Patent Document 1, generally increasing the electrical resistance by increasing the content of Si or Al. Has been done. Recently, in order to reduce costs, an alloy material of Si or Al having a high Ti content may be used as an inexpensive alloy material.
  • Ti having high affinity with these elements is inevitably contained in the alloy raw material, so Ti is inevitably mixed into the steel sheet.
  • Ti in the steel sheet is 0.001% by mass or more, a large number of fine Ti inclusions having a diameter of about several tens of nanometers such as TiN, TiS, and TiC are generated in the steel sheet.
  • the fine Ti inclusions in the steel sheet inhibit the growth of crystal grains when the steel sheet is annealed, and deteriorate the magnetic properties.
  • One of the measures is to use an alloy raw material having a small content of Ti as an impurity.
  • this measure is used, there is a problem that the cost of the alloy raw material is increased.
  • reducing N, S, and C in the steel sheet is one of the measures for reducing Ti inclusions, and it is possible to sufficiently reduce S and C by vacuum degassing or the like with the current technology.
  • a long process is required, and productivity is lowered.
  • the cost is increased due to the strengthening of the seal, and even if such measures are taken, N is mixed into the molten steel. There is a problem that is inevitable.
  • the present invention is a non-oriented electrical steel sheet that can be manufactured with excellent cost and productivity by a conventional manufacturing process, is excellent in grain growth during annealing, and has high-frequency iron loss.
  • the purpose is to provide.
  • the gist of the present invention for solving the above problems is as follows. (1) C: 0.01% by mass or less, Si: 1.0 mass% or more and 3.5 mass% or less, Al: 0.1% by mass or more and 3.0% by mass or less, Mn: 0.1% by mass or more and 2.0% by mass or less, P: 0.1% by mass or less, S: 0.005 mass% or less, Ti: 0.001% by mass or more and 0.01% by mass or less, N: 0.005 mass% or less, and Y: more than 0.05 mass% to 0.2 mass% or less, A non-oriented electrical steel sheet characterized by containing iron and the balance being iron and inevitable impurities.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the present invention has few fine Ti inclusions in the steel sheet, the grain growth property during annealing is good, and the iron loss in the high frequency range is excellent. Furthermore, it is possible to manufacture with excellent cost and productivity, and it is possible to improve motor characteristics and contribute to energy saving.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the Y content in a steel sheet, the Ti inclusion content of the product sample after strain relief annealing, and the crystal grain size.
  • Y is yttrium, an element having an atomic number of 39, and a kind of rare earth element.
  • the method for investigating inclusions will be explained.
  • the sample was polished from the surface to an appropriate thickness, and the surface of the sample was mirror-finished.
  • the inclusion was investigated using the field emission type
  • the inclusion composition was analyzed for inclusions having a diameter of 10 nm to 500 nm, and the number of inclusions in the unit observation area was counted.
  • ASTM E127 Annual Book of ASTM Standards Vol. It was converted into the number density of inclusions per unit volume of the sample by the DeHoff equation shown in 03.03 (1995).
  • the above method is merely an example, and a replica or thin film may be created from the sample and investigated, or a transmission electron microscope may be used.
  • the etching method for example, the method described in Kurosawa et al. (Fumio Kurosawa, Isamu Taguchi, Ryutaro Matsumoto: Journal of the Japan Institute of Metals, 43 (1979), p. 1068) was used.
  • the sample was electrolytically corroded in a non-aqueous solvent solution, and the inclusion was extracted by dissolving only the steel while leaving the inclusion.
  • the cross section of the sample was mirror-polished and subjected to nital etching to reveal the crystal grains, and the average crystal grain size was measured.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the Y content, the amount of Ti inclusions, and the crystal grain size in a product sample according to the above-described experiment.
  • the relationship between the Y content and the Ti inclusion amount is indicated by a broken line
  • the relationship between the Y content and the crystal grain size is indicated by a solid line.
  • the types of Ti inclusions observed were TiN, TiS and TiC. These Ti inclusions are generated at different temperatures, TiN is generated at 1000 ° C. or higher, TiS is generated at 900 ° C. or higher and lower than 1000 ° C., and TiC is generated at 700 ° C. or higher and 800 ° C. or lower. Many of these Ti inclusions are usually generated as fine inclusions having a diameter of about several tens of nanometers with crystal grain boundaries, dislocations, and the like as precipitation sites, and the growth of steel crystal grains is pinned and inhibited.
  • the required range of the Y content in the steel sheet was more than 0.05% by mass in order to significantly reduce the Ti inclusions.
  • the Y content in the product sample exceeds 0.2% by mass, the segregation of Y at the crystal grain boundary becomes remarkable, the crystal grain boundary becomes brittle, and lashes are generated on the surface of the product sample.
  • the effect of Y described above brings about suppression of Ti inclusions in the steel sheet, that is, TiN, TiS, etc. are suppressed by hot rolling plate annealing or cold rolling plate finish annealing, or during strain relief annealing. This contributes to suppressing TiC.
  • C not only deteriorates the magnetic properties by forming TiC in the steel sheet, but also the precipitation of C makes the magnetic aging remarkable, so the upper limit of the C content was set to 0.01% by mass. Since the lower limit of the C content is preferably as low as possible, it is not particularly limited, and may contain 0% by mass.
  • [Si] Si is an element that reduces iron loss. If the Si content is less than the lower limit of 1.0% by mass, the iron loss cannot be reduced sufficiently. From the viewpoint of further reducing the iron loss, the preferable lower limit of the Si content is 1.5% by mass, more preferably 2.0% by mass. Further, if the Si content exceeds the upper limit of 3.5% by mass, the workability becomes extremely poor, so the upper limit was made 3.5% by mass. A more preferable value as the upper limit of the Si content is 3.3% by mass with better workability by cold rolling, a further preferable value is 3.1% by mass, and a more preferable value is 3.0%. % By mass.
  • [Al] Al is an element that reduces iron loss. If the Al content is less than the lower limit of 0.1% by mass, the iron loss cannot be reduced sufficiently. Further, when the Al content exceeds the upper limit of 3.0% by mass, the cost is remarkably increased.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.2% by mass, more preferably 0.3% by mass, and still more preferably 0.4% by mass from the viewpoint of iron loss.
  • the upper limit of the Al content is preferably 2.5% by mass, more preferably 2.0% by mass, and still more preferably 1.8% by mass from the viewpoint of cost.
  • [Mn] Mn is added in an amount of 0.1% by mass or more in order to increase the hardness of the steel sheet and improve the punchability.
  • the reason why the upper limit of the Mn content is set to 2.0% by mass is due to economic reasons.
  • [P] P contains P in order to increase the strength of the material and improve workability. However, if P is contained excessively, the workability in cold rolling deteriorates, so the P content is 0.1% by mass or less. In addition, since P is inevitably mixed in the production process of the steel sheet, a lower limit of the P content is not provided, but it is usually preferable not to make it less than 0.0001% by mass from the viewpoint of steelmaking cost.
  • [Y] Y acts on Ti in the steel sheet in a solid solution state to suppress the formation of Ti inclusions.
  • the effect is acquired when Y content exceeds 0.05 mass%.
  • Y content if it is 0.055 mass% or more, it is preferable and it is more preferable if it is 0.06 mass% or more.
  • the Y content is excessive, Y segregates at the grain boundaries in the steel sheet, the crystal grain boundaries become brittle, and the product quality is deteriorated due to the occurrence of whipping. Therefore, there is an upper limit to the Y content, and if it is 0.2% by mass or less, the segregation of Y at the grain boundaries is suppressed.
  • the upper limit of the Y content is preferably 0.15% by mass or less, more preferably 0.12% by mass or less.
  • [S] S becomes a sulfide such as TiS or MnS, which deteriorates crystal grain growth and iron loss.
  • the upper limit of S content for preventing these is 0.005 mass%, a more preferable upper limit is 0.003 mass%. Since the lower limit of the S content is preferably as small as possible, it is not particularly limited and may contain 0% by mass.
  • the upper limit of the allowable N content is set to 0.005% by mass.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.003% by mass, more preferably 0.0025% by mass, and still more preferably 0.002% by mass. Further, from the viewpoint of suppressing nitrides, N is preferably as small as possible.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but it is preferable to make the lower limit of the N content more than 0% by mass because industrial restrictions are large in order to make it as close as possible to 0% by mass. .
  • the minimum of N content has set 0.001 mass% as a standard. In the case of further denitrification, it is more preferable to reduce the N content to 0.0005% by mass because the nitride is further suppressed.
  • Ti produces fine inclusions such as TiN, TiS, and TiC, thereby worsening crystal grain growth and iron loss.
  • the upper limit of the allowable Ti content is set to 0.01% by mass.
  • the upper limit is preferably 0.005% by mass. If the Ti content is less than 0.001% by mass, the amount of Ti precipitates becomes excessive, and the effect of inhibiting the crystal grain growth is substantially eliminated.
  • the alloy raw material whose Ti content is less than 0.001% by mass is expensive, the cost increases. For this reason, the lower limit which needs suppression of the Ti inclusion by this invention is accept
  • Ti may be contained in the alloy raw material in an amount of 0.002% by mass or more. In this case, the present technology is particularly effective.
  • [Cu] Cu improves corrosion resistance and increases specific resistance to improve iron loss. However, when the Cu content is excessive, whipping or the like is generated on the surface of the product plate and the surface quality is impaired, so the Cu content is preferably 0.5% by mass or less.
  • [Cr] Cr improves the corrosion resistance and increases the specific resistance to improve the iron loss.
  • excessive addition of Cr increases the cost, so the upper limit of the Cr content is preferably 20% by mass.
  • Sn and Sb are segregation elements, which inhibit the texture of the (111) plane that deteriorates the magnetic properties and improve the magnetic properties. Even if these elements are used alone or in combination of the two, the above-described effects are exhibited. However, if the total of Sn and Sb exceeds 0.3% by mass, the workability by cold rolling deteriorates, so the upper limit of the total of Sn and Sb is preferably 0.3% by mass.
  • Ni develops a texture favorable to magnetic properties and improves iron loss.
  • the upper limit of the Ni content is preferably 1.0% by mass.
  • Ca is a desulfurization element, fixes S in the steel sheet, and prevents or suppresses the formation of sulfide inclusions such as TiS and MnS.
  • the upper limit of the Ca content is preferably 0.01% by mass.
  • [Zr] Zr inhibits crystal grain growth even in a small amount and worsens iron loss after strain relief annealing. When it is reduced as much as possible, the Zr content is usually 0.01% by mass or less. However, if the Zr content is within this range, no harmful effects occur and there is no problem.
  • V forms nitrides or carbides and inhibits domain wall movement and crystal grain growth. When it is reduced as much as possible, the V content is usually 0.01% by mass or less. However, if the V content is within this range, no harmful effects occur and there is no problem.
  • Nb forms nitrides or carbides and inhibits domain wall movement and crystal grain growth. When it is reduced as much as possible, the Nb content is usually 0.01% by mass or less. However, when the Nb content is within this range, no harmful effects occur and there is no problem.
  • [Mg] Mg is a desulfurization element, reacts with S in the steel sheet to form sulfide, and fixes S. If the content is increased, the desulfurization effect is enhanced, but if the Mg content exceeds 0.05 mass%, crystal grain growth is hindered by excessive Mg sulfide. Usually, the Mg content is 0.05% by mass or less, but if the Mg content is within this range, no harmful effects occur and there is no problem.
  • [O] Oxides in the steel sheet form oxides.
  • Al is contained by 0.1% by mass or more and is sufficiently deoxidized, so the O content in the steel sheet is 0.005% by mass or less.
  • the O content is in this range, no harmful effects such as domain wall movement or inhibition of crystal grain growth due to oxides occur, and there is no problem.
  • [B] B is a grain boundary segregation element and forms a nitride. Grain boundary movement is hindered by this nitride, and iron loss deteriorates. When it is reduced as much as possible, the B content is usually 0.005% by mass or less. However, when the B content is within this range, no harmful effects occur and there is no problem.
  • the steel is refined by a conventional method such as a converter or a secondary refining furnace, and melted within a desired composition range. Thereafter, a slab or other slab is cast by continuous casting or ingot casting. Thereafter, the obtained slab is hot-rolled, and if necessary, hot-rolled sheet annealing is performed on the hot-rolled sheet within a range of 1100 ° C to 1300 ° C. Next, the product is finished to a thickness by one cold rolling or two or more cold rollings with intermediate annealing at 850 ° C. to 1000 ° C. Next, finish annealing is performed within a range of 800 ° C. to 1100 ° C., and an insulating film is applied to obtain a product. In some cases, strain relief annealing is performed in the range of 700 ° C. to 800 ° C.
  • the number density of Ti inclusions in the steel sheet is 0.3 ⁇ 10 10 pieces / mm 3 or less, preferably 0.2 ⁇ 10 10 without changing the manufacturing process.
  • C 0.0015 mass%, Si: 2.9 mass%, Mn: 0.5 mass%, P: 0.09 mass%, S: 0.002 mass%, Al: 0.43 mass%, And N: 0.0022% by mass and various elements as shown in Table 1, with the balance being iron and inevitable impurities.
  • steel of these components was refined by a converter and a vacuum degassing apparatus and received in a ladle, passed through a tundish, supplied molten steel into a mold by an immersion nozzle, and continuously cast to obtain a slab.
  • metal Y was added in a vacuum degassing tank. Thereafter, the slab was hot-rolled, and the obtained hot-rolled sheet was hot-rolled at 1150 ° C.
  • the precipitate and crystal grain size of the product plate were investigated by the above method, and the iron loss of the product plate was examined by the Epstein method shown in JIS-C-2550 after cutting the product plate into 25 cm length. The survey results are also shown in Table 1.
  • No. 1 as an example of the present invention. 6-No. In No. 21, the number of Ti inclusions (number density) such as TiN, TiS and TiC in the product plate was 0.3 ⁇ 10 10 pieces / mm 3 or less. Moreover, the crystal grain size of these samples is 100 ⁇ m or more, and the crystal grain growth property is good. It was favorable with respect to the comparative examples except for 22.
  • the comparative example No. 1-No. No. 5 has a Y content below the lower limit of the range of more than 0.05% by mass and not more than 0.2% by mass.
  • the Ti content exceeds the upper limit of the range of 0.001% by mass to 0.01% by mass.
  • No. of the comparative example. 24 and 25 use rare earth elements other than Y instead of Y.
  • many Ti inclusions such as TiN, TiS and TiC were generated in the product plate, and the grain growth property and iron loss value were inferior to those of the present invention.
  • No. of the comparative example. No. 22 has a Y content exceeding the upper limit of 0.05% by mass to 0.2% by mass, but segregation of Y is observed at the crystal grain boundaries of the product plate, and the surface of the product plate is Wrinkles occurred and the surface quality was inferior.

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Abstract

　Ｃ：０．０１質量％以下、Ｓｉ：１．０質量％以上３．５質量％以下、Ａｌ：０．１質量％以上３．０質量％以下、Ｍｎ：０．１質量％以上２．０質量％以下、Ｐ：０．１質量％以下、Ｓ：０．００５質量％以下、Ｔｉ：０．００１質量％以上０．０１質量％以下、Ｎ：０．００５質量％以下、及びＹ：０．０５質量％超０．２質量％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。

Description

無方向性電磁鋼板
　本発明は、モーターの鉄芯などの高周波用途に用いられる高級グレードの無方向性電磁鋼板であって、エネルギーロスを少なくし、電気機器の効率化を図って省エネルギーに寄与するための、特に歪取焼鈍後の鉄損に優れた無方向性電磁鋼板に関するものである。本願は、２０１２年２月１４日に日本に出願された特願２０１２－２９８８４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、地球温暖化を防止する観点から、省エネルギー化が求められており、冷暖房器具のモーターや電気自動車のメインモーターなどの分野では、更なる消費電力の低減が求められている。これらのモーターは高回転で使用されることが多いため、モーター素材となる無方向性電磁鋼板（以降、「鋼板」と記載する場合がある）に対し、従来の商用周波数である５０Ｈｚ～６０Ｈｚよりも高い周波数である４００Ｈｚ～８００Ｈｚの領域で鉄損の改善が求められている。
　無方向性電磁鋼板の高周波域での鉄損を改善する方策として、例えば特許文献１に記載されたように、ＳｉやＡｌの含有量を増加させることによって電気抵抗を増加させることが一般的に行われている。なお、最近はコスト削減のために、安価な合金原料としてＴｉ含有量が高いＳｉやＡｌの合金原料を用いることがある。
　ＳｉやＡｌの含有量の増加に伴い、合金原料にこれらの元素と親和性の高いＴｉが不可避的に含まれるため、鋼板に不可避的にＴｉが混入する。鋼板中のＴｉが０．００１質量％以上となると、鋼板中にＴｉＮ、ＴｉＳ、ＴｉＣなどの、径が数十ｎｍ程度の微細なＴｉ介在物が多数生成する。鋼板中の微細なＴｉ介在物は鋼板の焼鈍時に結晶粒の成長を阻害し、磁気特性を劣化させる。
　したがって、鋼板中のＴｉ介在物を極力低減させることが必要である。その方策のひとつは、不純物であるＴｉの含有量が少ない合金原料を使用することである。ところが、この方策を用いると、合金原料のコストアップを招くという問題がある。また、鋼板中のＮ、Ｓ、Ｃを低下させることもＴｉ介在物を低減する方策のひとつであり、真空脱ガス処理などによってＳやＣを充分下げることは現在の技術で可能である。ところが、鋼板中のＳやＣを低下させるためには長時間の処理が必要となり、生産性が低下してしまう。また、Ｎを溶鋼中に混入させない様に、精錬容器のシールを強化することも考えられるが、シールの強化によるコストアップを招き、さらにはこの様な処置を行ってもＮの溶鋼への混入は避けられないという問題がある。
特開２００７－１６２７８号公報 特開２００５－３３６５０３号公報 特公昭５４－３６９６６号公報 特開２００６－２１９６９２号公報
　本発明は、常法の製造工程によって、コストと生産性とに優れて製造することが可能であり、焼鈍時の結晶粒成長性に優れ、かつ高周波鉄損が良好な無方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。
　上記課題を解決する本発明の要旨は次の通りである。
（１）Ｃ：０．０１質量％以下、
　Ｓｉ：１．０質量％以上３．５質量％以下、
　Ａｌ：０．１質量％以上３．０質量％以下、
　Ｍｎ：０．１質量％以上２．０質量％以下、
　Ｐ：０．１質量％以下、
　Ｓ：０．００５質量％以下、
　Ｔｉ：０．００１質量％以上０．０１質量％以下、
　Ｎ：０．００５質量％以下、及び
　Ｙ：０．０５質量％超０．２質量％以下、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
（２）さらに、
　Ｃｕ：０．５質量％以下、及びＣｒ：２０質量％以下からなる群から選ばれる１種または２種の第１の群、
　Ｓｎ及びＳｂからなる群から選ばれる１種または２種を合計で０．３質量％以下とする第２の群、
　Ｎｉ：１．０質量％以下とする第３の群、及び
　Ｃａ：０．０１質量％以下とする第４の群、
から選ばれる１種または２種以上の群の元素を有することを特徴とする（１）に記載の無方向性電磁鋼板。
　本発明による無方向性電磁鋼板は、鋼板中の微細なＴｉ介在物が少ないため、焼鈍時の結晶粒成長性が良好であり、高周波域での鉄損に優れる。さらに、コストと生産性とに優れて製造することが可能となり、モーター特性を改善して省エネルギーに貢献できる。
図１は、鋼板中のＹ含有量と歪取り焼鈍後の製品サンプルのＴｉ介在物含有量および結晶粒径との関係を示す図である。
　無方向性電磁鋼に適量のＹが添加されていると、鋼板中の微細なＴｉＮ、ＴｉＳ、ＴｉＣなどのＴｉ介在物の生成が抑制され、これらのＴｉ介在物の個数密度が著しく減少する。これにより、鋼の結晶粒の成長の抑制が緩和されて結晶粒成長性が大幅に改善されることが鋭意調査の結果明らかとなった。なお、Ｙはイットリウムであり、原子番号３９の元素であって、希土類元素の一種である。
　以下、Ｙを添加することの効果について詳細に説明する。
　真空溶解を用いたラボ実験を以下の手順により行った。まず、Ｃ：０．００１９質量％～０．００３２質量％、Ｓｉ：２．７質量％～３．１質量％、Ａｌ：０．２質量％～０．４６質量％、Ｍｎ：０．３質量％～０．５質量％、Ｐ：０．０３質量％～０．０５質量％、Ｓ：０．００２２質量％～０．００３５質量％、Ｔｉ：０．００２質量％～０．００５質量％、及びＮ：０．００１８質量％～０．００３３質量％を含む基本成分とし、Ｙ：０質量％～０．２５質量％の範囲内で成分を変化させた種々の溶鋼を溶解した。そして、インゴットに凝固させた後、ラボ実験として、熱間圧延、熱間圧延板焼鈍、冷間圧延、仕上げ焼鈍、歪取り焼鈍の順で実験を行って厚さ０．３５ｍｍの製品サンプルを製造した。次に、以下の方法により介在物ならびに結晶粒の調査を行った。
　まず、介在物の調査方法について説明する。最初にサンプルを表面から適宜の厚さにまで研磨し、サンプルの表面を鏡面にした。そして、後述のエッチングを施した後に、フィールドエミッション型走査式電子顕微鏡とエネルギー分散型分光分析器とを用いて介在物を調査した。この調査では、直径が１０ｎｍから５００ｎｍの介在物について、介在物の組成を分析すると共に、単位観察面積内の介在物の個数をカウントした。そして、ＡＳＴＭ　Ｅ１２７：Ａｎｎｕａｌ　Ｂｏｏｋ　ｏｆ　ＡＳＴＭ　Ｓｔａｎｄａｒｄｓ　Ｖｏｌ．０３．０３，（１９９５）に示すＤｅＨｏｆｆの式によってサンプルの単位体積当たりの介在物の個数密度に換算した。なお、以上の方法は一例であり、サンプルからレプリカまたは薄膜を作成してそれを調査してもよく、また透過式電子顕微鏡を用いてもよい。
　エッチング方法としては、例えば、黒沢らの（黒沢文夫、田口　勇、松本龍太郎：日本金属学会誌、４３（１９７９），ｐ．１０６８）に記載された方法を用いた。この方法により非水溶性溶媒液中でサンプルを電解腐食し、介在物を残したまま鋼のみ溶解させて介在物を抽出した。また、結晶粒径を測定する際には、サンプルの断面を鏡面研磨し、ナイタールエッチングを施して結晶粒を現出させて平均結晶粒径を測定した。
　図１は、上述の実験による、製品サンプルにおけるＹ含有量とＴｉ介在物量および結晶粒径との関係を示す図である。なお、図１において、Ｙ含有量とＴｉ介在物量との関係を破線で示し、Ｙ含有量と結晶粒径との関係を実線で示している。ここで、観察されたＴｉ介在物の種類にはＴｉＮ、ＴｉＳおよびＴｉＣがあった。これらのＴｉ介在物はそれぞれ生成される温度が異なっており、ＴｉＮは１０００℃以上で生成され、ＴｉＳは９００℃以上１０００℃未満で生成され、ＴｉＣは７００℃以上８００℃以下で生成される。これらのＴｉ介在物は、通常、結晶粒界や転位等を析出サイトにして、径数十ｎｍ程度の微細な介在物として多数生成され、鋼の結晶粒の成長をピン止めして阻害する。
　実験の結果、０．０５質量％を超えるＹを鋼板中に含有させた場合、製品サンプルにおけるＴｉ介在物の個数密度が著しく減少し、鋼の結晶粒の成長性が大幅に改善されることが明らかになった。
　ここで、Ｙを添加した場合、鋼板中に径数百ｎｍのＹ酸化物およびＹ酸硫化物のＹ介在物が観察されたが、このようなＹ介在物として存在するＹ量は０．０１質量％を超えることはなかった。よって、０．０１質量％を超えて添加された場合には、Ｙは鋼板中に固溶していたものと推定される。鋼板中のＹ含有量が０．０１質量％を超え、固溶したと推定されるＹ量が増加するに伴って、Ｔｉ介在物の個数密度は単調に減少する。そして、鋼板中のＹ含有量が０．０５質量％を超えると、鋼板中におけるＴｉ介在物の個数密度が顕著に少なくなることが明らかになった。なお、ＹによりＴｉ介在物が抑制されるメカニズムは明らかでないが、鋼板中にＹが固溶すると、鋼板中のＴｉの活量が下がり、Ｔｉ介在物の生成が抑制されたものと考えられる。なお、この効果はＹに特有であり、他の希土類元素では、このような効果は確認できなかった。
　上述の実験により、Ｔｉ介在物を著しく減少させるためには、鋼板中のＹ含有量の所要範囲が０．０５質量％超であることが知見された。一方、製品サンプル中のＹ含有量が０．２質量％を超えると、結晶粒界におけるＹの偏析が著しくなり、結晶粒界が脆化して、製品サンプルの表面にヘゲ疵が発生した。
　従って、鋼板中に０．０５質量％超のＹを含有させることによってＴｉ析出物を充分に抑制しつつ、鋼板中のＹ含有量を０．２質量％以下としてＹの粒界偏析を抑制することが、結晶粒成長性が良好であって磁気特性が良好であり、かつ表面品質の良好な無方向性電磁鋼板を製造するために肝要である。
　以上述べたＹの効果は、鋼板中においてＴｉ介在物の抑制をもたらすものであり、すなわち、熱間圧延板焼鈍あるいは冷間圧延板仕上げ焼鈍でＴｉＮ、ＴｉＳなどを抑制したり、歪取り焼鈍時にＴｉＣを抑制したりすることに寄与する。
　次に、本発明における成分の限定理由について説明する。
　［Ｃ］
　Ｃは、鋼板中でＴｉＣを形成して磁気特性を劣化させるだけでなく、Ｃが析出することによって磁気時効が著しくなるので、Ｃ含有量の上限を０．０１質量％とした。Ｃ含有量の下限は少ないほど好ましいため、特に限定されるものではなく、０質量％を含んでも良い。
　［Ｓｉ］
　Ｓｉは鉄損を減少させる元素である。Ｓｉ含有量が下限の１．０質量％より少ないと充分に鉄損を減少させることができない。なお、鉄損をさらに減少させる観点から、Ｓｉ含有量の好ましい下限は１．５質量％、より好ましくは２．０質量％である。また、Ｓｉ含有量が上限の３．５質量％を超えると加工性が著しく不良となるため、上限を３．５質量％とした。なお、Ｓｉ含有量の上限としてより好ましい値は、冷間圧延による加工性がより良好な３．３質量％であり、さらに好ましい値は３．１質量％であり、一層好ましい値は３．０質量％である。
　［Ａｌ］
　ＡｌはＳｉと同様に鉄損を減少させる元素である。Ａｌ含有量が下限の０．１質量％より少ないと充分に鉄損を減少させることができない。また、Ａｌ含有量が上限の３．０質量％を超えると、コストの増加が著しい。Ａｌ含有量の下限は、鉄損の観点から、好ましくは０．２質量％、より好ましくは０．３質量％、さらに好ましくは０．４質量％とする。また、Ａｌ含有量の上限は、コストの観点から、好ましくは２．５質量％、より好ましくは２．０質量％、さらに好ましくは１．８質量％とする。
　［Ｍｎ］
　Ｍｎは鋼板の硬度を増加させ、打抜性を改善するために、Ｍｎを０．１質量％以上添加する。なお、Ｍｎ含有量の上限を２．０質量％とした理由は経済的理由によるものである。
　［Ｐ］
　Ｐは材料の強度を高め、加工性を改善させるために、Ｐを含有させる。但し過剰にＰが含有されていると、冷間圧延における加工性が低下するため、Ｐ含有量は０．１質量％以下とする。なお、Ｐは鋼板の製造過程で不可避的に混入するためＰ含有量の下限を設けないが、通常は、製鋼コストの点から０．０００１質量％未満にはしないことが好ましい。
　［Ｙ］
　Ｙは固溶状態で鋼板中のＴｉに作用してＴｉ介在物の生成を抑制する。Ｙ含有量が０．０５質量％を超えるとその効果が得られる。また、Ｙ含有量が多いほど、その効果が明確となるため、０．０５５質量％以上であれば好ましく、０．０６質量％以上であればさらに好ましい。但し、Ｙ含有量が過剰となると、鋼板中でＹが結晶粒界に偏析し、結晶粒界が脆化し、ヘゲ疵の発生などにより製品品質の劣化を引き起こす。よってＹ含有量には上限が存在し、０．２質量％以下であれば結晶粒界におけるＹの偏析が抑制される。Ｙ含有量の上限値は、好ましくは０．１５質量％以下、より好ましくは０．１２質量％以下である。
　［Ｓ］
　ＳはＴｉＳやＭｎＳ等の硫化物となり、結晶粒成長性を悪化させ、鉄損を悪化させる。これらを防止するためのＳ含有量の上限は０．００５質量％であるが、より好ましい上限は０．００３質量％である。Ｓ含有量の下限は少ないほど好ましいため、特に限定されるものではなく、０質量％を含んでも良い。
　［Ｎ］
　ＮはＴｉＮなどの窒化物となり鉄損を悪化させるので、許容できるＮ含有量の上限として０．００５質量％とした。なお、Ｎ含有量の上限として好ましくは０．００３質量％、より好ましくは０．００２５質量％、さらに好ましくは０．００２質量％である。また、窒化物を抑制する観点からＮはできる限り少ないほうが好ましい。このため、Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではないが、０質量％に限りなく近づけるには工業的な制約が大きいため、Ｎ含有量の下限を０質量％超とすることが好ましい。なお、工業製造プロセスで脱窒素を行うことが可能な範囲において、Ｎ含有量の下限は０．００１質量％を目安としている。さらに極限的に脱窒素した場合、Ｎ含有量を０．０００５質量％まで下げると窒化物がさらに抑制されてより好ましい。
　［Ｔｉ］
　ＴｉはＴｉＮ、ＴｉＳ、ＴｉＣなどの微細介在物を生成し、結晶粒成長性を悪化させ、鉄損を悪化させる。本発明によりＴｉ介在物が抑制されるものの、許容できるＴｉ含有量の上限を０．０１質量％とした。また、上記の理由により、上限として好ましくは０．００５質量％である。なお、Ｔｉ含有量が０．００１質量％を下回るとＴｉ析出物が過少となり、結晶粒成長の阻害効果が実質的に問題なくなる。一方、Ｔｉ含有量が０．００１質量％未満となる合金原料は高価であることから、コストアップとなってしまう。このため、本発明によるＴｉ介在物の抑制が必要な下限は、不純物として不可避的に混入する０．００１質量％までは許容できる。なお、特に安価な合金原料を用いた場合には合金原料にＴｉが０．００２質量％以上含有される場合があり、その場合には特に本技術が有効である。
　以上、述べてきた成分以外の元素であって、効果を大きくさまたげるものでなければ、その他の元素を含有していても良く、本発明範囲とする。以下に、選択元素について説明する。なお、これらの含有量の下限値は、微量でも含有されていれば良いため、すべて０質量％超とする。
　［Ｃｕ］
　Ｃｕは耐食性を向上させ、また固有抵抗を高めて鉄損を改善する。但し、Ｃｕ含有量が過剰な場合は製品板の表面にヘゲ疵などが発生して表面品位を損ねるため、Ｃｕ含有量は０．５質量％以下が好ましい。
　［Ｃｒ］
　Ｃｒは耐食性を向上させ、また固有抵抗を高めて鉄損を改善する。但し、Ｃｒを過剰に添加すると、コストが高くなるため、Ｃｒ含有量の上限を２０質量％とすることが好ましい。
　［Ｓｎ］及び［Ｓｂ］：Ｓｎ及びＳｂは偏析元素であり、磁気特性を悪化させる（１１１）面の集合組織を阻害し、磁気特性を改善する。これらの元素は１種だけ用いても、あるいは２種を組み合わせて用いても、上記の効果を発揮する。但し、Ｓｎ及びＳｂの合計が０．３質量％を超えると冷間圧延による加工性が悪化するため、Ｓｎ及びＳｂの合計の上限を０．３質量％とすることが好ましい。
　［Ｎｉ］
　Ｎｉは磁気特性に有利な集合組織を発達させ、鉄損を改善する。但し、Ｎｉを過剰に添加するとコストが高くなるため、Ｎｉ含有量の上限を１．０質量％とすることが好ましい。
　［Ｃａ］
　Ｃａは脱硫元素であり、鋼板中でＳを固定し、ＴｉＳやＭｎＳなどの硫化物介在物の生成を防止または抑制する。但し、Ｃａ含有量が０．０１質量％を超えると耐火物の溶損などの問題が発生して好ましくないため、Ｃａ含有量の上限を０．０１質量％とすることが好ましい。
　なお、不可避的不純物として、例えば以下の元素が含まれる場合があるが、いずれも以下に示す範囲内であれば問題はない。
　［Ｚｒ］
　Ｚｒは微量でも結晶粒成長を阻害し、歪取り焼鈍後の鉄損を悪化させる。できる限り低減した場合、通常、Ｚｒ含有量は０．０１質量％以下となるが、Ｚｒ含有量がこの範囲では有害作用が起こらず問題ない。
　［Ｖ］
　Ｖは窒化物あるいは炭化物を形成し、磁壁移動や結晶粒成長を阻害する。できる限り低減した場合、通常、Ｖ含有量は０．０１質量％以下となるが、Ｖ含有量がこの範囲では有害作用が起こらず問題ない。
　［Ｎｂ］
　Ｎｂは窒化物あるいは炭化物を形成し、磁壁移動や結晶粒成長を阻害する。できる限り低減した場合、通常、Ｎｂ含有量は０．０１質量％以下となるが、Ｎｂ含有量がこの範囲では有害作用が起こらず問題ない。
　［Ｍｇ］
　Ｍｇは脱硫元素であり、鋼板中のＳと反応してサルファイドを形成し、Ｓを固定する。含有量が多くなると脱硫効果が強化されるものの、Ｍｇ含有量が０．０５質量％を超えると、過剰なＭｇ硫化物により結晶粒成長が妨げられる。通常、Ｍｇ含有量は０．０５質量％以下となるが、Ｍｇ含有量がこの範囲では有害作用が起こらず問題ない。
　［Ｏ］
　鋼板中のＯにより酸化物が形成される。但し、本発明ではＡｌが０．１質量％以上含有され、充分に脱酸されているため、鋼板中のＯ含有量は０．００５質量％以下となっている。Ｏ含有量がこの範囲では、酸化物による磁壁移動や結晶粒成長の阻害などの有害作用が起こらず問題ない。
　［Ｂ］
　Ｂは粒界偏析元素であり、また窒化物を形成する。この窒化物によって粒界移動が妨げられ、鉄損が悪化する。できる限り低減した場合、通常、Ｂ含有量は０．００５質量％以下となるが、Ｂ含有量がこの範囲では有害作用が起こらず問題ない。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法について述べる。製鋼段階において、転炉や２次精錬炉などの常法により精錬し、所望の組成範囲内に溶製する。その後、連続鋳造またはインゴット鋳造によりスラブ等の鋳片を鋳造する。この後、得られた鋳片を熱間圧延し、必要に応じて１１００℃～１３００℃の範囲内で熱間圧延板に対して熱間圧延板焼鈍を行う。次いで一回の冷間圧延、または８５０℃～１０００℃の中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延により製品の厚さに仕上げる。次いで８００℃～１１００℃の範囲内で仕上げ焼鈍し、絶縁皮膜を塗布して製品を得る。また、場合により、７００℃～８００℃の範囲内で歪取り焼鈍を行う。
　以上述べたように、本発明によれば、製造工程を変更することなく、鋼板中のＴｉ介在物の個数密度を０．３×１０１０個／ｍｍ３以下、好ましくは０．２×１０１０個／ｍｍ３以下、さらに好ましくは０．１×１０１０個／ｍｍ３以下まで抑制することができる。これにより、結晶粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板を製造できる。
　以下に、本発明の効果を実施例に基づいて説明する。なお、これらの実験における条件等は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した例であり、本発明は、これらの例に限定されるものではない。
　まず、Ｃ：０．００１５質量％、Ｓｉ：２．９質量％、Ｍｎ：０．５質量％、Ｐ：０．０９質量％、Ｓ：０．００２質量％、Ａｌ：０．４３質量％、及びＮ：０．００２２質量％を含有するとともに、表１に示す通りの種々の元素を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分の鋼を用意した。そして、これらの成分の鋼を転炉及び真空脱ガス装置により精錬して取鍋に受鋼し、タンディッシュを経て、浸漬ノズルにより鋳型内に溶鋼を供給して連続鋳造し鋳片を得た。なお、Ｙを含有させる場合は、金属Ｙを真空脱ガス槽内にて添加した。その後、鋳片を熱間圧延し、得られた熱間圧延板を１１５０℃で熱間圧延板焼鈍し、厚さ０．３５ｍｍに冷間圧延した。そして、９５０℃で３０秒間仕上げ焼鈍を行い、絶縁皮膜を塗布して製品とし、さらに、７５０℃で２時間歪取り焼鈍を行った。
　製品板の析出物及び結晶粒径については前記の方法により調査し、製品板の鉄損は、製品板を２５ｃｍ長に切断してＪＩＳ－Ｃ－２５５０に示すエプスタイン法により調査した。調査結果を同じく表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
　表１に示した通り、本発明例であるＮｏ．６～Ｎｏ．２１は、いずれも製品板中のＴｉＮ、ＴｉＳおよびＴｉＣといったＴｉ介在物数（個数密度）が０．３×１０１０個／ｍｍ３以下であった。また、これらのサンプルの結晶粒径は１００μｍ以上であって結晶粒成長性は良好であり、鉄損値はＮｏ．２２を除いた比較例に対して良好であった。
　一方、比較例のＮｏ．１～Ｎｏ．５は、Ｙ含有量が０．０５質量％超０．２質量％以下の範囲の下限を下回るものであり、また、比較例のＮｏ．２３は、Ｔｉ含有量が０．００１質量％以上０．０１質量％以下の範囲の上限を上回るものである。さらに、比較例のＮｏ．２４、２５はＹの代わりにＹ以外の希土類元素を用いたものである。これらの比較例はいずれも製品板中のＴｉＮ、ＴｉＳおよびＴｉＣといったＴｉ介在物が多数発生し、結晶粒成長性及び鉄損値は本発明例に対して劣位であった。また、比較例のＮｏ．２２は、Ｙ含有量が０．０５質量％超０．２質量％以下の範囲の上限を上回るものであるが、製品板の結晶粒界にＹの偏析が見られ、製品板の表面にヘゲ疵が発生し、表面品質が劣位であった。
　以上説明した通り、無方向性電磁鋼板中に内包されるＴｉＮ、ＴｉＳおよびＴｉＣの析出を充分抑制することにより、良好な磁気特性を得ることが可能となり、需要家のニーズを満たしつつ省エネルギーに貢献できる。

Claims (2)

  1. 　Ｃ：０．０１質量％以下、
    　Ｓｉ：１．０質量％以上３．５質量％以下、
    　Ａｌ：０．１質量％以上３．０質量％以下、
    　Ｍｎ：０．１質量％以上２．０質量％以下、
    　Ｐ：０．１質量％以下、
    　Ｓ：０．００５質量％以下、
    　Ｔｉ：０．００１質量％以上０．０１質量％以下、
    　Ｎ：０．００５質量％以下、及び
    　Ｙ：０．０５質量％超０．２質量％以下、
    を含有し、残部が鉄および不可避的不純物であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
  2. 　さらに、
    　Ｃｕ：０．５質量％以下、及びＣｒ：２０質量％以下からなる群から選ばれる１種または２種の第１の群、
    　Ｓｎ及びＳｂからなる群から選ばれる１種または２種を合計で０．３質量％以下とする第２の群、
    　Ｎｉ：１．０質量％以下とする第３の群、及び
    　Ｃａ：０．０１質量％以下とする第４の群、
    から選ばれる１種または２種以上の群の元素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。
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