WO2024252769A1 - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet with excellent punching workability and magnetic properties, and a method for manufacturing the same.
  • Non-oriented electrical steel sheets used in the drive motors of electric and hybrid vehicles are required to have low iron loss in order to reduce energy loss. It has been proposed that adding elements such as Si and Al is an effective way to reduce iron loss, but this method has the problem of significantly degrading the punching workability when the electrical steel sheets are made into motor cores. Poor punching workability also means that the punching dies wear out quickly.
  • Patent Document 1 discloses a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet characterized by controlling the mass ratio of Si and Al. Specifically, the objective is to provide a non-oriented electrical steel sheet that has excellent magnetic properties as an electrical equipment core material and also has excellent punching workability that facilitates forming into electrical equipment cores.
  • the non-oriented electrical steel sheet has excellent magnetic properties and punching workability, characterized by containing, by mass%, C: 0.003% or less, Si: 1.0% to 3.0% or less, Al: 0.1% to 3.0% or less, and Mn: 0.1% to 1.0% or less, the Al and Si contents satisfying the relationship 0.2 ⁇ Al/(Si+Al) ⁇ 0.6, the balance being Fe and inevitable impurity elements, and having a steel composition, and having a yield ratio expressed as (yield strength/tensile strength) of 0.6 or more and a Vickers hardness of 200 or less.
  • Patent Document 2 discloses a method of adding Cr to the composition.
  • the object is to provide an electrical steel sheet having low iron loss after finish annealing and excellent punching workability.
  • the non-oriented electrical steel sheet has excellent punching workability and is characterized by containing, by mass%, C: 0.005% or less, P: 0.05% or less, Si: 1 to 3.5%, Mn: 0.05 to 1.5%, Al: 0.1 to 3%, S: 0.02% or less, N: 0.005% or less, Cr: 0.2 to 3%, and the balance being substantially Fe, the Vickers hardness of the steel sheet surface is 190 or less, and the number of oxide-based inclusions having a diameter of 1 ⁇ m or more in the cross section of the steel sheet is 30 pieces/ mm2 or less.
  • Patent Document 1 it is necessary to add Al in an amount of 2.29% or more as shown in the examples, which causes a problem in the manufacturability of the steel sheet. Furthermore, the technique described in Patent Document 2 has a problem in that expensive Cr is added, resulting in high manufacturing costs.
  • the present invention was developed in consideration of the above-mentioned problems with conventional technology, and aims to provide an excellent non-oriented electrical steel sheet that combines punching workability and low iron loss at a low cost.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the present invention which advantageously solves the above problems, is configured as follows. [1] In mass%, C: 0.005% or less, Si: 2.5% or more and 5.0% or less, Mn: 0.1% or more and 3.0% or less, P: 0.100% or less, S: 0.005% or less, Al: 2.0% or less, N: 0.005% or less, Pb: 0.00010% or more and 0.00200% or less, and Ca: 0.0010% or more and 0.020% or less, and optionally further containing at least one group of components selected from the following groups A to E; Group A: one or more selected from Mo: 0.001-0.050%, Zn: 0.001-0.010%, Ti: 0.001-0.010%, Sn: 0.001-0.200%, and Sb: 0.001-0.200%.
  • Group B one or more selected from As: 0.020% or less, Nb: 0.005% or less, W: 0.050% or less, V: 0.050% or less, Ta: 0.0020% or less, and Cu: 0.01-1.0%.
  • Group C one or more selected from Ni: 0.01-1.0%, B: 0.0020% or less.
  • Group D one or more selected from Cr: 0.01 to 3.0%, Mg: 0.0001 to 0.005%, REM: 0.001 to 0.05%;
  • Group E one or more selected from Co: 0.10% or less, Ge: 0.030% or less, Ga: 0.030% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • This non-oriented electrical steel sheet is characterized in that it has a component composition in which the number density of Pb precipitates having a grain size of 10 to 100 nm is 100 precipitates/mm2 or less , and the number density of Pb-Ca composite precipitates having a grain size of 0.5 to 5.0 ⁇ m is 0.1 precipitates/mm2 or more and 1000 precipitates/mm2 or less .
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to the present invention is configured as follows. [2] In mass%, C: 0.005% or less, Si: 2.5% or more and 5.0% or less, Mn: 0.1% or more and 3.0% or less, P: 0.100% or less, S: 0.005% or less, Al: 2.0% or less, N: 0.005% or less, Pb: 0.00010% or more and 0.00200% or less, Ca: 0.0010% or more and 0.020% or less, and optionally, further containing at least one group of components selected from the following groups A to E; Group A: one or more selected from Mo: 0.001-0.050%, Zn: 0.001-0.010%, Ti: 0.001-0.010%, Sn: 0.001-0.200%, and Sb: 0.001-0.200%.
  • Group B one or more selected from As: 0.020% or less, Nb: 0.005% or less, W: 0.050% or less, V: 0.050% or less, Ta: 0.0020% or less, and Cu: 0.01-1.0%.
  • Group C one or more selected from Ni: 0.01-1.0%, B: 0.0020% or less.
  • Group D one or more selected from Cr: 0.01 to 3.0%, Mg: 0.0001 to 0.005%, REM: 0.001 to 0.05%
  • Group E one or more selected from Co: 0.10% or less, Ge: 0.030% or less, Ga: 0.030% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities
  • a hot rolling process in which a steel slab having a composition is heated and hot rolled to obtain a hot rolled steel sheet
  • a hot rolled sheet annealing process in which the hot rolled steel sheet is annealed to obtain a hot rolled annealed sheet
  • a cold rolling process in which the hot rolled annealed sheet is subjected to one cold rolling or two or more cold rollings with intermediate annealing therebetween to obtain a cold rolled steel sheet
  • a finish annealing process in which the cold rolled steel sheet is subjected to finish annealing.
  • the heating of the steel slab includes a two-stage step of heating the steel slab at a first stage at 460°C or more and 540°C or less for 5 min or more and at a second stage at 1060°C or more and 1140°C or less for 20 min or more, in which the finishing rolling of the hot rolling has an inlet steel sheet temperature of 940°C or more and 1100°C or less in the first pass and a rolling reduction rate of the first pass of 40% or more, and in which the hot-rolled sheet annealing process has an annealing temperature of 900°C or more and 1100°C or less.
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet is a thin slab continuously cast to a plate thickness of 70 mm or more and 200 mm or less.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between the Pb content in a steel sheet and the burr height of a punched test piece.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the Pb content in a steel sheet and the number density of Pb precipitates having a grain size of 10 to 100 nm.
  • FIG. 3 is a graph showing the effect of the addition of Pb on the relationship between the Ca content in the steel sheet and the iron loss W 10/400 .
  • FIG. 4 is a graph showing the relationship between the Ca content in a steel sheet and the number density of Pb-Ca composite precipitates having a grain size of 0.5 to 5.0 ⁇ m.
  • test materials were heated at 1100°C for 20 minutes and then hot-rolled to obtain hot-rolled steel sheets with a thickness of 2.0 mm.
  • the temperature at the entry side of the first pass of hot rolling was 1050° C.
  • the reduction ratio of the steel sheet was 50%
  • the temperature at the exit side of the final pass was 950° C.
  • hot-rolled sheet annealing was performed at 980° C. for 30 s.
  • the sheet was cold-rolled to a cold-rolled steel sheet with a sheet thickness of 0.25 mm
  • an Epstein test sample of width: 30 mm ⁇ length: 280 mm was cut out, and the iron loss W 10/400 was measured with an Epstein tester.
  • the punching workability was evaluated by the burr height of the end face of the test piece when a 17 mm square was punched 2 ⁇ 105 times with a die made of SKD11 from the obtained steel sheet.
  • This test material was subjected to hot rolling and finish annealing in the same manner as in Experiment 1, and an Epstein test sample with a width of 30 mm and a length of 280 mm was cut out from the rolling direction and the sheet width direction of the obtained steel sheet, and the iron loss W 10/400 was measured with an Epstein device.
  • the Pb-Ca composite precipitate is a precipitate in which the ratio of Pb is 10% or more and the ratio of Ca is 20% or more in the atomic ratio obtained by EDS (energy dispersive X-ray spectrometry). Therefore, the inventors have investigated the control of Pb--Ca composite precipitates and the suppression of the increase in iron loss due to Pb.
  • test materials were heated in two stages, at 500 ° C for 5 min and then at 1100 ° C for 20 min, and then hot rolled to obtain a hot rolled sheet having a thickness of 2.0 mm.
  • the temperature at the first pass of hot rolling was 1050 ° C
  • the rolling reduction ratio of the steel sheet was 50%
  • the temperature at the final pass was 950 ° C.
  • an Epstein test sample of width: 30 mm ⁇ length: 280 mm was cut out, and the iron loss W 10/400 was measured with an Epstein tester.
  • the punching workability was evaluated by the burr height of the end face of the test piece when a 17 mm square was punched 2 ⁇ 105 times with a die made of SKD11 from the obtained steel sheet.
  • Figure 3 shows the relationship between the amount of Ca in the steel sheet and the iron loss W 10/400 in Pb-added and Pb-less materials. It is clear from Figure 3 that the addition of Ca to Pb-added materials reduces iron loss. In comparison with Pb-less materials, the reduction in iron loss due to the addition of Ca is thought to be due to Ca suppressing the increase in iron loss caused by Pb.
  • FIG. 4 shows the relationship between the number density of Pb-Ca composite precipitates and the amount of Ca.
  • Figure 4 shows that as the amount of Ca increased with the addition of Ca, the number density of Pb-Ca composite precipitates increased. This shows that the amount of Pb precipitates, which is a cause of the refinement of the structure, decreased.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment will be described.
  • the chemical components of the non-oriented electrical steel sheet are, in mass%, C: 0.005% or less, Si: 2.5% to 5.0%, Mn: 0.1% to 3.0%, P: 0.100% or less, S: 0.005% or less, Al: 2.0% or less, N: 0.005% or less, Pb: 0.00010% to 0.00200%, and Ca: 0.0010% to 0.020%.
  • Each component is described below.
  • "%" representing the content of a component means “mass%” unless otherwise specified.
  • C 0.005% or less
  • C is a harmful element that causes magnetic aging in the product sheet, forming carbides and deteriorating iron loss. Therefore, in order to suppress magnetic aging, the C content is set to 0.005% or less. There is no particular lower limit for the C content, but from the viewpoint of suppressing decarburization costs, it is preferable to set it to about 0.0001%.
  • Si 2.5% or more and 5.0% or less Si has the effect of increasing the electrical resistance of the steel sheet and reducing iron loss. In order to sufficiently reduce iron loss, it is necessary to add 2.5% or more. Therefore, the Si content is set to 2.5% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 5.0%, not only does it become difficult to roll, but punching workability is also reduced. Therefore, the Si content is set to 5.0% or less. From the viewpoint of manufacturability, the Si content is preferably 4.0% or less.
  • Mn 0.1% or more and 3.0% or less Mn, like Si and Al, has the effect of increasing the electrical resistance of the steel sheet and reducing iron loss. Therefore, the Mn content is set to 0.1% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.0%, Mn carbides precipitate, which actually worsens the iron loss. Therefore, the Mn content is set to 3.0% or less. Preferably, the Mn content is in the range of 0.2% or more and 1.0% or less.
  • P 0.100% or less P has the effect of increasing the strength of steel and can be used for strength adjustment. On the other hand, if the P content exceeds 0.100%, the steel becomes brittle and the manufacturability decreases. Therefore, the P content is set to 0.100% or less. There is no particular lower limit for the P content, but from the viewpoint of suppressing the dephosphorization cost, it is preferable to set it to about 0.001 mass%.
  • S 0.005% or less
  • S is a harmful element that forms fine sulfides, inhibits grain growth, and increases iron loss, so it is desirable to reduce it as much as possible.
  • the S content is set to 0.005% or less. More preferably, the S content is 0.003% or less.
  • Al 2.0% or less Al, like Si, has the effect of increasing the electrical resistance of the steel sheet and reducing iron loss. However, if the Al content exceeds 2.0%, not only does it become difficult to roll the steel sheet, but also the punching workability decreases. Therefore, the Al content is set to 2.0% or less. However, when the Al content is in the range of 0.01% or more and less than 0.1%, fine AlN precipitates and the iron loss increases, so the Al content is preferably in the range of 0.1% or more and 2.0% or less.
  • N 0.005% or less
  • N is a harmful element that forms fine nitrides, inhibits grain growth, and increases iron loss, so it is desirable to reduce it as much as possible.
  • the N content exceeds 0.005%, the above-mentioned adverse effects become significant, so the N content is set to 0.005% or less. More preferably, the N content is 0.003% or less.
  • Pb 0.00010% to 0.00200% Adding Pb can improve punching workability. Therefore, the Pb content is set to 0.00010% or more. On the other hand, if the Pb content exceeds 0.00200%, Pb alone forms many fine precipitates, inhibiting grain growth and increasing iron loss. Therefore, the Pb content is set to 0.00010% to 0.00200%.
  • Ca 0.0010% or more and 0.020% or less Ca reacts with S to form coarse precipitates as CaS, which has the effect of suppressing the precipitation of fine sulfides such as MnS and reducing iron loss. CaS and CaO also form complex precipitates with Pb, which has the effect of suppressing the precipitation of fine Pb precipitates. Therefore, the Ca content is set to 0.0010% or more. On the other hand, if it exceeds 0.020%, the amount of CaS and CaO increases, which inhibits grain growth and increases iron loss. Therefore, the Ca content is set to 0.020% or less.
  • Group A one or more selected from Mo: 0.001-0.050%, Zn: 0.001-0.010%, Ti: 0.001-0.010%, Sn: 0.001-0.200%, and Sb: 0.001-0.200%.
  • Group B one or more selected from As: 0.020% or less, Nb: 0.005% or less, W: 0.050% or less, V: 0.050% or less, Ta: 0.0020% or less, and Cu: 0.01-1.0%.
  • Group C one or more selected from Ni: 0.01-1.0%, B: 0.0020% or less.
  • Group D Cr: 0.01-3.0%, Mg: 0.0001-0.005%, REM: 0.001-0.05%;
  • Group E Co: 0.10% or less, Ge: 0.030% or less, Ga: 0.030% or less,
  • Mo 0.001-0.050% Mo reacts with C to form carbides at grain boundaries, improving strength. Therefore, the Mo content is set to 0.001% or more. However, if it exceeds 0.050%, iron loss tends to increase. Therefore, the Mo content is set to 0.050% or less.
  • Zn 0.001-0.010% Zn reacts with S to form coarse sulfides, suppressing the precipitation of fine sulfides such as MnS, and has the effect of reducing iron loss. Therefore, the Zn content is set to 0.001% or more. On the other hand, if the Zn content exceeds 0.010%, the amount of the above sulfides increases, which inhibits grain growth and increases iron loss. Therefore, the Zn content is set to 0.010% or less.
  • Ti 0.001 ⁇ 0.010% Like Mo, Ti reacts with C to form carbides, which suppresses grain growth and improves toughness. Therefore, the Ti content is set to 0.001% or more. However, if the Ti content is less than 0.001%, If the Ti content exceeds 0.010%, iron loss tends to increase, so the Ti content is set to 0.010% or less.
  • Sn 0.001-0.200%
  • the addition of Sn can greatly improve the texture, increase the magnetic flux density, and reduce the iron loss. Therefore, the Sn content is set to 0.001% or more. However, if the Sn content exceeds 0.200%, the effect becomes saturated and manufacturability is deteriorated. Therefore, the Sn content is set to 0.200% or less.
  • Sb 0.001-0.200%
  • the addition of Sb greatly improves the texture, increases the magnetic flux density, and reduces the iron loss. Therefore, the Sb content is set to 0.001% or more.
  • the Sb content is set to 0.200% or less.
  • Nb 0.005% or less Nb has the effect of refining crystal grains and improving strength. On the other hand, if the content exceeds 0.005%, fine precipitates are generated and iron loss increases. Therefore, the Nb content is set to 0.005% or less.
  • W 0.050% or less W has the effect of refining crystal grains and improving strength. On the other hand, if the content exceeds 0.050%, fine precipitates are generated and iron loss increases. Therefore, the W content is set to 0.050% or less.
  • V 0.050% or less V has the effect of refining crystal grains and improving strength. On the other hand, if the content exceeds 0.050%, fine precipitates are generated and iron loss increases. Therefore, the V content is set to 0.050% or less.
  • Ta 0.0020% or less Ta has the effect of refining crystal grains and improving strength. On the other hand, if it is contained in an amount exceeding 0.0020%, fine precipitates are generated and iron loss is increased. Therefore, the Ta content is set to 0.0020% or less.
  • Cu 0.01 ⁇ 1.0% Cu has the effect of improving the strength of steel sheets by aging treatment. Therefore, the Cu content is set to 0.01% or more. On the other hand, if the Cu content exceeds 1.0%, the precipitates Therefore, the Cu content is set to 0.01 to 1.0%.
  • Ni 0.01 ⁇ 1.0% Ni has the effect of improving the toughness of steel plates and increasing productivity. Therefore, the Ni content is set to 0.01% or more. On the other hand, if the Ni content exceeds 1.0%, the effect saturates. This not only increases the cost but also the amount of Ni added. Therefore, the Ni content is set to 0.01 to 1.0%.
  • B 0.0020% or less B has the effect of improving the toughness of the steel plate and increasing productivity. On the other hand, if the B content exceeds 0.0020%, the iron loss increases. Therefore, the B content is set to 0.0020% or less.
  • Cr:0.01 ⁇ 3.0% Cr has the effect of increasing the electrical resistance of the steel sheet and reducing iron loss. Therefore, the Cr content is set to 0.01% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 3.0%, the magnetic flux density decreases. Therefore, the Cr content is set to 3.0% or less.
  • Mg 0.0001-0.005%
  • Mg has the effect of forming coarse sulfides with S in the steel and reducing iron loss. Therefore, the Mg content is set to 0.0001% or more. On the other hand, if the Mg content exceeds 0.005%, Adding Mg would instead increase iron loss, so the Mg content is set to 0.0001% to 0.005%.
  • REM 0.001 ⁇ 0.05% REM has the effect of coarsening sulfides in steel and reducing iron loss. Therefore, the REM content is set to 0.001% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.05%, the iron loss is increased. Therefore, the REM content is set to 0.001 to 0.05%.
  • Co 0.10% or less Co has the effect of improving the texture of the steel sheet and increasing the magnetic flux density. On the other hand, if the Co content exceeds 0.10%, the effect is saturated and the cost increases. Therefore, the Co content is set to 0.10% or less.
  • Ge 0.030% or less Ge has the effect of improving the texture of the steel sheet and increasing the magnetic flux density. On the other hand, if the Ge content exceeds 0.030%, the effect is saturated and the cost increases. Therefore, the Ge content is set to 0.030% or less.
  • Ga 0.030% or less Ga has the effect of improving the texture of the steel sheet and increasing the magnetic flux density. On the other hand, if the Ga content exceeds 0.030%, the effect is saturated and the cost increases. Therefore, the Ga content is set to 0.030% or less.
  • the chemical composition of the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment contains the above elements, with the remainder being Fe and unavoidable impurities.
  • the number density of Pb precipitates having a grain size of 10 to 100 nm is controlled to be within the range of 100 precipitates/mm2 or less .
  • the number density of composite precipitates of Pb and Ca having a grain size of 0.5 to 5.0 ⁇ m is controlled to be within the range of 0.1 precipitates/mm2 or more and 1000 precipitates/mm2 or less .
  • the grain size of the precipitates is evaluated as a circle-equivalent diameter from a projected area measured under a microscope.
  • the non-oriented electrical steel sheet is manufactured by a process including a hot rolling step of a steel slab adjusted to the above-mentioned composition, a hot-rolled sheet annealing step, a cold rolling step, and a finish annealing step.
  • Slabs can be produced by melting steel having a composition suitable for the present invention in a refining process consisting of a converter and vacuum degassing, and then using a conventional continuous casting method, ingot casting-blooming rolling method, etc. From the viewpoint of reducing the environmental load (reducing CO2 emissions), it is preferable to use an electric furnace method using scrap instead of blast furnace pig iron as the steel raw material (iron source).
  • scrap is melted in an electric furnace to produce slabs, the Pb content is high due to the Pb contained in the scrap, so there is also the advantage that the cost of adding Pb can be reduced.
  • the scrap also contains elements such as Mo, Ti, and Zn that can be added arbitrarily in the present invention, so it is possible to improve the properties of the steel plate while reducing the environmental load.
  • Hot Rolling Process The slab is reheated before hot rolling. At that time, at least two heating devices with different output values are installed in series to perform heating in two steps.
  • the first stage of heating is intended to dissolve the Pb present as a single substance, increase fluidity, and facilitate composite precipitation with Ca, and the heating temperature is set to 460°C or higher and 540°C or lower, and the heating time is set to 5 min or more. If the slab heating temperature is lower than 460°C, Pb cannot be dissolved, and composite precipitation of Ca and Pb becomes difficult. On the other hand, if the temperature exceeds 540°C, Pb will preferentially exist as a single substance rather than as a composite precipitation with Ca, making it difficult to precipitate a composite precipitate of Pb and Ca. There is no particular upper limit on the heating time, but from the viewpoint of reducing operating costs, it is preferable to set it to about 10 min.
  • the second heating stage is intended to raise the slab temperature to facilitate rolling, with the heating temperature set to 1060°C to 1140°C and the heating time set to 20 min or more. If the slab heating temperature exceeds 1140°C, precipitates such as AlN and MnS will dissolve in the steel and re-precipitate in subsequent processes, inhibiting grain growth and increasing iron loss. On the other hand, if the temperature falls below 1060°C, the hot rolling load will increase and the finishing rolling entry temperature (hereinafter, the rolling entry temperature will also be referred to as FET) will not be able to be secured. There is no particular upper limit on the heating time, but from the viewpoint of reducing operating costs, it is preferable to set it to around 30 min.
  • Hot rolling consists of rough rolling, in which the slab is turned into a sheet bar of a specified thickness using multiple single-stand rolling mills, and then finishing rolling, which follows the rough rolling and continues to roll to the target thickness using a finishing mill consisting of multiple stands. Conventional methods can be used for rough rolling.
  • the steel sheet temperature at the entry side of the first pass i.e., the finish rolling entry side temperature FET (°C)
  • the finish rolling entry side temperature FET is set to 940°C or higher to promote recrystallization and grain growth.
  • the reduction rate in the first pass is set to 40% or more. There is no upper limit for the reduction rate, but a range of 40 to 50% is preferable when considering manufacturability.
  • the temperature at the exit is preferably 930°C or higher from the viewpoint of promoting recrystallization and grain growth in the hot-rolled steel sheet and improving the magnetic properties.
  • Hot-rolled sheet annealing process the above hot-rolled steel sheet is subjected to hot-rolled sheet annealing, which is held at a predetermined temperature for 1 s or more.
  • the hot-rolled sheet annealing temperature is set to 900 ° C or higher.
  • the hot-rolled sheet annealing temperature exceeds 1100 ° C, some of the precipitates containing MnS and Pb will dissolve and precipitate in the subsequent process, increasing iron loss, so the hot-rolled sheet annealing temperature is set to 1100 ° C or lower.
  • pickling, cold rolling, and finish annealing after hot-rolled sheet annealing may be performed by conventional methods.
  • Cold rolling is a process in which the hot-rolled annealed sheet that has been pickled is cold-rolled to the thickness (final thickness) of the product sheet.
  • This cold rolling is preferably 50% or more, more preferably 70% or more.
  • the cold rolling is not limited to one time, and two or more cold rollings with intermediate annealing in between may be performed as necessary.
  • the intermediate annealing conditions in this case may also be ordinary conditions, and are not particularly limited.
  • Finish annealing process is a process of annealing a cold-rolled sheet having a final thickness by cold rolling to impart desired magnetic properties and strength properties.
  • the finish annealing temperature of the cold-rolled sheet is preferably 850 ° C or higher.
  • the finish annealing temperature of the cold-rolled sheet is more preferably 880 ° C or higher.
  • the finish annealing temperature of the cold-rolled sheet is preferably 1050 ° C or lower. More preferably, the finish annealing temperature of the cold-rolled sheet is 1030 ° C or lower.
  • steels No. 1 to 104 having the composition shown in Tables 1-1 to 1-4 were melted and formed into slabs by continuous casting, and the slabs were heated in two steps at 500°C for 5 min and then at 1100°C for 20 min, and hot rolled to obtain hot rolled steel sheets with a thickness of 2.0 mm.
  • the temperature at the entry side of the first pass of hot rolling was 1050°C with a reduction rate of 50% and the temperature at the exit side of the final pass was 950°C.
  • An Epstein test sample having a width of 30 mm and a length of 280 mm was cut out from the rolling direction and the width direction of the steel plate thus obtained, and an Epstein test in accordance with JIS C 2550-3 (2019) was performed to measure the iron loss W 10/400 . If the plate thickness is 0.25 mm, it is good if the iron loss W 10/400 is 14 W/kg or less.
  • a test piece of 17 mm square was cut out from the obtained steel plate, and punched 2 ⁇ 10 5 times with a die made of SKD11, and the burr height of the end face of the test piece was measured. If the burr height is 30 ⁇ m or less, the punching workability is good.
  • Tables 2-1 to 2-4 show that by controlling the composition of the steel material within the range of this invention, a non-oriented electrical steel sheet with excellent core loss and punching workability can be obtained.
  • steel having, by mass%, C: 0.0025%, Si: 2.85%, Mn: 0.30%, P: 0.006%, S: 0.0018%, N: 0.0025%, Al: 1.20%, Pb: 0.0006%, and Ca: 0.04% was produced.
  • the steel was then formed into a slab by a continuous casting method.
  • An Epstein test sample having a width of 30 mm and a length of 280 mm was cut out from the rolling direction and the width direction of the steel plate thus obtained, and an Epstein test in accordance with JIS C 2550-3 (2019) was performed to measure the iron loss W 10/400 . If the plate thickness is 0.25 mm, it is good if the iron loss W 10/400 is 14 W/kg or less.
  • a test piece of 17 mm square was cut out from the obtained steel plate, and punched 2 ⁇ 10 5 times with a die made of SKD11, and the burr height of the end face of the test piece was measured. If the burr height is 30 ⁇ m or less, the punching workability is good.
  • Table 4 shows that by controlling the manufacturing conditions of the steel sheet within the range of the present invention, a non-oriented electrical steel sheet that combines low core loss and punching workability can be obtained.

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Abstract

打ち抜き加工性と低鉄損を両立する優れた無方向性電磁鋼板を安価に提供することを目的とする。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｐｂ、Ｃａの成分組成を有し、粒径が１０～１００ｎｍのＰｂ析出物を１００個／ｍｍ２以下、粒径が０．５～５．０μｍのＰｂ―Ｃａ複合析出物を０．１個／ｍｍ２以上１０００個／ｍｍ２以下、を有する無方向性電磁鋼板である。また、熱間圧延工程、熱延板焼鈍工程、冷間圧延工程、仕上焼鈍工程を含み、熱間圧延工程において、鋼スラブの加熱は、１段目を４６０℃以上５４０℃以下で５ｍｉｎ以上、２段目を１０６０℃以上１１４０℃以下で２０ｍｉｎ以上の２段ステップとし、仕上圧延は、１パス目の入側の鋼板温度ＦＥＴを９４０℃以上１１００℃以下、１パス目の圧下率を４０％以上とし、熱延板焼鈍工程において、焼鈍温度を９００℃以上１１００℃以下にとする無方向性電磁鋼板の製造方法である。

Description

無方向性電磁鋼板およびその製造方法
　本発明は、打ち抜き加工性と磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法に関する。
　電気自動車やハイブリッド車の駆動モータに使用される無方向性電磁鋼板は、エネルギー損失低減のために低鉄損であることが求められる。低鉄損のための手段としてＳｉやＡｌなどの元素を添加することが有効であると提案されているが、この手法では電磁鋼板をモータコアにする際の打ち抜き加工性を著しく劣化させる問題がある。打ち抜き加工性が悪いと、打ち抜き金型が早く摩耗することにもなる。
　そこで、この問題を解決するため、これまでに様々な鋼板の打ち抜き加工性向上の技術が提案されている。
　特許文献１では、ＳｉとＡｌの質量比を制御することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法が開示されている。具体的には、電気機器鉄心材料として優れた磁気特性を有するとともに、電気機器鉄心への成形を容易にする打ち抜き加工性にも優れた無方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。質量％で、Ｃ：０．００３％以下、Ｓｉ：１．０％以上３．０％以下、Ａｌ：０．１％以上３．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上１．０％以下を含有し、ＡｌとＳｉの含有量が、０．２≦Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）≦０．６の関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避不純物元素よりなる鋼成分を有し、かつ、（降伏強度／引張強度）で表される降伏比が０．６以上、ビッカース硬度が２００以下であることを特徴とする磁気特性と打ち抜き加工性に優れた無方向性電磁鋼板である。
　また、特許文献２では成分組成にＣｒを添加することを特徴とする手法が開示されている。具体的には、仕上焼鈍後の鉄損が低く、かつ打ち抜き加工性に優れた電磁鋼板を提供することを目的とする。ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓｉ：１～３．５％、Ｍｎ：０．０５～１．５％、Ａｌ：０．１～３％、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．２～３％を含有し、残部が実質的にＦｅであり、鋼板板面のビッカース硬度が１９０以下、鋼板断面の直径１μｍ以上の酸化物系介在物が３０個／ｍｍ２以下であることを特徴とする打ち抜き加工性に優れた無方向性電磁鋼板である。
特開２０１５－２１４７５８号公報 特開２００３－２７１９５号公報
　しかし、上記特許文献に開示された従来技術には、以下のような問題がある。
　特許文献１に記載の技術では、実施例よりＡｌを２．２９％以上添加する必要があり、鋼板の製造性に問題がある。
　また、特許文献２に記載の技術では、高価なＣｒを添加するため、製造コストが高くなる問題点がある。
　本発明は、従来技術が抱える上記の問題点に鑑み開発したものであって、打ち抜き加工性と低鉄損を両立する優れた無方向性電磁鋼板を安価に提供することを目的とする。
　上記課題を有利に解決する本発明に係る無方向性電磁鋼板は、以下のように構成される。
［１］質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：２．５％以上５．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｐｂ：０．０００１０％以上０．００２００％以下、及び
Ｃａ：０．００１０％以上０．０２０％以下を含有し、任意選択的に、さらに下記Ａ群～Ｅ群のうち少なくとも１群の成分を含有し、
　Ａ群；Ｍｏ：０．００１～０．０５０％、Ｚｎ：０．００１～０．０１０％、Ｔｉ：０．００１～０．０１０％、Ｓｎ：０．００１～０．２００％、及びＳｂ：０．００１～０．２００％から選ばれる１種以上
　Ｂ群；Ａｓ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｗ：０．０５０％以下、Ｖ：０．０５０％以下、Ｔａ：０．００２０％以下、Ｃｕ：０．０１～１．０％から選ばれる１種以上
　Ｃ群；Ｎｉ：０．０１～１．０％、Ｂ：０．００２０％以下から選ばれる１種以上
　Ｄ群；Ｃｒ：０．０１～３．０％、Ｍｇ：０．０００１～０．００５％、ＲＥＭ：０．００１～０．０５％から選ばれる１種以上
　Ｅ群；Ｃｏ：０．１０％以下、Ｇｅ：０．０３０％以下、Ｇａ：０．０３０％以下から選ばれる１種以上
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、粒径が１０～１００ｎｍであるＰｂ析出物の個数密度が１００個／ｍｍ２以下であり、粒径が０．５～５．０μｍであるＰｂ―Ｃａ複合析出物の個数密度が０．１個／ｍｍ２以上１０００個／ｍｍ２以下であることを満たすことを特徴とする無方向性電磁鋼板である。
　上記課題を有利に解決する本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、以下のように構成される。
［２］質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：２．５％以上５．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｐｂ：０．０００１０％以上０．００２００％以下、Ｃａ：０．００１０％以上０．０２０％以下を含有し、任意選択的に、さらに下記Ａ群～Ｅ群のうち少なくとも１群の成分を含有し、
　Ａ群；Ｍｏ：０．００１～０．０５０％、Ｚｎ：０．００１～０．０１０％、Ｔｉ：０．００１～０．０１０％、Ｓｎ：０．００１～０．２００％、及びＳｂ：０．００１～０．２００％から選ばれる１種以上
　Ｂ群；Ａｓ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｗ：０．０５０％以下、Ｖ：０．０５０％以下、Ｔａ：０．００２０％以下、Ｃｕ：０．０１～１．０％から選ばれる１種以上
　Ｃ群；Ｎｉ：０．０１～１．０％、Ｂ：０．００２０％以下から選ばれる１種以上
　Ｄ群；Ｃｒ：０．０１～３．０％、Ｍｇ：０．０００１～０．００５％、ＲＥＭ：０．００１～０．０５％から選ばれる１種以上
　Ｅ群；Ｃｏ：０．１０％以下、Ｇｅ：０．０３０％以下、Ｇａ：０．０３０％以下から選ばれる１種以上
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを加熱し熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、前記熱延鋼板を焼鈍して熱延焼鈍板とする熱延板焼鈍工程と、前記熱延焼鈍板に１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し冷延鋼板とする冷間圧延工程と、前記冷延鋼板に仕上焼鈍を施す仕上焼鈍工程と、を含み、前記熱間圧延工程では、前記鋼スラブの加熱は、１段目を４６０℃以上５４０℃以下で５ｍｉｎ以上とし、２段目を１０６０℃以上１１４０℃以下で２０ｍｉｎ以上とする２段ステップを含み、熱間圧延の仕上げ圧延は、１パス目の入側の鋼板温度を９４０℃以上１１００℃以下とし、１パス目の圧下率を４０％以上とし、前記熱延板焼鈍工程では、焼鈍温度を９００℃以上１１００℃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である。
［３］上記の［２］において、前記鋼スラブは、板厚７０ｍｍ以上２００ｍｍ以下に連続鋳造した薄スラブである無方向性電磁鋼板の製造方法である。
　本発明によれば、高Ｓｉ含有鋼であっても低鉄損と打ち抜き加工性を両立する優れた無方向性電磁鋼板を製造することができる。
［図１］鋼板中のＰｂ含有量と打ち抜き試験片のカエリ高さとの関係を示すグラフである。
［図２］鋼板中のＰｂ含有量と粒径が１０～１００ｎｍのＰｂ析出物の個数密度との関係を示すグラフである。
［図３］鋼板中のＣａ含有量と鉄損Ｗ１０／４００との関係に耐えるＰｂ添加有無の影響を示すグラフである。
［図４］鋼板中のＣａ含有量と粒径が０．５～５．０μｍのＰｂ‐Ｃａ複合析出物の個数密度との関係を示すグラフである。
　発明者らは種々の鋼成分を検討したところ、Ｐｂを添加すると、無方向性電磁鋼板の打ち抜き加工性が向上することを発見した。そこで高合金化による低鉄損化とＰｂ添加による打ち抜き加工性向上の組み合わせに着目して検討を重ねた結果、低鉄損かつ高い打ち抜き加工性を得るためにはＣａを添加しＰｂ析出物の制御をすることが有効であることを見出し、本発明を開発するに至った。
　まず、本発明を開発する契機となった実験について説明する。
＜実験１＞
　発明者らは、打ち抜き加工性に優れた無方向性電磁鋼板を開発するべく、Ｐｂ添加の効果に着目し、Ｐｂが鋼板の加工性及び磁気特性に及ぼす影響を明らかにするため、打ち抜き加工性と鉄損の測定を行った。質量％で、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．４％、Ｍｎ：０．３％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００２％、Ｎ：０．００２％、Ａｌ：１．２％、残部Ｆｅおよび不可避不純物を有する鋼組成をベースとし、これらにＰｂを０～０．００５％の範囲で変化させて添加した、鋼スラブを供試材とした。これらの供試材を１１００℃で２０ｍｉｎの加熱をした後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延鋼板とした。
　なお、熱間圧延の１パス目入側の温度は１０５０℃で鋼板の圧下率５０％、最終パス出側の温度を９５０℃とした。次いで、９８０℃で３０ｓの熱延板焼鈍を実施した。その後、冷間圧延して板厚０．２５ｍｍの冷延鋼板とし、最後に、ｖｏｌ％比でＨ２：Ｎ２＝２５：７５の乾燥雰囲気下で、９６０℃で１０ｓの仕上焼鈍を施した。
　かくして得られた鋼板の圧延方向と板幅方向とから、幅：３０ｍｍ×長さ：２８０ｍｍのエプスタイン試験サンプルを切り出し鉄損Ｗ１０／４００をエプスタイン試験器で測定した。打ち抜き加工性については、得られた鋼板に対して、１７ｍｍ角を、ＳＫＤ１１製の金型で２×１０５回打ち抜いた時の、試験片の端面のカエリ高さで評価した。
　図１に鋼板中のＰｂ量とカエリ高さとの関係を示す。図１よりＰｂ添加に伴い、カエリ高さの減少、つまり打ち抜き加工性が向上していることが明らかとなった。
　一方、Ｐｂを鋼に添加すると顕著に鉄損が増加した。また、光学顕微鏡で観察した鋼板の平均結晶粒径はＰｂを添加すると小さくなった。
　このような組織微細化が生じる原因を調査するために、薄膜法を用いて透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で鋼板の析出物観察を行ったところ、Ｐｂを添加した鋼板では、粒径が１０～１００ｎｍのＰｂ析出物が多数認められた。ここで、粒成長を阻害し、鉄損に悪影響を与える上記の微細なＰｂ析出物について個数を特定した。
　図２にＰｂ量と１０～１００ｎｍのＰｂ析出物の個数密度との関係を示す。図２よりＰｂを添加するとＰｂ析出物の個数密度が増加していることがわかった。
　したがって、鉄損が増加した理由は、Ｐｂ析出物の増加に伴う粒成長性の低下により、ヒステリシス損が増加したためであると考えられる。
＜実験２＞
　Ｐｂを含有した無方向性電磁鋼板において、Ｃａを添加が鉄損に及ぼす影響を調査した。すなわち、質量％で、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．４％、Ｍｎ：０．３％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００２％、Ｎ：０．００２％、Ａｌ：１．２％、Ｐｂ：０．００１０％、残部Ｆｅおよび不可避不純物を有する鋼組成をベースとし、これらにＣａを０～０．０５％の範囲で変化させて添加した、鋼スラブを供試材とした。この供試材を実験１と同様の手法で熱間圧延から仕上焼鈍まで施し、得られた鋼板の圧延方向と板幅方向とから、幅：３０ｍｍ×長さ：２８０ｍｍのエプスタイン試験サンプルを切り出し鉄損Ｗ１０／４００をエプスタイン装置で測定した。
　得られた鋼板の鉄損Ｗ１０／４００を測定したところ、Ｃａ量を変化させても、Ｐｂによる鉄損の増加を抑制する効果は得られなかった。しかしながら、薄膜法を用いて透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による析出物観察を行ったところ、粒径が０．５～５．０μｍのＰｂ―Ｃａ複合析出物が観察された。
　なお、本発明におけるＰｂ－Ｃａ複合析出物とは、ＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析：Ｅｎｅｒｇｙ　ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）により得られる原子数比にて、Ｐｂの比率が１０％以上、Ｃａの比率が２０％以上となる、析出物とした。
　そこで、発明者らはＰｂ－Ｃａ複合析出物の制御とＰｂによる鉄損増加の抑制について検討した。
＜実験３＞
　ＰｂとＣａを含有した無方向性電磁鋼板において、熱延前のスラブ再加熱条件が鉄損および打ち抜き加工性に及ぼす影響を調査した。すなわち、質量％で、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．４％、Ｍｎ：０．３％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００２％、Ｎ：０．００２％、Ａｌ：１．２％、Ｐｂ：０．００１０％、残部Ｆｅおよび不可避不純物を有する鋼組成をベースとし、これらにＣａを０～０．０５％の範囲で変化させて添加した、鋼スラブを供試材とした。また比較材としてＰｂが入っていない鋼スラブも用意した。
　これらの供試材を５００℃で５ｍｉｎ、更に１１００℃で２０ｍｉｎの２段階の加熱をした後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱間圧延板とした。なお、熱間圧延の１パス目入側の温度は１０５０℃で鋼板の圧下率５０％、最終パス出側の温度を９５０℃とした。次いで、９８０℃で３０ｓの熱延板焼鈍を実施した。その後、冷間圧延して板厚０．２５ｍｍの冷間圧延板とし、最後に、ｖｏｌ％比でＨ２：Ｎ２＝２５：７５の乾燥雰囲気下で、９６０℃で１０ｓの仕上焼鈍を施した。
　かくして得られた鋼板の圧延方向と板幅方向とから、幅：３０ｍｍ×長さ：２８０ｍｍのエプスタイン試験サンプルを切り出し鉄損Ｗ１０／４００をエプスタイン試験器で測定した。打ち抜き加工性については、得られた鋼板に対して、１７ｍｍ角を、ＳＫＤ１１製の金型で２×１０５回打ち抜いた時の、試験片の端面のカエリ高さで評価した。
　図３にＰｂ添加材とＰｂレス材における鋼板中のＣａ量と鉄損Ｗ１０／４００との関係を示す。図３よりＰｂ添加材においてＣａ添加をすると鉄損が減少することが明らかとなった。Ｐｂレス材との比較より、Ｃａ添加による鉄損の減少は、Ｐｂによる鉄損増加をＣａが抑制したためと考えられる。
　薄膜法を用いて透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による析出物観察を行ったところ、粒径が０．５～５．０μｍのＰｂ―Ｃａ複合析出物が観察された。そのＰｂ－Ｃａ複合析出物について個数を特定した。図４にＰｂ－Ｃａ複合析出物の個数密度とＣａ量の関係を示す。図４よりＣａ添加に伴い、Ｃａ量が増えるとＰｂ－Ｃａ複合析出物の個数密度が増加した。これより組織微細化の要因となるＰｂ析出物が減少したことがわかる。
　また、Ｃａを添加してもカエリ高さはほとんど変化しなかった。
　これらの結果から、Ｐｂに加えてさらにＣａを添加した成分組成を有するスラブ加熱を２段実施し、鉄損の増加を抑制したうえで打ち抜き加工性に優れた無方向性電磁鋼板を作製できることが明らかとなった。
以下、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板について説明する。
＜無方向性電磁鋼板の成分組成＞
　無方向性電磁鋼板の化学成分は、質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：２．５％以上５．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｐｂ：０．０００１０％以上０．００２００％以下、Ｃａ：０．００１０％以上０．０２０％以下の範囲で含有する。以下で各成分を説明する。以下の説明において、成分の含有量を表す「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．００５％以下
　Ｃは、製品板において磁気時効を起こして炭化物を形成し、鉄損を劣化させる有害元素である。よって、磁気時効を抑制するため、Ｃ含有量は、０．００５％以下とする。なお、Ｃ含有量の下限は特に規定しないが、脱炭コストを抑制する観点から、０．０００１％程度とすることが好ましい。
Ｓｉ：２．５％以上５．０％以下
　Ｓｉは、鋼板の電気抵抗を高め、鉄損を低減する効果がある。鉄損を十分低減するためには２．５％以上の添加が必要である。よって、Ｓｉ含有量は２．５％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が５．０％を超えると圧延することが困難になるだけではなく、打ち抜き加工性が低下する。したがってＳｉ含有量は５．０％以下とする。なお、製造性の観点から、Ｓｉ含有量は４．０％以下が好ましい。
Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下
　Ｍｎは、Ｓｉ、Ａｌと同様に鋼板の電気抵抗を高め、鉄損を低減する効果がある。よって、Ｍｎ含有量は０．１％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えるとＭｎ炭化物が析出し、却って鉄損が悪化するようになる。したがって、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．２％以上１．０％以下の範囲である。
Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、鋼の強度を上げる効果があり、強度調整に用いることができる。一方で、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、鋼が脆化し、製造性の低下を招く。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。なお、Ｐ含有量の下限は特に規定しないが、脱Ｐコストを抑制する観点からは、０．００１ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。
Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは、微細な硫化物を形成して粒成長を阻害し、鉄損を増加させる有害元素であるため、極力低減することが望ましい。特に、Ｓ含有量が０．００５％を超えると、上記の悪影響が顕著になるので０．００５％以下とする。より好ましくは、Ｓ含有量は０．００３％以下である。
Ａｌ：２．０％以下
　Ａｌは、Ｓｉと同様に鋼板の電気抵抗を高め、鉄損を低減する効果がある。しかしながら、Ａｌ含有量が２．０％を超えると圧延することが困難になるだけではなく、打ち抜き加工性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は２．０％以下とする。
　ただし、Ａｌの含有量が０．０１％以上０．１％未満の範囲では微細なＡｌＮが析出して鉄損が増加するため、好ましくは、Ａｌ含有量は０．１％以上２．０％以下の範囲である。
Ｎ：０．００５％以下
　Ｎは、微細な窒化物を形成して粒成長を阻害し、鉄損を増加させる有害元素であるため、極力低減することが望ましい。特に、Ｎ含有量が０．００５％を超えると、上記の悪影響が顕著になるので０．００５％以下とする。より好ましくは、Ｎ含有量は０．００３％以下である。
Ｐｂ：０．０００１０％以上０．００２００％以下
　Ｐｂを添加することにより打ち抜き加工性を改善することができる。よって、Ｐｂ含有量は０．０００１０％以上とする。一方、Ｐｂ含有量が０．００２００％を超えるとＰｂが単体で微細な析出物を多数形成して、粒成長を阻害し、鉄損を増加させる。したがって、Ｐｂ含有量は０．０００１０％以上０．００２００％以下とする。
Ｃａ：０．００１０％以上０．０２０％以下
　ＣａはＳと反応し、ＣａＳとなって粗大な析出物を形成し、ＭｎＳ等の微細な硫化物の析出を抑制して、鉄損を低減する効果がある。また、ＣａＳ、ＣａＯはＰｂと複合析出し、微細なＰｂ析出物の析出を抑制する効果がある。よってＣａ含有量は０．００１０％以上とする。一方、０．０２０％を超えるとＣａＳやＣａＯの量が増加し、却って粒成長を阻害して鉄損が増加する。したがってＣａ含有量は０．０２０％以下とする。
　以上が実施形態に係る無方向性電磁鋼板の成分組成の基本構成であるが、任意選択的に、さらに下記Ａ群～Ｅ群のうち少なくとも１群の成分を含有することができる。
　Ａ群；Ｍｏ：０．００１～０．０５０％、Ｚｎ：０．００１～０．０１０％、Ｔｉ：０．００１～０．０１０％、Ｓｎ：０．００１～０．２００％、及びＳｂ：０．００１～０．２００％から選ばれる１種以上
　Ｂ群；Ａｓ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｗ：０．０５０％以下、Ｖ：０．０５０％以下、Ｔａ：０．００２０％以下、Ｃｕ：０．０１～１．０％から選ばれる１種以上
　Ｃ群；Ｎｉ：０．０１～１．０％、Ｂ：０．００２０％以下から選ばれる１種以上
　Ｄ群；Ｃｒ：０．０１～３．０％、Ｍｇ：０．０００１～０．００５％、ＲＥＭ：０．００１～０．０５％から選ばれる１種以上
　Ｅ群；Ｃｏ：０．１０％以下、Ｇｅ：０．０３０％以下、Ｇａ：０．０３０％以下から選ばれる１種以上
Ｍｏ：０．００１～０．０５０％
　ＭｏはＣと反応し、炭化物を粒界に形成して強度を向上させる。よって、Ｍｏ含有量は０．００１％以上とする。ただし、０．０５０％を超えると鉄損が増加する傾向にあるため、Ｍｏ含有量は０．０５０％以下とする。
Ｚｎ：０．００１～０．０１０％
　ＺｎはＳと反応して粗大な硫化物を形成し、ＭｎＳ等の微細な硫化物の析出を抑制して、鉄損を低減する効果がある。よって、Ｚｎ含有量は０．００１％以上とする。一方、０．０１０％を超えると上記硫化物の量が増加し、却って粒成長を阻害して鉄損を増加させる。したがってＺｎ含有量は０．０１０％以下とする。
Ｔｉ：０．００１～０．０１０％
　Ｍｏと同様に、ＴｉはＣと反応し、炭化物を形成するため、粒成長を抑制し、靭性が向上する。よって、Ｔｉ含有量は０．００１％以上とする。ただし、Ｔｉ含有量が０．０１０％を超えると鉄損が増加する傾向にあるため、Ｔｉ含有量は０．０１０％以下とする。
Ｓｎ：０．００１～０．２００％
　Ｐと同様に、Ｓｎを添加することで、集合組織が大きく改善し、磁束密度が向上するとともに、鉄損を低下させることができる。よって、Ｓｎ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ｓｎ含有量が０．２００％を超えると効果が飽和することに加えて、製造性の低下を招く。したがってＳｎ含有量は０．２００％以下とする。
Ｓｂ：０．００１～０．２００％
　Ｐ、Ｓｎと同様に、Ｓｂを添加することで、集合組織が大きく改善し、磁束密度が向上するとともに、鉄損を低下させることができる。よって、Ｓｂ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ｓｂ含有量が０．２００％を超えると効果が飽和することに加えて、製造性の低下を招く。したがってＳｂ含有量は０．２００％以下とする。
Ａｓ：０．０２０％以下
　Ａｓには結晶粒を細粒化し、強度を向上させる効果がある。一方で、０．０２０％を超えて含有すると、冷延破断を引き起こす可能性がある。したがってＡｓ含有量は０．０２０％以下とする。
Ｎｂ：０．００５％以下
　Ｎｂには結晶粒を細粒化し、強度を向上させる効果がある。一方で、０．００５％を超えて含有すると、微細な析出物を生成し、鉄損を増加させてしまう。したがってＮｂ含有量は０．００５％以下とする。
Ｗ：０．０５０％以下
　Ｗには結晶粒を細粒化し、強度を向上させる効果がある。一方で、０．０５０％を超えて含有すると、微細な析出物を生成し、鉄損を増加させてしまう。したがってＷ含有量は０．０５０％以下とする。
Ｖ：０．０５０％以下
　Ｖには結晶粒を細粒化し、強度を向上させる効果がある。一方で、０．０５０％を超えて含有すると、微細な析出物を生成し、鉄損を増加させてしまう。したがってＶ含有量は０．０５０％以下とする。
Ｔａ：０．００２０％以下
　Ｔａには結晶粒を細粒化し、強度を向上させる効果がある。一方で、０．００２０％を超えて含有すると、微細な析出物を生成し、鉄損を増加させてしまう。したがってＴａ含有量は０．００２０％以下とする。
Ｃｕ：０．０１～１．０％
　Ｃｕには時効処理をすることで鋼板の強度を向上させる効果がある。よってＣｕの添加含有量を０．０１％以上とする。一方で、１．０％を超えて含有すると、析出物を生成し却って鉄損を増加させてしまう。したがってＣｕ含有量は０．０１～１．０％とする。
Ｎｉ：０．０１～１．０％
　Ｎｉには鋼板の靭性を改善し、生産性を向上させる効果がある。よってＮｉの含有量を０．０１％以上とする。一方で、１．０％を超えてＮｉを含有すると効果が飽和することに加えコストの増加を招く。したがってＮｉ含有量は０．０１～１．０％とする。
Ｂ：０．００２０％以下
　Ｂは鋼板の靭性を改善し、生産性を向上させる効果がある。一方で０．００２０％を超えてＢを含有すると、鉄損が増加する。したがってＢの含有量は０．００２０％以下とする。
Ｃｒ：０．０１～３．０％
　Ｃｒは鋼板の電気抵抗を高め、鉄損を低減する効果がある。よってＣｒ含有量は０．０１％以上とする。一方で、Ｃｒ含有量が３．０％を超えると磁束密度が低下してしまう。したがってＣｒ含有量は３．０％以下とする。
Ｍｇ：０．０００１～０．００５％
　Ｍｇは鋼中のＳと粗大な硫化物を形成して、鉄損を低減する効果がある。よってＭｇの含有量を０．０００１％以上とする。一方で、０．００５％を超えてＭｇを添加すると、却って鉄損の増加を招く。したがって、Ｍｇの含有量は０．０００１％～０．００５％とする。
ＲＥＭ：０．００１～０．０５％
　ＲＥＭは鋼中の硫化物を粗大化し、鉄損を低減する効果がある。よってＲＥＭの含有量を０．００１％以上とする。一方で０．０５％を超えて含有すると、却って鉄損の増加を招く。したがってＲＥＭの含有量は０．００１～０．０５％とする。
Ｃｏ：０．１０％以下
　Ｃｏは鋼板の集合組織を改善し、磁束密度を向上させる効果がある。一方で、０．１０％を超えてＣｏを含有すると効果が飽和することに加えて、コストの増加を招く。したがってＣｏの含有量は０．１０％以下とする。
Ｇｅ：０．０３０％以下
　Ｇｅは鋼板の集合組織を改善し、磁束密度を向上させる効果がある。一方で、０．０３０％を超えてＧｅを含有すると効果が飽和することに加えて、コストの増加を招く。したがってＧｅの含有量は０．０３０％以下とする。
Ｇａ：０．０３０％以下
　Ｇａは鋼板の集合組織を改善し、磁束密度を向上させる効果がある。一方で、０．０３０％を超えてＧａを含有すると効果が飽和することに加えて、コストの増加を招く。したがってＧａの含有量は０．０３０％以下とする。
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の化学組成は、上記の元素を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物である。
＜析出物の形態＞
　次に、無方向性電磁鋼板の析出物について説明する。
　粒界のピン止めに大きな影響を及ぼすため、粒径１０～１００ｎｍのＰｂ析出物の個数密度を１００個／ｍｍ２以下の範囲で制御する。また、Ｐｂ析出物の数を制御するために、粒径０．５～５．０μｍのＰｂとＣａの複合析出物の個数密度を０．１個／ｍｍ２以上１０００個／ｍｍ２以下の範囲で制御する。
　ここで析出物の粒径は、顕微鏡で測定した投影面積から円相当径で評価する。
＜無方向性電磁鋼板の組織＞
　次に、無方向性電磁鋼板の金属組織について説明する。
　上述したようにＰｂ析出物及びＰｂとＣａの複合析出物の個数密度を制御することで鋼板の平均結晶粒径を６０μｍ以上、３００μｍ以下とすることが好ましい。なお、鋼板の平均結晶粒径は６０μｍ未満の場合、鉄損が増加し、一方、鋼板の組織が粗大になりすぎると、すなわち平均結晶粒径が３００μｍを超えると靭性が劣化し、加工の際に破断しやすくなる。
＜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の製造方法を説明する。
　無方向性電磁鋼板の製造は、上記の成分組成に調整した鋼スラブの熱間圧延工程、熱延板焼鈍工程、冷間圧延工程、仕上焼鈍工程を含むプロセスで実施される。
スラブ
　スラブは、転炉や真空脱ガス処理等からなる情報の精錬プロセスで本発明に適合する成分組成の鋼を溶製し、常法の連続鋳造法や造塊―分塊圧延法等を用いて製造することができる。環境負荷低減（ＣＯ２の排出量削減）の観点から鋼原料（鉄源）として高炉銑を使用せず、スクラップを用いる電炉法が好ましい。スクラップを電炉で溶解してスラブを製造する場合は、スクラップ中に含まれるＰｂに起因してＰｂ含有量が高くなるため、Ｐｂ添加コストを低減できるという利点もある。スクラップ中にはさらに本発明において任意に添加可能なＭｏ、Ｔｉ、Ｚｎといった元素も含まれるため環境負荷を低減させつつ、鋼板の特性を向上させることが可能である。
熱間圧延工程
　スラブは、熱間圧延前に再加熱されるが、その際、出力値の異なる加熱装置を少なくとも２台連続して設置し、２段ステップの加熱を実施する。
　１段目の加熱は、単体で存在するＰｂを溶解させ流動性を高め、Ｃａとの複合析出を容易にすることを目的とし、加熱温度を４６０℃以上５４０℃以下とし、加熱時間を５ｍｉｎ以上とする。スラブ加熱温度が４６０℃を下回ると、Ｐｂを溶解させることができずＣａとＰｂの複合析出が困難となる。一方、５４０℃を超えるとＰｂはＣａと複合析出するよりも、単体で優先的に存在するようになるため、ＰｂとＣａの複合析出物を析出させることが困難になる。加熱時間の上限については特に規定しないが、操業コストを下げる観点から、１０ｍｉｎ程度とするのが好ましい。
　２段目の加熱はスラブ温度を上昇させ、圧延を容易にすることを目的とし、加熱温度を１０６０℃以上１１４０℃以下とし、加熱時間を２０ｍｉｎ以上とする。スラブ加熱温度が１１４０℃を超えるとＡｌＮやＭｎＳなどの析出物が鋼中に固溶し、後工程で再析出して粒成長を阻害し、鉄損が増加する。一方、１０６０℃を下回ると、熱間圧延負荷が増大し、さらに仕上圧延入側温度（以下、圧延入側温度をＦＥＴとも称する。）を確保できなくなる。加熱時間の上限については特に規定しないが、操業コストを下げる観点から、３０ｍｉｎ程度とするのが好ましい。
　熱間圧延は、複数の単スタンド圧延機で、スラブを所定の板厚のシートバーとする粗圧延と、上記粗圧延に続く、複数のスタンドからなる仕上圧延機で目標板厚まで連続して圧延を行う仕上圧延とから構成される。粗圧延については常法でよい。
　粗圧延に続く仕上圧延は、１パス目の入側の鋼板温度、すなわち、仕上圧延入側温度ＦＥＴ（℃）は再結晶及び粒成長を促進させるために９４０℃以上とする。一方で１１００℃を超えるとＭｎＳやＰｂを含んだ析出物の一部が溶解し、後工程で析出して鉄損が増加するため１１００℃以下とする。また、粒成長を阻害し鉄損を増加させるＭｎＳ、ＡｌＮ等の析出物を無害化するために、１パス目の圧下率を４０％以上とする。圧下率の上限について指定はないが、製造性を考慮すると４０～５０％の範囲が好ましい。
　熱間圧延における仕上圧延の最終パスで、出側の温度は、熱延鋼板の再結晶と粒成長を促進し、磁気特性を向上する観点より、９３０℃以上とするのが好ましい。
　なお、連続鋳造機と圧延設備を一体化した薄スラブキャスタを用いて、板厚７０ｍｍ以上２００ｍｍ以下の薄スラブを熱間圧延することがより好ましい。これはスラブが室温まで冷却されないので、Ｐｂが単体として析出する前にＣａと複合析出物を析出させることができるためである。
熱延板焼鈍工程
　次いで、上記の熱延鋼板に対して、所定の温度で１ｓ以上保持する熱延板焼鈍を施す。熱延板焼鈍は熱延板の組織を再結晶させ、良好な磁気特性を得るために熱延板焼鈍温度は９００℃以上にする。一方、熱延板焼鈍温度が１１００℃を超えると、ＭｎＳやＰｂを含んだ析出物の一部が溶解し、後工程で析出して鉄損を増加させるため熱延板焼鈍温度は１１００℃以下とする。なお、熱延板焼鈍後の酸洗、冷延および仕上焼鈍は常法でよい。
冷間圧延工程
　冷間圧延は、酸洗を経た熱延焼鈍板に、冷間で圧延して製品板の板厚（最終板厚）とする工程である。この冷間圧延は、最終板厚とすることができれば、特に制限はない。ただし、冷間圧延での圧下率が低すぎる場合、仕上げ焼鈍後の鋼板強度が大きく低下する可能性があるため、冷間圧延での圧下率は、好ましくは５０％以上、より好ましくは７０％以上である。また、冷間圧延は、１回に限定されず、必要に応じて中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行ってもよい。この場合の中間焼鈍条件も常用の条件であればよく、特に制限はない。
仕上焼鈍工程
　冷延板の仕上焼鈍は、冷間圧延にて最終板厚とした冷延板に焼鈍を施して所望の磁気特性と強度特性を付与する工程である。冷間圧延で導入された歪みを、再結晶させて十分に解消し、良好な磁気特性を得るため、冷延板の仕上焼鈍温度は、８５０℃以上とするのが好ましい。さらに、良好な磁気特性を得るため、冷延板の仕上焼鈍温度は、８８０℃以上とするのがより好ましい。一方、冷延板の仕上焼鈍温度が高すぎると、再結晶組織が粗大になり過ぎて磁気特性が低下するため、冷延板の仕上焼鈍温度は１０５０℃以下とするのが好ましい。より好ましくは、冷延板の仕上焼鈍温度は、１０３０℃以下である。
　本発明の実施形態を実施例によりさらに説明する。なお、本発明は、以下に実施例で示す製造条件及び製品性能に限定されるものではない。実施形態が本発明の範囲内では、所望の性能を達成し得るものである。
　転炉―真空脱ガス処理の精錬プロセスにて、表１－１～１－４に示す成分組成を有するＮｏ．１～１０４の鋼を溶製し、連続鋳造法でスラブとした後、スラブを５００℃で５ｍｉｎ、更に１１００℃で２０ｍｉｎの２段ステップで加熱し、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延鋼板とした。なお、熱間圧延の１パス目入側の温度は１０５０℃で鋼板の圧下率５０％、最終パス出側の温度を９５０℃とした。
　次いで、９８０℃で３０ｓの熱延板焼鈍を実施した。
　その後、冷間圧延して板厚０．２５ｍｍの冷延鋼板とし、最後に、ｖｏｌ％比でＨ２：Ｎ２＝２５：７５の乾燥雰囲気下で、９６０℃で１０ｓの仕上焼鈍を施した。
　かくして得られた鋼板の圧延方向と板幅方向とから、幅：３０ｍｍ×長さ：２８０ｍｍのエプスタイン試験サンプルを切り出し、ＪＩＳ　Ｃ　２５５０－３（２０１９）に準拠したエプスタイン試験を行い、鉄損Ｗ１０／４００を測定した。板厚０．２５ｍｍでは鉄損Ｗ１０／４００が１４Ｗ／ｋｇ以下であれば良好である。
　また、得られた鋼板から１７ｍｍ角の試験片を切り出し、ＳＫＤ１１製の金型で２×１０５回打ち抜いた時の、試験片の端面のカエリ高さを測定した。カエリ高さが３０μｍ以下であれば打ち抜き加工性は良好である。
　さらに、仕上焼鈍板のＰｂ析出物およびＰｂとＣaの複合析出物の個数密度を、薄膜法を用いてＴＥＭで測定した。また、結晶粒径および析出物の粒径については顕微鏡で測定した投影面積から円相当径を計算した。それらの測定結果を表２－１～２－４に示す。
　表２－１～２－４から、鋼素材の成分組成を本発明の範囲に制御することにより、鉄損と打ち抜き加工性に優れる無方向性電磁鋼板が得られることがわかる。
　転炉―真空脱ガス処理の精錬プロセスにて、質量％でＣ：０．００２５％、Ｓｉ：２．８５％、Ｍｎ：０．３０％、Ｐ：０．００６％、Ｓ：０．００１８％、Ｎ：０．００２５％、Ａｌ：１．２０％、Ｐｂ：０．０００６％、Ｃａ：０．０４％を有する鋼を溶製し、連続鋳造法でスラブとした後、表３に示す条件でスラブ再加熱から熱間圧延、熱延板焼鈍を実施した。
　その後、冷間圧延して板厚０．２５ｍｍの冷延鋼板とし、最後に、ｖｏｌ％比でＨ２：Ｎ２＝２５：７５の乾燥雰囲気下で、９６０℃で１０ｓの仕上焼鈍を施した。
　かくして得られた鋼板の圧延方向と板幅方向とから、幅：３０ｍｍ×長さ：２８０ｍｍのエプスタイン試験サンプルを切り出し、ＪＩＳ　Ｃ　２５５０－３（２０１９）に準拠したエプスタイン試験を行い、鉄損Ｗ１０／４００を測定した。板厚０．２５ｍｍでは鉄損Ｗ１０／４００が１４Ｗ／ｋｇ以下であれば良好である。
　また、得られた鋼板から１７ｍｍ角の試験片を切り出し、ＳＫＤ１１製の金型で２×１０５回打ち抜いた時の、試験片の端面のカエリ高さを測定した。カエリ高さが３０μｍ以下であれば打ち抜き加工性は良好である。
　さらに仕上焼鈍板のＰｂ析出物およびＰｂとＣaの複合析出物の個数密度を、薄膜法を用いてＴＥＭで測定した。また、結晶粒径および析出物の粒径については顕微鏡で測定した投影面積から円相当径を計算した。それらの測定結果を表４に示す。
　表４から、鋼板の製造条件を本発明の範囲に制御することにより、鉄損と打ち抜き加工性が両立する無方向性電磁鋼板が得られることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
 

Claims (3)

  1. 質量％で、
    Ｃ　：０．００５％以下、
    Ｓｉ：２．５％以上５．０％以下、
    Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．００５％以下、
    Ａｌ：２．０％以下、
    Ｎ　：０．００５％以下、
    Ｐｂ：０．０００１０％以上０．００２００％以下、及び
    Ｃａ：０．００１０％以上０．０２０％以下
    を含有し、
    任意選択的に、さらに下記Ａ群～Ｅ群のうち少なくとも１群の成分を含有し、
    　Ａ群；Ｍｏ：０．００１～０．０５０％、Ｚｎ：０．００１～０．０１０％、Ｔｉ：０．００１～０．０１０％、Ｓｎ：０．００１～０．２００％、及びＳｂ：０．００１～０．２００％から選ばれる１種以上
    　Ｂ群；Ａｓ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｗ：０．０５０％以下、Ｖ：０．０５０％以下、Ｔａ：０．００２０％以下、Ｃｕ：０．０１～１．０％から選ばれる１種以上
    　Ｃ群；Ｎｉ：０．０１～１．０％、Ｂ：０．００２０％以下から選ばれる１種以上
    　Ｄ群；Ｃｒ：０．０１～３．０％、Ｍｇ：０．０００１～０．００５％、ＲＥＭ：０．００１～０．０５％から選ばれる１種以上
    　Ｅ群；Ｃｏ：０．１０％以下、Ｇｅ：０．０３０％以下、Ｇａ：０．０３０％以下から選ばれる１種以上
    残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    粒径が１０～１００ｎｍであるＰｂ析出物の個数密度が１００個／ｍｍ２以下であり、
    粒径が０．５～５．０μｍであるＰｂ―Ｃａ複合析出物の個数密度が０．１個／ｍｍ２以上１０００個／ｍｍ２以下であることを満たすことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
  2. 質量％で、
    Ｃ　：０．００５％以下、
    Ｓｉ：２．５％以上５．０％以下、
    Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．００５％以下、
    Ａｌ：２．０％以下、
    Ｎ　：０．００５％以下、
    Ｐｂ：０．０００１０％以上０．００２００％以下、
    Ｃａ：０．００１０％以上０．０２０％以下
    を含有し、
    任意選択的に、さらに下記Ａ群～Ｅ群のうち少なくとも１群の成分を含有し、
    　Ａ群；Ｍｏ：０．００１～０．０５０％、Ｚｎ：０．００１～０．０１０％、Ｔｉ：０．００１～０．０１０％、Ｓｎ：０．００１～０．２００％、及びＳｂ：０．００１～０．２００％から選ばれる１種以上
    　Ｂ群；Ａｓ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｗ：０．０５０％以下、Ｖ：０．０５０％以下、Ｔａ：０．００２０％以下、Ｃｕ：０．０１～１．０％から選ばれる１種以上
    　Ｃ群；Ｎｉ：０．０１～１．０％、Ｂ：０．００２０％以下から選ばれる１種以上
    　Ｄ群；Ｃｒ：０．０１～３．０％、Ｍｇ：０．０００１～０．００５％、ＲＥＭ：０．００１～０．０５％から選ばれる１種以上
    　Ｅ群；Ｃｏ：０．１０％以下、Ｇｅ：０．０３０％以下、Ｇａ：０．０３０％以下から選ばれる１種以上
    残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを加熱し熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
    前記熱延鋼板を焼鈍して熱延焼鈍板とする熱延板焼鈍工程と、
    前記熱延焼鈍板に１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
    前記冷延鋼板に仕上焼鈍を施す仕上焼鈍工程と、
    を含み、
    前記熱間圧延工程では、前記鋼スラブの加熱は、１段目を４６０℃以上５４０℃以下で５ｍｉｎ以上とし、２段目を１０６０℃以上１１４０℃以下で２０ｍｉｎ以上とする２段ステップを含み、熱間圧延の仕上げ圧延は、１パス目の入側の鋼板温度を９４０℃以上１１００℃以下とし、１パス目の圧下率を４０％以上とし、
    前記熱延板焼鈍工程では、焼鈍温度を９００℃以上１１００℃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。
  3. 前記鋼スラブは、板厚７０ｍｍ以上２００ｍｍ以下に連続鋳造した薄スラブであることを特徴とする請求項２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。

     
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