WO2022219742A1 - 無方向性電磁鋼板用熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
この無方向性電磁鋼板用熱延鋼板は、固溶Ｔｉ量が０．０００５％以下であり、円相当径が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ炭化物がフェライト粒の粒内および粒界に存在し、上記粒内に存在するＴｉ炭化物の１０個数％以上１００個数％以下がＭｎ硫化物と複合析出しており、かつ、上記粒界に存在するＴｉ炭化物の個数密度が０．１個／μｍ以下である。
Description
本発明は、無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板及びその製造方法に関する。
近年、世界的な電気機器の省エネルギー化要求の高まりにより、回転機の鉄心材料として用いられる無方向性電磁鋼板に対しても、より高性能な特性が要求されている。
電気製品のモーターのうち高効率機種については、高級グレードの無方向性電磁鋼板が使用される。高級グレードの無方向性電磁鋼板は、一般に、Ｓｉ及びＡｌ含有量を増加させて固有抵抗を高め、かつ結晶粒径が粗大に制御されている。
一方、電気製品のモーターのうち汎用機種については、汎用グレードの無方向性電磁鋼板が使用される。近年では、汎用機種のモーターについても、性能向上が要求されるが、汎用機種ではコスト制約が厳しいため、高効率機種のように、使用する無方向性電磁鋼板を高級グレードに切替えることは難しい。
汎用グレードの無方向性電磁鋼板は、一般に、Ｓｉ含有量が低い化学成分を有する。このような汎用グレードの無方向性電磁鋼板では、例えば、モータコア打抜き加工後に施される歪取焼鈍時に結晶粒成長を促進させることで、鉄損特性を改善することがある。
歪取焼鈍時の結晶粒成長を改善する方法として、これまで下記のような技術が提案されている。
例えば、特許文献１には、Ｃ；≦０．０６５％、Ｓｉ；≦２．０％、Ａｌ；≦０．１０％、Ｏ；≦０．０２０％、Ｂ／Ｎ；≦０．５０～２．５０、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼スラブを熱間圧延して得た熱延板を１回の冷間圧延或いは中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延によって最終寸法となし、更に焼鈍を施すことを特徴とする磁気特性の優れた電気鉄板の製造方法が開示されている。
特許文献２には、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：０．１～１．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．００５％、Ｍｎ：１．５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔ．Ｏ：０．０２％以下を含む無方向性電磁鋼板において、鋼中のＳｉＯ２、ＭｎＯ、Ａｌ２Ｏ３の３種の介在物の総重量に対するＭｎＯの重量の割合が１５％以下であることを特徴とする磁性焼鈍後の平均結晶粒径を５０μｍ以上になし得る鉄損の少ない無方向性電磁鋼板が開示されている。
特許文献３では、重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上１．５％以下、および鋼の脱酸方式に応じて、Ａｌ：０．１％以下、またはＺｒ：０．０５％以下を含有し、残部鉄および不可避不純物元素よりなる無方向性電磁鋼板において、鋼中の酸化物で直径０．５μｍ以上５μｍ以下の大きさのものが、１ｃｍ２当り１０００個以上５００００個以下であることを特徴とする磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板が開示されている。
特許文献４では、質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．０５～３．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｃｕ：０．２％以下を含み、（Ｃｕ硫化物であるＳ）／（鋼中Ｓ）≦０．２、または、（Ｃｕ硫化物であるＳ）／（Ｍｎ硫化物であるＳ）≦０．２を満足する鋼であって、更に鋼板中の直径０．０３～０．２０μｍのＣｕを含有する硫化物の数密度が０．５個／μｍ３以下の無方向性電磁鋼板が開示されている。
また、特許文献５では、質量％で、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．４％以上１．５％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．０４％以下、Ｔｉ：０．００１５％以下、Ｎ：０．００３０％以下、Ｓ：０．００１０％以上０．００４０％以下、ＢをＢ／Ｎで０．５以上１．５以下含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、Ｍｎを含む硫化物のうち個数割合で１０％以上がＢ析出物と複合析出し、ＭｎＳ、Ｃｕ２Ｓ及びその複合硫化物を合計した分布密度が３．０×１０５個／ｍｍ２以下であり、直径０．１μｍに満たないＴｉ析出物の分布密度が１．０×１０３個／ｍｍ２以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板が開示されている。
特許文献１～５の技術では、歪取焼鈍時の結晶粒成長を促進し、鉄損低減を図っている。ただ、これらの技術では、鉄損低減に伴って、磁束密度が低下するという新たな課題が発生している。このように、化学成分が制限された汎用グレードの無方向性電磁鋼板では、低鉄損と高磁束密度とを高次元で両立できないという課題があった。
本発明は、このような問題に鑑みてなされた。本発明では、化学成分が制限されたとしても、低鉄損と高磁束密度とを両立できる無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る無方向性電磁鋼板用熱延鋼板は、
化学成分として、質量％で
Ｃ：０．００１０％以上０．００５０％以下、
Ｓｉ：０．１％以上０．５％未満、
Ｍｎ：０．１％以上０．５％以下、
Ａｌ：０．１％以上０．５％以下、
ｔｏｔａｌ－Ｔｉ：０．００１０％以上０．００３０％以下、
Ｎ：０．００１０％以上０．００３０％以下、
Ｓ：０．００１５％超０．００４０％以下、
Ｎｂ：０％以上０．００３０％以下、
Ｖ：０％以上０．００３０％以下、
Ｚｒ：０％以上０．００３０％以下、
Ｓｎ：０％以上０．１００％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
固溶Ｔｉ量が０．０００５％以下であり、
圧延方向および板幅方向に平行な観察面で見たとき、円相当径が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ炭化物が、フェライト粒の粒内および粒界に存在し、
前記粒内に存在する前記Ｔｉ炭化物の１０個数％以上１００個数％以下がＭｎ硫化物と複合析出しており、かつ、
前記粒界に存在する前記Ｔｉ炭化物の個数密度が０．１個／μｍ以下である。
（２）上記（１）に記載の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板は、
前記化学成分として、質量％で
Ｓｎ：０．０１０％以上０．１００％以下
を含有してもよい。
（３）本発明の一態様に係る無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法は、上記（１）または（２）に記載の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板を製造する方法であって、
溶鋼を鋳造して、化学成分として、質量％で
Ｃ：０．００１０％以上０．００５０％以下、
Ｓｉ：０．１％以上０．５％未満、
Ｍｎ：０．１％以上０．５％以下、
Ａｌ：０．１％以上０．５％以下、
ｔｏｔａｌ－Ｔｉ：０．００１０％以上０．００３０％以下、
Ｎ：０．００１０％以上０．００３０％以下、
Ｓ：０．００１５％超０．００４０％以下、
Ｎｂ：０％以上０．００３０％以下、
Ｖ：０％以上０．００３０％以下、
Ｚｒ：０％以上０．００３０％以下、
Ｓｎ：０％以上０．１００％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなるスラブを得る鋳造工程と、
前記スラブを熱延して熱延鋼板を得る熱延工程と、を備え、
前記熱延工程では、
熱延前に、前記スラブを加熱して１１５０℃以上１２００℃以下の温度範囲内で１０分以上６０分以下保持し、
仕上熱延の最終パスで２０％以上３０％以下の圧下を施し、
熱延後に、鋼板を８００℃以上９００℃未満の温度範囲内で１５分以上３０分以下保持すればよい。
化学成分として、質量％で
Ｃ：０．００１０％以上０．００５０％以下、
Ｓｉ：０．１％以上０．５％未満、
Ｍｎ：０．１％以上０．５％以下、
Ａｌ：０．１％以上０．５％以下、
ｔｏｔａｌ－Ｔｉ：０．００１０％以上０．００３０％以下、
Ｎ：０．００１０％以上０．００３０％以下、
Ｓ：０．００１５％超０．００４０％以下、
Ｎｂ：０％以上０．００３０％以下、
Ｖ：０％以上０．００３０％以下、
Ｚｒ：０％以上０．００３０％以下、
Ｓｎ：０％以上０．１００％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
固溶Ｔｉ量が０．０００５％以下であり、
圧延方向および板幅方向に平行な観察面で見たとき、円相当径が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ炭化物が、フェライト粒の粒内および粒界に存在し、
前記粒内に存在する前記Ｔｉ炭化物の１０個数％以上１００個数％以下がＭｎ硫化物と複合析出しており、かつ、
前記粒界に存在する前記Ｔｉ炭化物の個数密度が０．１個／μｍ以下である。
（２）上記（１）に記載の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板は、
前記化学成分として、質量％で
Ｓｎ：０．０１０％以上０．１００％以下
を含有してもよい。
（３）本発明の一態様に係る無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法は、上記（１）または（２）に記載の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板を製造する方法であって、
溶鋼を鋳造して、化学成分として、質量％で
Ｃ：０．００１０％以上０．００５０％以下、
Ｓｉ：０．１％以上０．５％未満、
Ｍｎ：０．１％以上０．５％以下、
Ａｌ：０．１％以上０．５％以下、
ｔｏｔａｌ－Ｔｉ：０．００１０％以上０．００３０％以下、
Ｎ：０．００１０％以上０．００３０％以下、
Ｓ：０．００１５％超０．００４０％以下、
Ｎｂ：０％以上０．００３０％以下、
Ｖ：０％以上０．００３０％以下、
Ｚｒ：０％以上０．００３０％以下、
Ｓｎ：０％以上０．１００％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなるスラブを得る鋳造工程と、
前記スラブを熱延して熱延鋼板を得る熱延工程と、を備え、
前記熱延工程では、
熱延前に、前記スラブを加熱して１１５０℃以上１２００℃以下の温度範囲内で１０分以上６０分以下保持し、
仕上熱延の最終パスで２０％以上３０％以下の圧下を施し、
熱延後に、鋼板を８００℃以上９００℃未満の温度範囲内で１５分以上３０分以下保持すればよい。
本発明の上記態様によれば、化学成分が制限されたとしても、低鉄損と高磁束密度とを両立できる無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板及びその製造方法を提供できる。
以下、本発明の好適な実施形態について詳細に説明する。ただ、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。また、下記する数値限定範囲には、下限値及び上限値がその範囲に含まれる。「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。また、特に断りがない限り、各元素の含有量に関する「％」は、「質量％」を意味する。
本発明者は、Ｔｉが０．００２％程度含まれるＡｌ添加鋼に関して、歪取焼鈍後の磁束密度が歪取焼鈍前に比べて低くなる原因を、Ｔｉの存在形態に着目して調査した。
一般に、Ａｌ添加鋼では、製鋼工程または熱延工程で、粗大なＡｌＮが生成し易い。生成した粗大なＡｌＮそのものは、結晶粒成長に無害である。ただ、粗大なＡｌＮが生成されると、鋼中のＮが減少してＴｉＮの析出が抑制される。このようにＴｉＮの析出が抑制されると、鋼中の固溶Ｔｉ量が高くなる。本発明者は、熱延鋼板の段階で固溶Ｔｉ量が高いと、無方向性電磁鋼板として歪取焼鈍を行った場合に、磁束密度が低下することを知見した（図１参照）。
熱延鋼板の固溶Ｔｉ量を低減する方法の一つとして、スラブのＴｉ含有量を減らすことが考えられる。スラブのＴｉ含有量を減少させれば、熱延鋼板の固溶Ｔｉ量も減少し、その結果、無方向性電磁鋼板として歪取焼鈍時の結晶粒成長が安定化し、歪取焼鈍後の磁束密度の低下が抑えられる。しかしながら、スラブ中に含まれるＴｉは不純物元素である。上述した磁束密度の低下を回避できる程度にスラブのＴｉ含有量を減らすことは、無方向性電磁鋼板の製造コストを増大させるので好ましくない。
そのため、本発明者は、たとえスラブに不純物としてＴｉが含有されても、汎用グレードの無方向性電磁鋼板として良好な磁気特性が得られる方法を鋭意研究した。その結果、本発明者は、不純物として含有されるＴｉを、熱延鋼板の段階で、可能な限り、Ｔｉ窒化物およびＴｉ炭化物として析出させることで、鋼中に固溶するＴｉを低減することが好ましいことを知見した。
加えて、本発明者は、上記のＴｉ窒化物は、析出サイズが十分に大きいため結晶粒成長を阻害することがないが、上記のＴｉ炭化物は、単に析出させるだけでは十分ではなく、析出形態を制御する必要があることを知見した。例えば、熱延鋼板の段階で、Ｔｉ炭化物をＭｎ硫化物と複合析出させて、結晶粒界で単独に析出するＴｉ炭化物の個数を抑制できれば、無方向性電磁鋼板として歪取焼鈍を行う際に結晶粒が安定に成長することを知見した。その考え方を以下に示す。
まず、熱延鋼板の固溶Ｔｉ量を減らすためには、鋼中のＴｉをＴｉ窒化物として析出させる必要がある。検討の結果、熱延前のスラブ加熱を適正に制御すれば、ＡｌＮに優先してＴｉＮが析出し、熱延鋼板の固溶Ｔｉ量をある程度まで低減できることが分かった。このようにＡｌＮに優先してＴｉＮを優先して析出させるためには、熱延前にスラブを１１５０℃以上１２００℃以下の温度範囲に加熱し、この温度範囲内でスラブを１０分以上６０分以下保持すればよい。
ただ、上記のように、鋼中のＴｉをＴｉ窒化物として析出させるだけでは十分ではない。熱延鋼板の固溶Ｔｉ量を十分に低減するには、鋼中のＴｉを、さらにＴｉ炭化物として析出させる必要がある。この際、Ｔｉ炭化物は、結晶粒成長を阻害しないように、フェライト粒内でＭｎ硫化物と複合析出させて、フェライト粒界へ単独に析出することを抑制する必要がある。検討の結果、仕上熱延の最終パスでの圧下率を制御し、且つ熱延後の鋼板を適正に温度制御すれば、Ｔｉ炭化物を好ましい形態で析出できることが分かった。このように、Ｔｉ炭化物を好ましく析出させるためには、仕上熱延の最終パスで圧下率が２０％以上３０％以下の圧下を施し、且つ熱延後に鋼板を８００℃以上９００℃未満の温度範囲内で１５分以上３０分以下保持すればよい。
上記のように、熱延前の温度制御によって、鋼中のＴｉを、ＴｉＮとして析出させ、且つ、仕上熱延の最終パスでの圧延制御と熱延後の温度制御とによって、鋼中のＴｉを、さらにＴｉＣとして析出させる。その結果、熱延鋼板の固溶Ｔｉ量が低減されて、無方向性電磁鋼板として歪取焼鈍を行う際に結晶粒が安定に成長するので、低鉄損かつ高磁束密度を実現できる。
なお、熱延前の温度制御によって析出させるＴｉＮは、析出サイズが十分に大きいため結晶粒成長を阻害することがない。一方、結晶粒界に析出したＴｉＣは、結晶粒成長を著しく悪化させるが、結晶粒内でＭｎ硫化物上に複合析出したＴｉＣは、結晶粒成長を悪化させない。従って、ＴｉＣは、フェライト粒内で硫化物と複合析出させて、フェライト粒界へ単独に析出することを抑制する必要がある。
すなわち、本実施形態に係る方向性電磁鋼板用熱延鋼板では、鋼中のＴｉをＴｉ窒化物およびＴｉ炭化物として析出させることによって、固溶Ｔｉ量を低減することを前提とし、加えて、結晶粒成長を阻害しないように、Ｔｉ炭化物の析出形態を制御する。その結果、汎用グレードとして化学成分が制限されても、低鉄損と高磁束密度とを高次元で両立できる。
また、本実施形態に係る方向性電磁鋼板用熱延鋼板では、固溶Ｔｉ量を低減することを前提とするため、鋼中のＮが無用に消費されないように、Ｔｉ以外の窒化物生成元素であるＮｂ、Ｖ、及びＺｒの含有量が低減されることが好ましい。例えば、Ｎｂ、Ｖ、及びＺｒは、それぞれの含有量が０．００３０％以下であればよい。
＜熱延鋼板の化学成分＞
まず、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板に関して、鋼の化学成分の限定理由について述べる。
まず、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板に関して、鋼の化学成分の限定理由について述べる。
本実施形態では、熱延鋼板が、化学成分として、基本元素を含み、必要に応じて選択元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる。
Ｃ（炭素）は基本元素である。Ｃ含有量が過剰であると、磁気時効によって無方向性電磁鋼板の鉄損を劣化させる。そのため、Ｃ含有量は０．００５０％以下とする。一方、固溶Ｂの生成を回避する観点から、Ｃ含有量は０．００１０％以上とする。Ｃ含有量を、０．００４５％以下、０．００４０％以下、又は０．００３５％以下としてもよい。また、Ｃ含有量を、０．００１５％以上、０．００２０％以上、又は０．００２５％以上としてもよい。
Ｓｉ（シリコン）は基本元素である。Ｓｉは、無方向性電磁鋼板の電気抵抗を増加させるために有効な元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰であると、無方向性電磁鋼板の硬度上昇、磁束密度の低下、及びコスト増等が生じる。汎用グレードの化学成分として、Ｓｉ含有量は０．５％未満とする。Ｓｉ含有量は０．４％以下としてもよい。一方、上述の効果を得るために、Ｓｉ含有量は０．１％以上とする。Ｓｉ含有量は０．２０％以上としてもよい。
Ｍｎ（マンガン）は基本元素である。Ｍｎは、硫化物生成元素であり、結晶粒成長を促進する観点からは適量が含まれることが好ましい。そのため、Ｍｎ含有量は０．１％以上とする。Ｍｎ含有量は０．２０％以上としてもよい。一方、熱延板の組織制御および無方向性電磁鋼板の飽和磁束密度の低下を考慮して、Ｍｎ含有量は０．５％以下とする。Ｍｎ含有量は０．４％以下としてもよい。
Ａｌ（アルミニウム）は基本元素である。Ａｌは、鋼の脱酸元素である。安定した脱酸効果を確保する観点、かつ微細なＡｌＮの生成を抑制する観点から、Ａｌの含有量は０．１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が過剰であると、ＴｉＮに優先してＡｌＮが析出してしまい、ＴｉＮ析出を介した固溶Ｔｉ量の削減が妨げられる。そのため、Ａｌ含有量は０．５％以下とする。より好ましくはＡｌ含有量を０．３％以下、又は０．２％以下としてもよい。
Ｔｉ（チタニウム）はスラブに混入する元素である。Ｔｉ含有量をゼロにすることは、製造コストの増大を招く。そのため、汎用グレードの化学成分として、ｔｏｔａｌ－Ｔｉ含有量は０．００１０％以上とする。ｔｏｔａｌ－Ｔｉ含有量は０．００２０％超としてもよい。一方、ｔｏｔａｌ－Ｔｉ含有量が過剰であると、固溶Ｔｉ量を低減することが困難となる。そのため、ｔｏｔａｌ－Ｔｉ含有量は０．００３０％以下とする。なお、ｔｏｔａｌ－Ｔｉとは、鋼中に固溶するＴｉと、ＴｉＮやＴｉＣなどの析出物に含まれるＴｉとを合わせたＴｉを意味する。
Ｎｂ（ニオブ）は選択元素である。Ｎｂは窒化物を生成して鋼中のＮを消費するので、ＴｉＮの生成を介した固溶Ｔｉ量の削減を妨げることがある。しかし、Ｎｂはスラブに混入する元素である。Ｎｂ含有量を過剰に低減することは、製造コストの増大を招く。そのため、ＴｉＮ生成と製造コストとを考慮して、Ｎｂ含有量は０．００３０％以下とする。より好ましくはＮｂ含有量を０．００２５％以下、０．００２０％以下、又は０．００１５％以下としてもよい。Ｎｂ含有量は低いほど好ましく、その下限が０％であってもよい。ただ、工業生産性を考慮すると、Ｎｂ含有量を０．０００１％以上、０．０００５％以上、又は０．００１０％以上としてもよい。
Ｖ（バナジウム）は選択元素である。Ｖは窒化物を生成して鋼中のＮを消費するので、ＴｉＮの生成を介した固溶Ｔｉ量の削減を妨げることがある。しかし、Ｖはスラブに混入する元素である。Ｖ含有量を過剰に低減にすることは、製造コストの増大を招く。そのため、ＴｉＮ生成と製造コストとを考慮して、Ｖ含有量は０．００３０％以下とする。より好ましくはＶ含有量を０．００２５％以下、０．００２０％以下、又は０．００１５％以下としてもよい。Ｖ含有量は低いほど好ましく、その下限が０％であってもよい。ただ、工業生産性を考慮すると、Ｖ含有量を０．０００１％以上、０．０００５％以上、又は０．００１０％以上としてもよい。
Ｚｒ（ジルコニウム）は選択元素である。Ｚｒは窒化物を生成して鋼中のＮを消費するので、ＴｉＮの生成を介した固溶Ｔｉ量の削減を妨げることがある。しかし、Ｚｒはスラブに混入する元素である。Ｚｒ含有量を過剰に低減にすることは、製造コストの増大を招く。そのため、ＴｉＮ生成と製造コストとを考慮して、Ｚｒ含有量は０．００３０％以下とする。より好ましくはＺｒ含有量を０．００２５％以下、０．００２０％以下、又は０．００１５％以下としてもよい。Ｚｒ含有量は低いほど好ましく、その下限が０％であってもよい。ただ、工業生産性を考慮すると、Ｚｒ含有量を０．０００１％以上、０．０００５％以上、又は０．００１０％以上としてもよい。
Ｎ（窒素）は、窒化物を生成する基本元素である。通常、無方向性電磁鋼板で、窒化物は結晶粒成長に有害であると考えられている。しかしながら、本発明者は、Ｎを用いてＴｉをＴｉＮ等のＴｉ窒化物として固定し、熱延鋼板の固溶Ｔｉ量を減少させれば、歪取焼鈍後の磁束密度の低下を抑制できることを知見した。そのため、Ｎ含有量は０．００１０％以上とする。Ｎ含有量を０．００１２％以上、０．００１５％以上、又は０．００２０％以上としてもよい。一方、Ｎが過剰に含まれると、結晶粒成長を阻害するので好ましくない。そのため、Ｎ含有量は０．００３０％以下とする。Ｎ含有量を０．００２５％以下としてもよい。
Ｓ（硫黄）はＭｎ硫化物を形成する基本元素である。通常、無方向性電磁鋼板で、硫化物は粒成長を悪化させるので、Ｓ含有量は可能な限り減少させるべきであると考えられている。しかし、本発明者は、適正量の硫化物はＴｉＣの析出核として機能し、さらにＴｉＣを無害化させることを知見した。通常のＴｉＣは結晶粒成長前のフェライト粒の結晶粒界に析出し、結晶粒成長を著しく悪化させる。一方、硫化物上に複合析出したＴｉＣは、フェライト粒の結晶粒内に析出するので、結晶粒成長を悪化させない。ＴｉＣを硫化物上に複合析出させるために、Ｓ含有量は０．００１５％超とする。Ｓ含有量を、０．００２０％以上、又は０．００２０％超としてもよい。一方、Ｓが過剰に含まれると、結晶粒成長を阻害するので好ましくない。特に、Ｓ含有量が０．００４０％を超えると、硫化物の析出量が増え、結晶粒成長が阻害される。そのため、Ｓ含有量は０．００４０％以下とする。Ｓ含有量を０．００３５％以下、０．００３０％以下、又は０．００２５％以下としてもよい。
Ｓｎ（錫）は選択元素である。Ｓｎ含有量の下限値は０％であってもよい。ただし、Ｓｎは磁束密度を向上させる効果を有する。これに加え、Ｓｎは焼鈍中における鋼板表面の窒化や酸化の抑制にも効果がある。そのため、必要に応じてＳｎを含有させても構わない。例えば、Ｓｎ含有量を０．０１０％以上、０．０２０％以上、又は０．０５０％以上としてもよい。一方、Ｓｎ含有量が多すぎてもその効果が飽和するので、Ｓｎ含有量を０．１００％以下、０．０９０％以下、又は０．０８０％以下としてもよい。
化学成分の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。なお、不純物とは、含有されても本実施形態の効果を損なわない元素を意味し、鋼板を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップから、または製造環境等から混入する元素を指す。不純物の合計含有量の上限は、例えば、５％であればよい。
上記の化学成分は、鋼の一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、化学成分は、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。具体的には、鋼板から採取した３５ｍｍ角の試験片を、島津製作所製ＩＣＰＳ－８１００等（測定装置）により、予め作成した検量線に基づいた条件で測定することにより、化学成分が特定される。なお、Ｃは燃焼－赤外線吸収法を用いて測定し、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。
＜Ｔｉ炭化物＞
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板に関して、Ｔｉ炭化物（ＴｉＣ）の特徴について述べる。
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板に関して、Ｔｉ炭化物（ＴｉＣ）の特徴について述べる。
上述のように、本実施形態では、化学成分と製造条件とを複合的に且つ不可分に制御して、熱延鋼板に含まれるＴｉ析出物を制御する。特に、本実施形態では、Ｔｉ炭化物がフェライト粒の結晶粒界に単独析出することを抑制する。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板では、圧延方向および板幅方向に平行な観察面で見たとき、円相当径が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ炭化物が、フェライト粒の粒内および粒界に存在し、
上記粒内に存在する上記Ｔｉ炭化物の１０個数％以上１００個数％以下がＭｎ硫化物と複合析出しており、かつ、
上記粒界に存在する上記Ｔｉ炭化物の個数密度が０．１個／μｍ以下である。
上記粒内に存在する上記Ｔｉ炭化物の１０個数％以上１００個数％以下がＭｎ硫化物と複合析出しており、かつ、
上記粒界に存在する上記Ｔｉ炭化物の個数密度が０．１個／μｍ以下である。
本実施形態では、結晶粒成長に最も影響を与えるＴｉ炭化物のサイズとして、円相当径１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ炭化物を制御する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板用熱延鋼板では、上記のサイズのＴｉ炭化物が、フェライト粒の粒内および粒界に含まれる。
フェライト粒の粒内に存在するＴｉ炭化物のうち、１０個数％以上１００個数％以下のＴｉ炭化物がＭｎ硫化物と複合析出していれば、フェライト粒の粒界に単独で存在する上記Ｔｉ炭化物の個数密度を０．１個／μｍ以下に制御できる。フェライト粒の粒内に存在するＴｉ炭化物のうち、２０個数％以上、３０個数％以上、４０個数％以上、又は５０個数％以上のＴｉ炭化物が、Ｍｎ硫化物と複合析出していることが好ましい。
フェライト粒の粒界に存在するＴｉ炭化物の個数密度が０．１個／μｍ以下であれば、結晶粒成長を阻害することがない。粒界に存在するＴｉ炭化物の個数密度は、０．０５個／μｍ以下、０．０１個／μｍ以下、又は０．００５個／μｍ以下であることが好ましい。粒界に存在するＴｉ炭化物の個数密度は、値が小さいほど好ましいので、下限がゼロであってもよい。
フェライト粒の粒内および粒界に存在するＴｉ炭化物の分析方法は、以下の通りである。
（１）熱延鋼板を、圧延方向及び幅方向に沿ってせん断し、小片を採取する。この小片の表面（圧延方向および板幅方向に平行な圧延面）を、任意の深さまで研磨し、且つこの小片の裏面（反対の圧延面）も研磨することにより、小片を薄膜状にする。
（２）透過型電子顕微鏡で研磨面を観察し、円相当径が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下の介在物について、存在する位置が粒内または粒界であるかを特定する。
（３）透過型電子顕微鏡に付属のＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析装置）によって、各介在物の成分を測定する。
（４）ＭｎとＳとの原子比がおおよそ１：１である介在物をＭｎ硫化物と判定し、ＴｉとＣとの原子比がおおよそ１：１である介在物をＴｉ炭化物と判定し、これらの個数を計上する。また、上記Ｍｎ硫化物と上記Ｔｉ炭化物とが複合析出している個数を計上する。
（５）上記の計上結果に基づいて、フェライト粒の粒内でＭｎ硫化物と複合析出しているＴｉ炭化物の個数割合を算出する。
（６）同様に、フェライト粒の粒界に接して存在するＴｉ炭化物の個数密度を算出する。この個数密度は、フェライト粒の粒界に接して存在するＴｉ炭化物の個数を、結晶粒界の全長で割った値とする。
なお、測定領域の面積は少なくとも１００μｍ２とする。測定面積の総和が少なくとも１００μｍ２となるのであれば、測定箇所の数及び測定視野サイズは特に限定されない。
（１）熱延鋼板を、圧延方向及び幅方向に沿ってせん断し、小片を採取する。この小片の表面（圧延方向および板幅方向に平行な圧延面）を、任意の深さまで研磨し、且つこの小片の裏面（反対の圧延面）も研磨することにより、小片を薄膜状にする。
（２）透過型電子顕微鏡で研磨面を観察し、円相当径が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下の介在物について、存在する位置が粒内または粒界であるかを特定する。
（３）透過型電子顕微鏡に付属のＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析装置）によって、各介在物の成分を測定する。
（４）ＭｎとＳとの原子比がおおよそ１：１である介在物をＭｎ硫化物と判定し、ＴｉとＣとの原子比がおおよそ１：１である介在物をＴｉ炭化物と判定し、これらの個数を計上する。また、上記Ｍｎ硫化物と上記Ｔｉ炭化物とが複合析出している個数を計上する。
（５）上記の計上結果に基づいて、フェライト粒の粒内でＭｎ硫化物と複合析出しているＴｉ炭化物の個数割合を算出する。
（６）同様に、フェライト粒の粒界に接して存在するＴｉ炭化物の個数密度を算出する。この個数密度は、フェライト粒の粒界に接して存在するＴｉ炭化物の個数を、結晶粒界の全長で割った値とする。
なお、測定領域の面積は少なくとも１００μｍ２とする。測定面積の総和が少なくとも１００μｍ２となるのであれば、測定箇所の数及び測定視野サイズは特に限定されない。
＜固溶Ｔｉ量＞
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板に関して、固溶Ｔｉ量について述べる。
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板に関して、固溶Ｔｉ量について述べる。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板では、鋼中のＴｉをＴｉ窒化物およびＴｉ炭化物として析出させることによって、鋼中の固溶Ｔｉ量を低減させる。具体的には、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板では、固溶Ｔｉ量が、質量％で、０．０００５％以下となる。熱延鋼板の固溶Ｔｉ量が０．０００５％以下であるとき、無方向性電磁鋼板として歪取焼鈍を行っても、磁束密度の低下を抑制できる。すなわち、汎用グレードとして化学成分が制限されても、低鉄損と高磁束密度とを高次元で両立できる。固溶Ｔｉ量は、０．０００３％以下、又は０．０００１％以下であることが好ましい。固溶Ｔｉ量は、値が小さいほど好ましいので、下限がゼロであってもよい。
なお、固溶Ｔｉ量を低減するために、鋼中のＴｉをＴｉ窒化物およびＴｉ炭化物として析出させるが、このＴｉ窒化物は、析出サイズが十分に大きいため結晶粒成長を阻害することがない。そのため、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板では、固溶Ｔｉ量が０．０００５％以下であるならば、Ｔｉ窒化物の析出形態（例えば粒径及び個数密度など）は限定されない。一方、Ｔｉ炭化物は、結晶粒成長を阻害する。そのため、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板では、固溶Ｔｉ量が０．０００５％以下であることに加えて、Ｔｉ炭化物の析出形態を上記のように制御する。
固溶Ｔｉの定量方法は、以下の通りである。
（１）熱延鋼板のｔｏｔａｌ－Ｔｉ含有量（Ｔｉ析出物を構成するＴｉ、及び固溶Ｔｉの合計量）を、化学分析によって求める。
（２）電解法によって、熱延鋼板を溶解させ、残渣を抽出する。
（３）残渣の成分をＩＣＰで分析し、残渣のＴｉ含有量を求める。
（４）熱延鋼板のｔｏｔａｌ－Ｔｉ含有量から、熱延鋼板のＴｉ析出物のＴｉ含有量を引いた値を、熱延鋼板の固溶Ｔｉ量と見做す。
なお、電解法では、Ｔｉ窒化物とＴｉ炭化物の両方が残渣として抽出できる。したがって、電解法で得られた残渣のＴｉ含有量と、熱延鋼板のｔｏｔａｌ－Ｔｉ含有量との差を、熱延鋼板の固溶Ｔｉ量と見做すことができる。
（１）熱延鋼板のｔｏｔａｌ－Ｔｉ含有量（Ｔｉ析出物を構成するＴｉ、及び固溶Ｔｉの合計量）を、化学分析によって求める。
（２）電解法によって、熱延鋼板を溶解させ、残渣を抽出する。
（３）残渣の成分をＩＣＰで分析し、残渣のＴｉ含有量を求める。
（４）熱延鋼板のｔｏｔａｌ－Ｔｉ含有量から、熱延鋼板のＴｉ析出物のＴｉ含有量を引いた値を、熱延鋼板の固溶Ｔｉ量と見做す。
なお、電解法では、Ｔｉ窒化物とＴｉ炭化物の両方が残渣として抽出できる。したがって、電解法で得られた残渣のＴｉ含有量と、熱延鋼板のｔｏｔａｌ－Ｔｉ含有量との差を、熱延鋼板の固溶Ｔｉ量と見做すことができる。
＜平均結晶粒径＞
本実施形態に係る熱延鋼板では、平均結晶粒径は特に規定されない。ただ、打抜き加工に供される無方向性電磁鋼板では、平均結晶粒径が小さい方が打ち抜き時のバリ発生が抑えられて加工性が向上する。そのため、仕上焼鈍後且つ歪取焼鈍前の無方向性電磁鋼板では、平均結晶粒径が３０μｍ以下であってもよい。
本実施形態に係る熱延鋼板では、平均結晶粒径は特に規定されない。ただ、打抜き加工に供される無方向性電磁鋼板では、平均結晶粒径が小さい方が打ち抜き時のバリ発生が抑えられて加工性が向上する。そのため、仕上焼鈍後且つ歪取焼鈍前の無方向性電磁鋼板では、平均結晶粒径が３０μｍ以下であってもよい。
本実施形態に係る熱延鋼板を用いて、仕上焼鈍後且つ歪取焼鈍前の無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径を３０μｍ以下にするには、公知の技術を適宜用いることができる。仕上焼鈍後且つ歪取焼鈍前の無方向性電磁鋼板の平均粒径の測定は、鋼板断面を光学顕微鏡で観察し、板厚方向に引いた直線を通過する結晶粒を計数する方法（ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０１３の附属書Ｂに規定された、いわゆる計数法）で実施することができる。
＜熱延鋼板の製造方法＞
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板の製造方法について説明する。
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法は、
溶鋼を鋳造して、化学成分として、質量％で
Ｃ：０．００１０％以上０．００５０％以下、
Ｓｉ：０．１％以上０．５％未満、
Ｍｎ：０．１％以上０．５％以下、
Ａｌ：０．１％以上０．５％以下、
ｔｏｔａｌ－Ｔｉ：０．００１０％以上０．００３０％以下、
Ｎ：０．００１０％以上０．００３０％以下、
Ｓ：０．００１５％超０．００４０％以下、
Ｎｂ：０％以上０．００３０％以下、
Ｖ：０％以上０．００３０％以下、
Ｚｒ：０％以上０．００３０％以下、
Ｓｎ：０％以上０．１００％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなるスラブを得る鋳造工程と、
上記スラブを熱延して熱延鋼板を得る熱延工程と、を備え、
上記熱延工程では、
熱延前に、上記スラブを加熱して１１５０℃以上１２００℃以下の温度範囲内で１０分以上６０分以下保持し、
仕上熱延の最終パスで２０％以上３０％以下の圧下を施し、
熱延後に、鋼板を８００℃以上９００℃未満の温度範囲内で１５分以上３０分以下保持する。
溶鋼を鋳造して、化学成分として、質量％で
Ｃ：０．００１０％以上０．００５０％以下、
Ｓｉ：０．１％以上０．５％未満、
Ｍｎ：０．１％以上０．５％以下、
Ａｌ：０．１％以上０．５％以下、
ｔｏｔａｌ－Ｔｉ：０．００１０％以上０．００３０％以下、
Ｎ：０．００１０％以上０．００３０％以下、
Ｓ：０．００１５％超０．００４０％以下、
Ｎｂ：０％以上０．００３０％以下、
Ｖ：０％以上０．００３０％以下、
Ｚｒ：０％以上０．００３０％以下、
Ｓｎ：０％以上０．１００％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなるスラブを得る鋳造工程と、
上記スラブを熱延して熱延鋼板を得る熱延工程と、を備え、
上記熱延工程では、
熱延前に、上記スラブを加熱して１１５０℃以上１２００℃以下の温度範囲内で１０分以上６０分以下保持し、
仕上熱延の最終パスで２０％以上３０％以下の圧下を施し、
熱延後に、鋼板を８００℃以上９００℃未満の温度範囲内で１５分以上３０分以下保持する。
鋳造工程では、最終的に得られる熱延鋼板の化学成分が上述の範囲内となるように精錬した溶鋼を鋳造してスラブを得る。スラブの化学成分は、上記した熱延鋼板の化学成分と同じである。なお、本実施形態に係る熱延鋼板では、特に固溶Ｔｉ量が重要となるが、固溶Ｔｉ量の制御は、後続の熱延（熱間圧延）工程などで行われる。従って、製鋼工程での製造条件は特に限定されず、公知の条件を適宜採用することができる。
熱延工程では、鋳造工程後のスラブを熱延して熱延鋼板を得る。この熱延工程は、固溶Ｔｉ量を制御するために析出物制御を行う重要な工程である。
まず、ＡｌＮの生成を抑制し、ＴｉＮの析出を促進する必要がある。このために、熱延前のスラブを１１５０℃以上１２００℃以下の温度範囲内に加熱して、この温度範囲で１０分以上６０分以下保持した後、スラブに熱延を行う。
この加熱条件によってＴｉＮの析出は促進されるものの、この加熱条件のみでは一部のＴｉが固溶状態のままで熱延後の鋼板（熱延鋼板）に残ってしまう。そのため、ＴｉＣの析出を促進する必要がある。しかし、ＴｉＣを析出させる際、ＴｉＣがフェライト粒界に単独析出しないように制御する必要がある。
そこで、仕上熱延の最終パスで２０％以上３０％以下の圧下を施し、且つ熱延後に８００℃以上９００℃未満の温度範囲内で１５分以上３０分以下保持する。これにより、熱延中に析出するＭｎ硫化物を核としてＴｉＣを複合析出させる。上記の条件を満足するとき、ＴｉＣがフェライト粒内でＭｎ硫化物と複合析出し、ＴｉＣがフェライト粒界に単独析出することを抑制できる。具体的には、フェライト粒内でＭｎ硫化物と複合析出するＴｉＣの個数割合が１０個数％以上１００個数％以下となり、且つフェライト粒界に単独析出するＴｉＣの個数密度が０．１個／μｍ以下となる。このような析出物制御の結果、熱延鋼板の固溶Ｔｉ量を０．０００５％以下とすることができる。そのため、歪取焼鈍時の結晶粒成長が安定化し、汎用グレードとして化学成分が制限されても、低鉄損と高磁束密度とを高次元で両立できる。
仕上熱延の最終パスの圧下率が、２０％未満または３０％超である場合、ＴｉＣは単独に微細析出してしまい、歪取焼鈍後の結晶粒成長が不安定化する。熱延後の温度保持を８００℃以下で行った場合も、ＴｉＣは単独に微細析出してしまい、歪取焼鈍後の結晶粒成長が不安定化する。一方、温度保持を９００℃超で行った場合は、固溶Ｔｉを析出させることができない。また、８００℃以上９００℃以下の温度で保持をした場合であっても、保持時間が、１５分未満または３０分超であれば、複合析出は十分に生じず、歪取焼鈍時の結晶粒成長が不安定化する。
＜無方向性電磁鋼板の製造方法＞
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板を用いた無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板を用いた無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記した熱延鋼板を用いる無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
上記した製造条件を満たして製造された熱延鋼板を、熱延板焼鈍することなく酸洗および冷間圧延し、
上記冷間圧延後の冷間圧延材を、２０℃／秒以上の加熱速度で加熱し、且つ８５０℃以下の温度で均熱すればよい。
上記した製造条件を満たして製造された熱延鋼板を、熱延板焼鈍することなく酸洗および冷間圧延し、
上記冷間圧延後の冷間圧延材を、２０℃／秒以上の加熱速度で加熱し、且つ８５０℃以下の温度で均熱すればよい。
上述のように、鋳造工程および熱延工程を経て製造された熱延鋼板に、熱延板焼鈍を施すことなく、酸洗工程、冷延（冷間圧延）工程、及び仕上焼鈍工程を実施する。これら工程のうち、酸洗工程及び冷延工程では、条件は特に限定されず、公知の条件を適宜用いることができる。
仕上焼鈍工程は、冷延工程後の冷延鋼板を加熱、均熱、及び冷却する工程である。仕上焼鈍工程でも、条件は特に限定されず、公知の条件を適宜用いることができる。ただし、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板を用いた上で、仕上焼鈍工程の加熱過程で、鋼板の加熱速度を２０℃／秒以上にすることによって、無方向性電磁鋼板の磁束密度を高めることができる。従って、仕上焼鈍工程の加熱過程における加熱速度を２０℃／秒以上としてもよい。ここで、加熱速度とは、熱延鋼板の加熱開始温度と均熱温度との差を、加熱開始温度から均熱温度に至るまでの時間で割った値、即ち加熱開始温度から均熱温度までの平均加熱速度である。
さらに、仕上焼鈍工程の均熱過程で、焼鈍温度（均熱温度）が８５０℃を超えないことと規定してもよい。焼鈍温度が８５０℃を超えると、熱延工程で制御したＴｉＣと硫化物との複合析出物のうち、ＴｉＣが再び固溶Ｔｉとなり、これが結晶粒成長を不安定化させる場合がある。従って、仕上焼鈍工程の加熱過程における加熱速度は２０℃／秒以上とし、仕上焼鈍工程の均熱過程における焼鈍温度を８５０℃以下とすることが好ましい。
上述の工程を経て得られる無方向性電磁鋼板は、モーター等の電気製品の素材として好適に利用することができる。モーター部材を製造する際に、無方向性電磁鋼板は、打ち抜きなどの機械加工、及び歪取焼鈍に供される。歪取焼鈍条件は、標準的には、焼鈍温度７５０℃且つ保持時間２時間とされる。しかし、設備制約及び結晶粒成長促進の両面を考慮して、焼鈍温度と時間とを適宜変更してもよい。
実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、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一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限り、種々の条件を採用し得る。
化学成分を調整したスラブを熱間圧延して、厚さが２．５ｍｍの熱延鋼板を巻き取った。表１Ａ～表１Ｂに熱延鋼板の化学成分を示し、表２Ａ～表２Ｅに熱延条件を示す。なお、固溶Ｔｉ量を除いて、スラブの化学成分および熱延鋼板の化学成分は同等であった。
製造した熱延鋼板について、固溶Ｔｉ量およびＴｉ炭化物を、上記の方法に基づいて分析した。その結果を表３Ａ～表３Ｅに示す。
また、熱延鋼板を酸洗後、０．５ｍｍまで冷間圧延して冷延鋼板とし、表２Ａ～表２Ｅに示す条件にて仕上焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を得た。
上述の手順によって得られた種々の無方向性電磁鋼板が、（Ａ）歪取焼鈍後の鉄損が低く、且つ（Ｂ）歪取焼鈍後の磁束密度が高い無方向性電磁鋼板であるか否かを判別するために、以下の手順及び合否基準による特性評価を実施した。
（Ａ）歪取焼鈍後の鉄損
歪取焼鈍（焼鈍温度７５０℃且つ保持時間２時間）後の鋼板の鉄損（Ｗ１５／５０、Ｗ１５／６０）を、ＪＩＳ Ｃ ２５５２：２０１４「無方向性電磁鋼帯」に準拠して測定した。そして、二周波法による鉄損分離を行い、歪取焼鈍後の鋼板のＷ１５／５０のヒステリシス損が２．６Ｗ／ｋｇ以下である無方向性電磁鋼板を、歪取焼鈍後の鉄損特性に優れたものと判断した。
二周波法
Ｗ１５／５０の鉄損値を周波数５０で割る・・・α
Ｗ１５／６０の鉄損値を周波数６０で割る・・・β
Ｗ１５／５０のヒステリシス損＝α×５０－（β－α）×２５０
歪取焼鈍（焼鈍温度７５０℃且つ保持時間２時間）後の鋼板の鉄損（Ｗ１５／５０、Ｗ１５／６０）を、ＪＩＳ Ｃ ２５５２：２０１４「無方向性電磁鋼帯」に準拠して測定した。そして、二周波法による鉄損分離を行い、歪取焼鈍後の鋼板のＷ１５／５０のヒステリシス損が２．６Ｗ／ｋｇ以下である無方向性電磁鋼板を、歪取焼鈍後の鉄損特性に優れたものと判断した。
二周波法
Ｗ１５／５０の鉄損値を周波数５０で割る・・・α
Ｗ１５／６０の鉄損値を周波数６０で割る・・・β
Ｗ１５／５０のヒステリシス損＝α×５０－（β－α）×２５０
（Ｂ）歪取焼鈍後の磁束密度
歪取焼鈍（焼鈍温度７５０℃且つ保持時間２時間）後の鋼板の磁束密度（Ｂ５０）を、ＪＩＳ Ｃ ２５５２：２０１４「無方向性電磁鋼帯」に準拠して測定した。そして、鋼板の飽和磁束密度ＢｓでＢ５０を除した値であるＢ５０／Ｂｓが０．８２０以上である無方向性電磁鋼板を、歪取焼鈍後の磁束密度に優れたものと判断した。
なお、鋼板の飽和磁束密度Ｂｓは、鋼板の化学成分を下記式に代入することによって得られる。
飽和磁束密度Ｂｓ＝２．１５６１－０．０４１３×Ｓｉ－０．０１９８×Ｍｎ－０．０６０４×Ａｌ
歪取焼鈍（焼鈍温度７５０℃且つ保持時間２時間）後の鋼板の磁束密度（Ｂ５０）を、ＪＩＳ Ｃ ２５５２：２０１４「無方向性電磁鋼帯」に準拠して測定した。そして、鋼板の飽和磁束密度ＢｓでＢ５０を除した値であるＢ５０／Ｂｓが０．８２０以上である無方向性電磁鋼板を、歪取焼鈍後の磁束密度に優れたものと判断した。
なお、鋼板の飽和磁束密度Ｂｓは、鋼板の化学成分を下記式に代入することによって得られる。
飽和磁束密度Ｂｓ＝２．１５６１－０．０４１３×Ｓｉ－０．０１９８×Ｍｎ－０．０６０４×Ａｌ
上記評価結果を表３Ａ～表３Ｅに示す。表１Ａ～表３Ｅに示すように、本発明例は、化学成分、固溶Ｔｉ量、およびＴｉ炭化物を満足するため、低鉄損と高磁束密度とを両立していた。これに対し、比較例は、化学成分、固溶Ｔｉ量、またはＴｉ炭化物の何れかを満足しないため、低鉄損と高磁束密度とが両立しなかった。
本発明の上記態様によれば、化学成分が制限されたとしても、低鉄損と高磁束密度とを両立できる無方向性電磁鋼板用の熱延鋼板及びその製造方法を提供できる。そのため、産業上の利用可能性が高い。
Claims (3)
- 化学成分として、質量％で
Ｃ：０．００１０％以上０．００５０％以下、
Ｓｉ：０．１％以上０．５％未満、
Ｍｎ：０．１％以上０．５％以下、
Ａｌ：０．１％以上０．５％以下、
ｔｏｔａｌ－Ｔｉ：０．００１０％以上０．００３０％以下、
Ｎ：０．００１０％以上０．００３０％以下、
Ｓ：０．００１５％超０．００４０％以下、
Ｎｂ：０％以上０．００３０％以下、
Ｖ：０％以上０．００３０％以下、
Ｚｒ：０％以上０．００３０％以下、
Ｓｎ：０％以上０．１００％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
固溶Ｔｉ量が０．０００５％以下であり、
圧延方向および板幅方向に平行な観察面で見たとき、円相当径が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＴｉ炭化物が、フェライト粒の粒内および粒界に存在し、
前記粒内に存在する前記Ｔｉ炭化物の１０個数％以上１００個数％以下がＭｎ硫化物と複合析出しており、かつ、
前記粒界に存在する前記Ｔｉ炭化物の個数密度が０．１個／μｍ以下である
ことを特徴とする無方向性電磁鋼板用熱延鋼板。 - 前記化学成分として、質量％で
Ｓｎ：０．０１０％以上０．１００％以下
を含有する
ことを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板。 - 請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法であって、
溶鋼を鋳造して、化学成分として、質量％で
Ｃ：０．００１０％以上０．００５０％以下、
Ｓｉ：０．１％以上０．５％未満、
Ｍｎ：０．１％以上０．５％以下、
Ａｌ：０．１％以上０．５％以下、
ｔｏｔａｌ－Ｔｉ：０．００１０％以上０．００３０％以下、
Ｎ：０．００１０％以上０．００３０％以下、
Ｓ：０．００１５％超０．００４０％以下、
Ｎｂ：０％以上０．００３０％以下、
Ｖ：０％以上０．００３０％以下、
Ｚｒ：０％以上０．００３０％以下、
Ｓｎ：０％以上０．１００％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなるスラブを得る鋳造工程と、
前記スラブを熱延して熱延鋼板を得る熱延工程と、を備え、
前記熱延工程では、
熱延前に、前記スラブを加熱して１１５０℃以上１２００℃以下の温度範囲内で１０分以上６０分以下保持し、
仕上熱延の最終パスで２０％以上３０％以下の圧下を施し、
熱延後に、鋼板を８００℃以上９００℃未満の温度範囲内で１５分以上３０分以下保持する
ことを特徴とする無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法。
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