WO2006048989A1

WO2006048989A1 - 鉄損に優れた無方向性電磁鋼板

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Publication number: WO2006048989A1
Application number: PCT/JP2005/018392
Authority: WO
Inventors: Masafumi Miyazaki; Wataru Ohashi; Yousuke Kurosaki; Takeshi Kubota; Hiroshi Harada; Tomohiro Konno; Yutaka Matsumoto; Kouichi Kirishiki
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-11-04
Filing date: 2005-09-28
Publication date: 2006-05-11
Anticipated expiration: 2007-05-04
Also published as: TWI279447B; KR20070061576A; KR100912974B1; EP1816226A1; RU2007120509A; US7662242B2; RU2362829C2; DE602005027481D1; EP1816226B1; EP1816226A4; TW200622009A; US20080112838A1

Abstract

質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．１％以上７．０％以下、Ａｌ：０．１％以上３．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、かつ、[Ｓ]で示すＳの質量％、[Ｏ]で示すＯの質量％、[ＲＥＭ]で示すＲＥＭの質量％、[Ｔｉ]で示すＴｉの質量％、及び、[Ｎ]で示すＮの質量％が、［１式］及び［２式］を満たすことを特徴とする鉄損に優れた無方向性電磁鋼板。　［ＲＥＭ］2×［Ｏ］2×［Ｓ］≧１×１０-15 ･･･［１式］　（［ＲＥＭ］2×［Ｏ］2×［Ｓ］）÷（［Ｔｉ］×［Ｎ］）≧１×１０-10 ･･･［２式］

Description

鉄損に優れた無方向性電磁鋼板技術分野

本発明は、モーター鉄芯などに用いられる無方向性電磁鋼板の鉄損を下げて、エネルギーロスを少なくし、電気機器の効率化を図り省エネルギーに寄与すべく、明鉄損、特に歪取焼鈍後の鉄損に優れた無方向性電磁鋼板を提供する。田

より具体的には、本発明は、無方向性電磁鋼板において、 R E M の硫化物に T i Nを十分に複合析出させることにより、鋼中の固溶 T i を減少させ、鋼板の焼鈍の際において低温部に発生しやすい微細な T i Cの析出を抑制し、その結果として、結晶粒成長に優れ、鉄損が低い無方向性電磁鋼板を提供する。背景技術

無方向性電磁鋼板は、結晶粒径が 1 5 0 /x m程度で鉄損が最小となることが知られており、仕上げ焼鈍工程において、結晶粒を成長させる。このため、製品鉄損の観点から、又は、製造の簡略化、高生産性化の観点から、仕上げ焼鈍での結晶粒成長性のより良い鋼板が望まれている。

一方、電磁鋼板は需要家によって打抜き加工されてから鉄心製造に用いられるが、打抜き加工における打抜き精度は結晶粒が細かいほど良く、結晶粒径は、例えば、 4 0 / m以下が好ましい。

そこで、製品板を結晶粒径が細かいまま出荷し、需要家において、打抜き加工した後に、例えば、 7 5 0 °C X 2時間程度の歪取り焼鈍を行って結晶粒を成長させる方策がとられる場合がある。この場合、需要家は、生産性向上のために、低温短時間の歪取り焼鈍でも結晶粒の成長性の良い製品板を要求することが多くなつてきている。

結晶粒成長を阻害する主たる要因のひとつは、鋼中に微細に分散する介在物である。製品中に含まれる介在物の個数がより多くなるほど、また、大きさが小さくなるほど、結晶粒成長が阻害されることが知られている。

即ち、ゼナ一（Z e n e r ) が提示したように、介在物の球相当半径 r と鋼中に占める介在物の体積占有率 ίで表される rノ f 値がよ Ό 小さいほど、結晶粒成長はより悪化する。したがて、結晶粒成長を良好にするためには、介在物の個数をより少な <することは勿 ΡίίΗ

、介在物の大きさをより粗大化することが肝要である。

無方向性電磁鋼板の結晶粒成長を阻害する微細介在物としては、シリカやアルミナなどの酸化物、硫化マンガンなどの硫化物、窒化アルミゃ窒化チタンなどの窒化物などが知られている。

これらの微細介在物を除去又は必要充分なレベルにまで減少させるために、溶鋼段階で高純化を図ればよいことは自明である。

しかし、微細介在物を除去又は必要充分なレベルにまで減少させるために、溶鋼段階で高純化を図ることは、製鋼コストアップが避けられないので、好ましくない。

そこで、別法として、種々の元素を鋼に添加して介在物の無害化を図る方法が幾つか知られている。

酸化物に関しては、技術進歩により、強脱酸元素である A 1 を充分な量添加し、酸化物の浮上除去時間を充分にとることにより、溶鋼段階で酸化物を除去し無害化することが可能となっている。

硫化物に関しては、例えば、特開昭 5 1 — 6 2 1 1 5号公報、特開昭 5 6 — 1 0 2 5 5 0号公報、特開昭 5 9 — 7 4 2 1 2号公報、特許第 3 0 3 7 8 7 8号公報などに開示されているように、脱硫元素である希土類元素（以下、 R E Mと記載する）などの添加によつて、 Sを粗大介在物として無害化する方法が知られている。

また、窒化物に関しても、特許第 1 1 6 7 8 9 6号公報又は特許第 1 2 4 5 9 0 1号公報などに開示されるように、 Bの添加によつて、 Nを粗大介在物として無害化する方法が知られている。

ところが、上述の方法によって、無方向性電磁鋼板の酸化物、硫化物及び窒化物を除去し、又は、粗大介在物化して無害化した上で、仕上げ焼鈍又は歪取り焼鈍を行っても、結晶粒の成長が部分的にばらついて、微細結晶粒と粗大結晶粒が混在するようになり、鉄損が不良となる場合がある。

この原因は、仕上げ焼鈍又は歪取り焼鈍の段階において、固溶していた T i 、 Cに由来する微細な炭化チタン（以下、 T i Cと記載する）が製品板の一部分に析出し、これらが結晶粒の成長を阻害するためであることが明らかになった。以下に、具体的に説明する。無方向性電磁鋼板の仕上げ焼鈍又は歪取り焼鈍は、通常、 1 0 0 0 °C以下の比較的低温で行われる場合が多く、なかでも、歪取り焼鈍は、製品板の表面コーティングの損耗を防ぐために、 7 5 0 °C程度で、又は、さらに低温で行われる。

それ故、そのような低温で結晶粒を充分に成長させるため、 1時間以上の長時間にわたり焼鈍を行うことが余儀なくされている。

このような低温かつ長時間の焼鈍では、製品板の温度が、全面で、常に一定になるように制御することはむずかしく、製品板の一部はより低温となり、別の一部はより高温となるような、温度分布のばらつきが生じることが多い。

ところで、電磁鋼において T i Cが析出するとき、 7 0 0 〜 8 0 0 °Cの範囲内で析出し、特に、 7 5 0 °C以下で活発に析出することが、別途検討により明らかである。

よって、低温かつ長時間の焼鈍において、製品板の温度が比較的高温となった部分では、 T i Cの析出温度を超えているため、 T i Cは析出せず、また、当該部分は高温であるが故に、結晶粒成長速度も速く、従って、当該部分の結晶粒は粗大化する。

一方、製品板の温度が比較的低温であった部分では、 T i Cの析出温度以下となって、焼鈍中に T i Cが析出する。

特に、低温下で生成する T i Cは、低温であるが故に、充分な大きさの T i Cに成長することができず、微細となり、 ft時間の焼鈍中における結晶粒成長を妨げる。

このような場合に析出する T i Cは微細であるため鋼中に含有されている T i量と C量が高々数 p p m程度であって PP晶粒成長を阻するに足る個数の T i Cが析出する場合がある ο

さらに、製品板の温度が比較的低温であつた部分においては、低温であるが故に、結晶粒の成長速度自体が遅く、そのために、微細

T i Cによって結晶粒成長が阻害される効果がより強 <なり、従つて、結晶粒は十分に成長せず、微細なままとなる。

このように、焼鈍温度の低温化、又は、焼鈍温度の不可避的なばらつきにより、電磁鋼板中の T i Cの有無にばらつきが発生し、ひいては、電磁鋼板における結晶粒成長のばらつきが発生することになる。発明の開示

本発明は、仕上げ焼鈍や歪取り焼鈍中の低温部に、従来、なかば不可避的に発生していた微細 T i Cの析出を抑制することにより、結晶粒を充分に成長させ、低鉄損化することが可能な無方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。そして、上記目的を達成する本発明の要旨は、次の通りである。

( 1 ) 質量％で、 C : 0. 0 1 %以下、 S i : 0. 1 %以上 7

. 0 %以下、 A 1 : 0. 1 %以上 3. 0 %以下、 M n : 0. 1 %以上 2. 0 %以下、 N : 0. 0 0 5 %以下、 T i : 0. 0 2 %以下、 R E M : 0. 0 5 %以下、 S : 0. 0 0 5 %以下、〇： 0. 0 0 5 %以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、かつ、 [ S ]で示す Sの質量％、 [〇]で示す〇の質量％、 [R E M]で示す R E Mの質量％、 [丁 1 ]で示す丁 1 の質量％、及び、 [N]で示す Nの質量％が、 [ 1式] 及び [ 2式] を満たすことを特徴とする鉄損に優れた無方向性電磁鋼板。

[R EM] ² X CO] ² X [S ] ≥ 1 X 1 0— ¹⁵ · · · [ 1式]

( [R E M] ² X [〇] ² X [ S ] ) ÷ ( [T i ] X [N] ) ≥ 1 X I 0 -'° … [ 2式]

( 2 ) さらに、質量％で、 P : 0. 5 %以下、 C u : 3. 0 % 以下、 C a又は M g ： 0. 0 5 %以下、 C r ： 2 0 %以下、 N i ： 5. 0 %以下、 S II及び S bの一種又は二種の合計： 0. 3 %以下、 Z r ： 0. 0 1 %以下、 V : 0. 0 1 %以下、 B : 0. 0 0 5 % 以下の一種以上を含有することを特徴とする前記（ 1 ) に記載の鉄損に優れた無方向性電磁鋼板。

( 3 ) さらに、質量％で、 T i ： 0. 0 0 1 5 %以上 0. 0 2 %以下、 R E M : 0. 0 0 0 7 5 %以上 0. 0 5 %以下であり、かつ、 [R E M] で示す R E Mの質量％、及び、 [T i ] で示す T i の質量％が、 [R E M] ÷ [T i ] ≥ 0. 5を満たすことを特徴とする前記（ 1 ) 又は（ 2 ) に記載の鉄損に優れた無方向性電磁鋼板

( 4 ) 無方向性電磁鋼板の中に、亀裂ないし破面を有する径 1 x m以上 5 m以下の R E Mォキシサルフアイドを含有し、かつ、亀裂ないし破面を有する径 1 i m以上 5 /xm以下の R E Mォキシサルフアイドのうち T i Nと結合している R E Mォキシサルフアイドの数の割合が 5 %以上であることを特徴とする前記（ 1 ) 〜（ 3 ) のいずれかに記載の鉄損に優れた無方向性電磁鋼板。

本発明によれば、無方向性電磁鋼板中に析出する微細な T i Cを充分に抑制でき、仕上げ焼鈍や歪取り焼鈍段階での結晶粒成長を良好に維持することが可能となり、充分良好な磁気特性を得ることができる。本発明は、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ものである。図面の簡単な説明

図 1は、本発明の [ 1式] を用いて、鋼中の R E M量、 S量、 O 量、 T i 量、及び、 N量から計算される値と、歪取り焼鈍後の結晶粒径及び鉄損値との相関を示す図である。

図 2は、製品中に含有される径 1 m以上 5 m以下の含 R E M 介在物の個数に対する、亀裂ないし破面を有する含 R E M介在物の個数比率と、焼鈍後の製品の結晶粒径及び鉄損値との相関を示す図である。

図 3は、 R E Mォキシサルフアイドの表面上に T i Nが複合した介在物を示す図である。

図 4は、 R E Mォキシサルフアイドの破面に T i Nが複合した介在物を示す図である。発明を実施するための最良の形態

以下に、本発明の作用メカニズムについて、詳細に説明する。前述の通り、電磁鋼中の硫化物を無害化するに際して R E Mを用いる技術、即ち、 R E M添加により Sを粗大な R E M硫化物に固定するとともに、他の硫化物系介在物を低減する技術は、従来から知られている。

本発明において、 R E Mとは、原子番号 5 7のランタンから 7 1 のルテシゥムまでの 1 5の元素に、原子番号 2 1 のスカンジウムと原子番号 3 9のイットリウムを加えた、合計 1 7 の元素の総称である。

本発明者が、この度、電磁鋼への R E M添加によって起こる現象を仔細に検討した結果、以下、 1 ) 〜 5 ) に示す事実が明らかとなつた。

1 ) 鋼中の R E Mォキシサルファイドは、 R E Mサルファイドよりも T i Nの複合析出能が高い。

2 ) 鋼中の R E M、〇、 Sの成分量を適正な範囲内とすることにより、鋼中で R EMォキシサルファイドを十分に形成させることができる。

3 ) さらに、 T i及び Nの成分量を適正な範囲内とすることにより、 R E Mォキシサルファイドの表面上に、 T i Nを十分に複合析出させることができる。

4 ) さらに、含 R E M介在物が亀裂ないし破面を有するとき、その亀裂ないし破面に、優先的に T i Nが複合析出する。

5 ) 上記のように、鋼中の T i を、 T i Nの形で; EMォキシサルファイドに多量に複合析出させて固定することにより、仕上げ焼鈍や歪取り焼鈍中の低温部に、従来、なかば不可避的に発生していた微細 T i Cの析出を抑制することができ、結晶粒の成長が良好な低鉄損無方向性電磁鋼板を得ることができる。

これらの事実について、以下に詳細に説明する。

R E Mは、鋼中で種々の元素と反応して介在物を形成するが、その一例として、 R EMォキシサルファイド、 R E Mサルファイド、又は、 R E Mォキサイドなどがある。

これらの R EM介在物の結晶構造と T i Nの結晶構造には類似する点が多いので、鋼中にこれらの R E M介在物が存在した場合、図 2 に示すように、 R E M介在物に対して幾何学的に整った形で、 T i Nが複合析出する場合がある。

特に、 R E M介在物の中でも、 R E Mォキシサルファイドの結晶構造と T i Nの結晶構造には、特に類似する点が多いので、両者の複合析出は、他の R E M介在物との複合析出よりも頻繁であり、しかも、より強固である。

一方、 T i Cと R E Mォキシサルファイドについては、それらの結晶構造が、 T i Nと R E Mォキシサルファイドの結晶構造の類似ほどに類似していないので、 T i Cが R E Mォキシサルフアイドに複合析出することは稀である。

ところで、 T i Nの析出開始温度は 1 2 0 0〜： L 3 0 0 °Cであり、また、 T i Cの析出開始温度は 7 0 0〜 8 0 0 °Cであり、特に、 7 5 0 °C以下で活発に析出を開始することが、別途の検討により明らかである。

このため、銬造の冷却過程、又は、スラブ再加熱後の冷却過程等のような比較的高温の状態において、 T i は、 T i Nとして R E M ォキシサルファイドと複合析出し、固定される。

一旦、 T i が T i Nとして固定されると、その後の製品板の仕上げ焼鈍、又は、打抜き加工後の歪取り焼鈍のような比較的低温の状態で、 T i Nが再溶解することはないので、製品板に T i Cの析出に必要な T i がなくなり、よって、 T i Cが析出することはない。

よって、鋼中に R E Mォキシサルフアイドが、他の R E M介在物よりも選択的に生成し、かつ、 T i Nがこれに複合析出できる適切な条件にしておけば、 T i を、 R E Mォキシサルファイド上に複合析出した T i Nの形態で固定でき、 T i Cによる結晶粒成長阻害作用を減じることができる

R E Mォキシサルフアイドの析出は、成元素である R E Mと〇と Sの溶解度積に関連する。即ち、 R E Mォキシサルファイドの析出のためには、鋼中の R E M量、〇量、及び、 S量の積の形で表される値（溶解度積）が、所定の値を上回ることが必要である。

一方、 T i に関しては、 T i Nが析出し十分に成長することが必要であり、特に、鋼中の T i を T i Nとして固定しきるためには、

T i Nの成長に足る T i と Nが鋼中に充分含有されていることが必要である。

T i Nの析出は、ネ冓成元素である T i と Nの溶解度積に関連する即ち T i Nの析出のためには、鋼中の T i量と N量の積の形で表される溶解度積が所定の値を上回ることが必要である。

ただし、鋼中の T i と N量の積の形で表される値を大き <するために鋼中の T i 量ないし N量を過剰となるように調整した場口ゝ鋼中の全ての T i ないし Nが T i Nとして R E Mォキシサルフアイド上に固定しきれずに、 T i Nを形成し損ねた余剰 T i ないし余剰 Nが残存してしまう。それにより、 T i Cないし A 1 Nなどの析出物が生成し、かえって、結晶粒成長が阻害される場合がある。

従って、 T i と Nの溶解度積は、 R E Mと 0と Sの溶解度積に対して、ある一定値以下の比率に押さえる必要がある。

ところで、鋼中の R E Mォキシサルファイドは、鋼より硬度が低いので、鋼が圧延や鍛造等の加工を受けると、延伸するか、又は、破砕して、亀裂ないし破面を生じる場合がある。

加工の後に、 R E Mォキシサルファイドがどのような形態をとり、どの程度の亀裂ないし破面を有するかは、加工条件などに応じて種々である。ただし、通常の電磁鋼板の製造方法によると、鋼中の R E Mォキシサルフアイドのうち 1 / 3以上に亀裂ないし破面が存在する場合が多い。

鋼が、上記のような加工を受ける前の R E Mォキシサルフアイドの表面には、 T i N以外の化合物 (例えば、 A 1 Nなど）が結合し、該表面を覆っている場合がある。しかし、上記のような加工によつて、 R E Mォキシサルファイドの表面に、亀裂ないし破面が生じたときには、亀裂ないし破面には T i N以外の化合物が結合していないので、 T i Nが核生成し易い。

このため、 R E Mォキシサルフアイドの亀裂ないし破面には、 R E Mォキシサルフアイドの亀裂ないし破面以外の表面に比べて、 T i Nが複合析出し易い。

図 3に示す R E Mォキシサルフアイドは、球形の R E Mォキシサルファィドの表面に T i Nが結合したものである。また、図 4に示す R E Mォキシサルフアイドは、元来球形であった R E Mォキシサルファィドが、縦半分に破断した半球形であり右側の破面に多数の T i Nが結合したものでめ。

図 3 と図 4の比較から明らかなように、 R E Mォキシサルフアイの亀裂ないし破面には、亀裂ないし破面以外の表面に比べて、より多数の T i Nが積層するように結合し、 T i Nがより大きく成長してい Ό

のように、 R E Mォキシサルフアイドの亀裂ないし破面には、亀裂ないし破面以外の表面に比べて、より大きく、かつ、より多数の T i Nが結合する。

即ち、亀裂ないし破面を有する R E Mォキシサルファイドは、亀裂ないし破面のない R E Mォキシサルフアイドに比べて、 T i の固定量がより多く、 T i C析出の抑制効果がより強力であることを、本発明者は新規に知見した。また、さらに、亀裂ないし破面を有する R E Mォキシサルフアイドのうち、ある個数割合以上の R E Mォキシサルファイドに T i N が複合析出すれば、 T i がより充分に固定されることとなり、焼鈍中の T i Cの析出抑制効果がより強化されることを、本発明者は併せて新規に知見した。

なお、亀裂ないし破面のない R E Mォキシサルファイドにも T i Nが複合析出するが、それによる T i の固定量は、上述の通り、亀裂ないし破面を有する R E Mォキシサルファイドより少ない。

よって、 T i C析出の抑制効果を考えると、亀裂ないし破面を有する R E Mォキシサルファイドを鋼中に含有していることがより有利である。

このような亀裂ないし破面を有する R E Mォキシサルファイドは、上記の通り、鋼の加工により、破断以前に略球形であった R E M ォキシサルフアイドが破断して得られるものである。

ただし、上述の通り、通常の電磁鋼板の製造方法によると、鋼中の R E Mォキシサルフアイドのうち、およそ 1 3以上に亀裂ないし破面が存在する場合が多いが、それ以外のものは、鋼の加工を行つても、亀裂ないし破面を有する R E Mォキシサルフアイドとはならずに、破断以前に略球形であった R E Mォキシサルフアイドのまま、鋼中に残存して混在することがある。

なかでも、含 R E M介在物の怪が 1 mを下回ると、亀裂ないし破面が入り難く、一方、径が 5 mを超える含 R E M介在物は、延伸や破砕によって、径 5 m以下になる場合が多い。

よって、上述の、亀裂ないし破面を有する R E Mォキシサルファィドの個数割合については、径が 1 mから 5 / mのものについて考慮すればよい。ここで、径とは、球相当直径のことを意味している。以上を鑑み、本発明者が鋭意検討した結果、 [S]で示す Sの質量 %、 [〇]で示す〇の質量％、 [R E M]で示す R E Mの質量％、 [T 1 ]で示す丁 1 の質量％、及び、 [N]で示す Nの質量％力 [ 1式 ] 及び [ 2式] を満たす場合に、鋼中に R E Mォキシサルフアイドが生成され、かつ、 R E Mォキシサルファイドの表面に T i Nが複合析出して、 T i が T i Nとして固定され、 T i Cの生成が抑制されることを見出した。

[R E M] ² X [〇] ² X [ S ] ≥ 1 X 1 0 - ¹⁵ ' · · [ 1式]

( [R E M] ² X [〇] ² X [S ] ) ÷ ( [T i ] X [N] ) ≥ 1 X I 0一¹⁰ · · · [ 2式] さらに、鋼中に亀裂ないし破面を有する R E Mォキシサルフアイドが含有されている場合に、径 1 xm以上 δ ^ πι以下の亀裂ないし破面を有する R E Mォキシサルファイドのうち、 T i Nと結合する R E Mォキシサルフアイドの個数の比率が 5 %以上であるとき、より多量の T i力、 R E Mォキシサルフアイド上に T i Nとして固定され、 T i Cの生成を抑制する効果がより一層強化されることを見出した。

なお、鋼中の T i 量が過剰な場合には、鋼中の全ての T i 力 S、 T i Nとして含 R E M介在物に固定されるわけではなく、 T i Nを形成し損ねた余剰の T i が残存し、それにより、 T i Cが生成することがある。

従って、 T i量は、 R E M量に対して、ある一定値以下の比率に押さえる必要があると推察される。

そこで、本発明者が鋭意検討の結果、鋼中に亀裂ないし破面を有する含 R E M介在物が含有されている場合に、径 l ^ m以上 5 m 以下の亀裂ないし破面を有する含 R E M介在物のうち、 T i Nと結合する含 R EM介在物の個数の比率が 5 %以上であり、かつ、 [R E M] で示す R E Mの質量％、及び、 [T i ] で示す T i の質量％が、 [R EM] ÷ [T 1 ] ≥ 0. 5 を満たすときに、 T i 力 S、含 R E M介在物に T i Nとして充分に固定され、 T i Cの生成がより抑制されることを見出した。

以下に、上記で述べた適正な成分範囲について、具体的に、表 1 、表 2、及び、図 1〜図 4を用いて説明する。

質量％で、 C : 0. 0 0 2 6 %、 S i : 3. 0 %、 A 1 : 0. 5 9 %、 M n ： 0. 2 1 %を含有し、〇、 S、 T i 、 N、及び、 R E Mの含有量を表 1 に示す通りに種々変更した鋼を連続铸造し、熱間圧延し、熱延板焼鈍し、厚さ 0. 3 5 mmに冷間圧延し、 8 5 0 °C X 3 0秒の仕上げ焼鈍を施し、絶縁皮膜を塗布して製品板を作成した。製品板の結晶粒径は、いずれも、 3 0〜 3 4 mの範囲内にあつた。

次に、これら製品板に、従来、一般的に行われる歪取り焼鈍より短時間の 7 5 0 °C X 1. 5時間の歪取り焼鈍を施した。その後に、介在物、結晶粒径、及び、磁気特性の調査を行った。その結果を表 2 に示す。

なお、表 2において、「 broken R E M inclusions with T i N (%) J とは、亀裂ないし破面を有する R E Mォキシサルファイドのうち、径 1 m以上 5 m以下のサイズのものにおける T i Nが複合析出しているものの割合をいう。

また、鋼中の R E Mォキシサルファイドの全個数に対する、亀裂ないし破面を有する R E Mォキシサルフアイドの個数の割合は、 3 5〜 6 5 %の範囲内にあった。表 1

表 2

—： not measured n.a.: not applicable

N o . 1〜 7 に示すように、鋼の [R EM] ² X [O] ² X [ S ] 値が [ 1式] の範囲内にあり、かつ、（ [R E M] ² X CO] ² X [ S ] ) ÷ ( [T i ] X [N] ) 値が [ 2式] の範囲内にある場合には、歪取り焼鈍を施した後の結晶粒径は、 5 9〜 7 2 mと充分に粒成長し、磁気特性（鉄損： W15Z50) は 1. 8 5〜 1. 9 4 WZ k gと良好であった。

これらの鋼中には R E Mォキシサルファイドが存在し、また、図 3及び図 4に示すように、 R E Mォキシサルフアイドの表面に T i Nが複合析出していた。また、焼鈍後で T i Cは発生していなかつた。

以上の結果から、製品の成分値が本発明で規定する範囲内にある場合には、鋼中の R E Mが R E Mォキシサルファイドを形成し、その上に T i Nが複合析出して T i が固定されて、 T i Cの生成が抑制されることが明らかである。

また、なかでも、 N o . 2〜 5に示すように、鋼板中に、径 1 m以上 5 m以下であって、亀裂ないし破面を有する R E Mォキシサルファイドを含有し、かつ、そのうち、 T i Nと結合している R E Mォキシサルファイドの個数の割合が 5 %以上である場合には、歪取り焼鈍を施した後の結晶粒径は、 6 6〜 7 2 X mとより一層粒成長し、磁気特性（鉄損： W 15 50) は、 1. 8 5〜： L . 9 0 WZ k gと一層良好であった。

これらの鋼中には、 R EMオキサイド、 R E Mサルファイド、又は、 R E Mォキシサルファイドが存在しており、その内、径 l ^ m 以上 5 m以下の亀裂ないし破面を有する介在物には、図 4に示すように、より多量の T i Nが結合した R E Mォキシサルフアイドが観察され、 T i の固定がより一層強化されたことが明らかである。また、焼鈍後の製品には T i Cは発生していなかった。

なお、図 2 に示すように、亀裂ないし破面を有する径 1 m以上 5 m以下の R E Mォキシサルフアイドのうち T i Nと結合する R EMォキシサルフアイドの数の割合が 5 %以上であることが重要であるが、この割合は、大きいほどその効果がより顕著になり、 2 0 %以上が好ましく、 3 0 %以上がさらに好ましい。

N o . 1 1〜 1 3に示す例は、 [R E M] ² X [〇] ² X [S ] 値が [ 1式] の範囲外にある場合である。これらの鋼中には、 R E M ォキシサルファイドは観察されなかった。また、 T i Cが観察され、これにより結晶粒成長が阻害され、歪取り焼鈍を施した後の結晶粒径は 3 4〜 3 6 mに留まり、 W15/50値は 2. 3 W/ k g前後であり、不良であった。

この場合、鋼中に R E Mォキシサルフアイドが観察されず、よつて、 R E Mォキシサルフアイドの表面に T i Nが複合析出して T i を固定することがなく、 T i は T i Cとして歪取り焼鈍中に析出し、結晶粒成長を阻害した。

以上によって、 [R E M] ² X [〇] ² X [ S ] 値が [ 1式] の範囲内にあることが必要であることが明らかとなった。

N o . 8〜 1 0に示す例は、 [R EM] ² X [〇 ] ² X [ S ] 値が [ 1式] の範囲内にあり、かつ、 ( [R E M] ² X [O] ² X [ S ] ) ÷ ( [T i ] X [Ν] ) 値が [ 2式] の範囲外にある場合であるこれらの鋼中には、 R E Mォキシサルファイドが観察された。しかし、 R E Mォキシサルフアイドの表面に T.i Nは観察されなかつた。また、 T i Cが観察され、これにより結晶粒成長が阻害され、歪取り焼鈍を施した後の結晶粒径は 3 7〜 4 1 mに留まり、 W15 /50値は 2. 2〜 2. 3 k g程度であり不良であった。

この場合、鋼中に R EMォキシサルフアイドが生成したものの、その表面に T i Nを複合析出させて T i を固定するには至らず、 T i は、 T i Cとして歪取り焼鈍中に微細分散析出し、結晶粒成長を阻害した。

以上によって、 [R E M] ² X [0] ² X [ S ] 値が [ 1式] の範囲内にあり、かつ、（ [R EM] ² X [〇] ² X [S ] ) ÷ ( [T i ] X [N] ) 値が [ 2式] の範囲内にあることが必要であることが明らかとなった。

なお、ここで特記すべきは、例えば、 N o . 1 1などのように、 T i 量が少ない場合に、かえって、 T i Cが生成する場合があることである。

従来知見によると、 T i 量は極力少ないほうが好ましいので、多大な労力を払ってでも、鋼中への T i の混入防止が必要とされていたが、本発明の場合には、低 T i化に対する多大な労力を必要とせず、場合によっては積極的に T i を添加して、不可避的に混入する T i 量よりも鋼中の T i 量を高めるなどして、 R EMォキシサルフアイドの表面に T i Nを積極的に複合析出せしめるのである。

本発明においては、この複合析出により T i を固定し、焼鈍中に T i Cが析出することをなくし、良好な製品特性を安定的に得ることが可能となる。

また、 [R EM] で示す R EMの質量％、及び、 [T i ] で示す丁 1 の質量％が、 [R E M] ÷ [T i ] ≥ 0. 5の範囲内に入る N o . 1、 2、及び、 7の場合には、歪取り焼鈍を施した後の結晶粒径は 6 7〜 7 2 mと充分に粒成長し、磁気特性（鉄損： W 15/50 ) は 1. 8 7〜： 1. 9 2 W/k gと良好であった。

なお、以上の結果は、歪取り焼鈍を、従来、一般的に行われている歪取り焼鈍より短時間で行った結果であるが、従来レベルの歪取り焼鈍を行った場合には、微細介在物のピン止め作用による結晶粒成長の差がより顕著となるので、以上述べた結晶粒成長性、及び、鉄損の適 · 不適が一層明確になることは言うまでもない。

また、以上、特に T i Cの影響が出やすい打抜き加工後の歪取り焼鈍における結晶粒成長性で説明したが、打抜き加工前の冷延板の仕上げ焼鈍工程でも同様である。

また、 R E Mの元素であれば、 1種だけ用いても、 2種以上の元素を組み合わせて用いても、本発明で規定する範囲内であれば、上記の効果は発揮される。

次に、本発明における成分組成の好ましい含有量の限定理由について説明する。

[C] ： Cは、磁気特性に有害となるばかりか、 Cの析出による磁気時効が著しくなるので、上限を 0. 0 1質量％とした。下限は 0質量％を含む。

[S i ] ： S i は鉄損を減少させる元素である。下限の 0. 1質量％より少ないと、鉄損が悪化するので、下限を 0. 1質量％とした。また、上限の 7. 0質量％を超えると、加工性が著しく不良となるので、上限を 7. 0質量％とした。

なお、 S i は、鋼中の T i の活量を上げる効果を有するので、 S iがより高いと、 T i析出物の生成がより活発化し、 R EMォキシサルフアイドへの T i Nの複合析出がより促進され、 R EMォキシサルファイド 1個当たりに固定される T i量が増加し、鋼中の微細な T i析出物の個数密度がより減少する。

この効果は、 S i量の概ね二乗に比例するので、 S i 量は、より高いほうが好ましい。具体的には、鋼中における径 1 0 0 n m以下の微細 T i析出物の個数密度が、 S i量が 2. 2質量％の場合に、 1 X 1 0⁹個/ mm³以下となり、 S i量が 2， 5質量％の場合に、 5 X 1 0⁸個 Zmm³以下となる。

よって、 S i 量の下限値は、 2. 2質量％が好ましく、 2. 5質量％がさらに好ましい。

また、 S i 量の上限としてより好ましい値は、冷延性がより良好な 4. 0質量％である。上限値が 3. 5質量％であれば、冷延性が —層良好となって、一層好ましい。

[A 1 ] ： A 1 は、 S i 同様に鉄損を減少させる元素である。下限の 0. 1質量％未満では鉄損が悪化し、上限の 3. 0質量％を超えるとコストの増加が著しい。 A 1 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. 6質量％とする。

[M n ] ： Mnは、鋼板の硬度を増加させ、打抜性を改善するために、 0. 1質量％以上添加する。なお、上限の 2. 0質量％は、経済的理由によるものである。

[N] ： Nは、 A 1 Nや T i Nなどの窒化物となり鉄損を悪化させる。 Nは、 R E M介在物に T i Nとして固定されるものの、その実用上の上限として、上限を 0. 0 0 5質量％とした。

なお、上記の理由により、上限として、好ましくは 0. 0 0 3質量％、より好ましくは 0. 0 0 2 5質量％、さらに好ましくは 0. 0 0 2質量％である。

また、前記の理由により、 Nはできる限り少ないほうが好ましいが、 0質量％に限りなく近づけるには、工業的な制約が大きいので、下限を 0質量％超とする。

なお、実用上の下限として、 0. 0 0 1質量％を目安とし、 0. 0 0 0 5質量％まで下げると、窒化物が抑制されて、より好ましく、さらに、 0. 0 0 0 1質量％まで下げると、さらに好ましい。

[T i ] ： T i は、 T i Cなどの微細介在物を生成し、粒成長性を悪化させ、鉄損を悪化させる。 T i は、 R E Mォキシサルフアイドに T i Nとして固定されるものの、その実用上の上限として、上限を 0. 0 2質量％とした。

なお、上記の理由により、上限として、好ましくは 0. 0 1質量 %、より好ましくは 0. 0 0 5質量％である。また、 T i は、粒成長性を悪化させる元素であるので、少ないほうが好ましく、下限は 0質量％超である。しかし、前述の通り、 T i 量が過少な場合には、 R E Mォキシサルフアイドへの固定効果が発揮されない場合がある。

よって、 T i 量が、前記の評価式 [ 2式] を満たすとき、 T i量が 0. 0 0 1 2質量％を超えていれば、 R E Mォキシサルファイドへの固定効果がより確実になるので好ましく、さらに 0. 0 0 1 5 質量％を超えれば、より好ましく、さらに 0. 0 0 2質量％以上であれば、一層好ましく、さらに 0. 0 0 2 5質量％以上であれば、より一層好ましい。

[R E M] ： R E Mは、ォキシサルフアイドを形成して S を固定し、 R E Mォキシサルフアイド以外の微細サルフアイドの生成を抑制する。また、 T i Nの複合生成サイトとなり、 T i の固定効果を発揮する。

このため、 T i 量に応じた所用量を上回る含有量が必要となるが、 0. 0 0 1質量％以上であれば、前述の効果がより確実となって好ましく、 0. 0 0 2質量％以上がより好ましく、 0. 0 0 2 5質量％以上がさらに好ましく、 0. 0 0 3質量％以上が、一層好ましい。

なお、上限値の 0. 0 5質量％を超えた溶鋼を铸造するとき、溶鋼中の R EMォキシサルフアイドが過多となって、铸造装置内の溶鋼流路の耐火物壁面に、 R EMォキシサルファイドが多数付着し、溶鋼流路が閉塞する場合がある。この理由により、 R EMの上限値を 0. 0 5質量％とする。

[ S ] ： Sは、 M n S等の硫化物となり、粒成長性を悪化させ、鉄損を悪化させる。 Sは、 R EMォキシサルファイドとして固定されるものの、その実用上の上限として、上限を 0. 0 0 5質量％とした。

また、前記の理由により、 Sは、できる限り少ないほうが好ましいが、 0質量％に限りなく近づけるには工業的な制約が大きく、また、 R E Mォキシサルファイドの形成に必要であるので、下限を 0 質量％超とした。

なお、下限は、経済性などを考慮した実用上の下限として、 0 . 0 0 0 5質量％を目安とする。

[〇] : 〇は、 0 . 0 0 5質量％より多く含有されていると、酸化物が多数生成し、この酸化物によって、磁壁移動や結晶粒成長が阻害される。よって、〇は、 0 . 0 0 5質量％以下とすることが好ましい。

また、前記の理由により、〇は、できる限り少ないほうが好ましいが、 0質量％に限りなく近づけるには工業的な制約が大きく、また、 R E Mォキシサルファイドの形成に必要であるため、下限を 0 質量％超とした。

以上、述べた成分以外の元素で、本発明鋼の効果を大きく妨げない元素であれば、本発明鋼に含有されていてもよい。

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よいので、すべて 0質量％超とする。

[ P ] ： Pは、材料の強度を高め、加工性を改善する。ただし、過剰な場合は冷延性を損ねるので、 0 . 5質量％以下、さらには、 0 . 1質量％以下が好ましい。

[ C u ] ： C u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。ただし、過剰な場合は、製品板の表面にへゲ疵などが発生して表面品位を損ねるので、 3. 0質量％以下、さらに、 0. 5質量％以下が好ましい。 -

[ C a ] 及び [M g ] : C a及び M gは、脱硫元素であり、鋼中の S と反応してサルファイドを形成し、 Sを固定する。しかし、 R E Mと異なり、 T i Nを複合して析出させる効は小さい。

添加量を多くすれば、脱硫効果が強化される ^、上限の 0. 0 5 質量％を超えると、過剰な C a及び M gのサルフアイドにより粒成長が妨げられる。よって、 0. 0 5質量％以下 S好ましい。

[C r ] ： C r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。ただし、過剰な添加はコスト高となるので、 2 0 質量％を上限とした。

[N i ] ： N i 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。ただし、過剰な添加はコスト高となるので、 5. 0質量％を上限とした。好ましくは 1 . 0質量％が Jt限である。

[ S n ] 及び [S b ] ： S n及び S bは、偏析元素であり、磁気特性を悪化させる（ 1 1 1 ) 面の集合組織の形成を阻害し、磁気特性を改善する。

これら元素は、 1種だけ用いても、 2種を組み合わせて用いても、上記の効果を発揮する。ただし、 0. 3質量％を超えると冷延性が悪化するので、 0. 3質量％を上限とした。

[Z r ] ： Z r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。よって、できる限り低減して、 0. 0 1質量 %以下とすることが好ましい。

[V] ： Vは、窒化物又は炭化物を形成し、磁壁移動や結晶粒成長を阻害する。このため、 0. 0 1質量％以下とすることが好ましい。

[B ] ： Bは、粒界偏析元素であり、また、望化物を形成する。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。よって

、できる限り低減して、 0. 0 0 5貧量％以下とすることが好ましい。

以上の他にも公知の元素を添加することが可能である。例えば、磁気特性を改善する元素として B i 、 G eなどを、所用の磁気特性に応じて適宜選択して用いればよい。

次に、本発明における好ましい製造条件及びその規定理由について説明する。まず、製鋼段階において、転炉や 2次精鍊炉などの常法により精鍊する際、スラグの酸化度、即ち、スラグ中の（ F e 〇 + M n 0 ) の質量比を 1. 0〜 3. 0 %とすることが好ましい。

この理由は、スラグの酸化度が 1 . 0 %未満であれば、電磁鋼の S i 量の範囲内では、 S i の影響により T i の活量が上がるため、スラグからの復 T i を有効に防止し維く、鋼中の T i 量が不必要に上がり、一方、スラグの酸化度が 3 . 0 %超であれば、スラグからの酸素供給によって溶鋼中の R E M キシサルファイドが不必要に酸化されて R E Mォキサイドとなり、鋼中 Sの固定が不十分となるからである。

さらに、製鋼段階において、スラグの塩基度、即ち、スラグ中の S i 〇₂の質量％に対する C a〇の質量％の比率を、 0. 5〜 5 とすることが好ましい。

この理由は、スラグの塩基度が 0.. 5未満であれば、スラグからの復 T iが多くなつて、鋼中の T i 量が不必要に上がり易くなり、 T i を固定するための R EM添加量力 S多くなり、一方、スラグの塩基度が 5を超えると、スラグからの復 Sが多くなつて、鋼中の S量が不必要に上がり易くなり、 S を固定するための R E M添加量が多くなり、いずれも、経済的に不利になるからである。

また、炉材耐火物などを吟味して、外来性の酸化源を極力排除することも重要である。さらに、また、 R E M添口時に不可避的に生成する R E Mォキサイドの浮上に充分な時間を確保するため、 R E M添加から铸造までの時間を 1 0分以上おくことが好ましい。

以上述べた対策によって、所望の組成の溶鋼を溶製した後、連続铸造、又は、インゴット铸造により、スラブ等の鍀片を踌造する。

この後、さらに、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍をし、一回又は中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延により製品厚に仕上げ、次いで、仕上げ焼鈍をし、絶縁皮膜を塗布する。

以上述べた方法により、製品板中の介在物を、本発明で規定する範囲内に制御することが可能となる。

このとき、熱間圧延の圧下率をより高くすると、鋼中の含 R E M 介在物がより延伸又は破砕し易く、亀裂ないし破面がより生じ易く、好ましい。

なお、圧下率の配分を、圧延の後段側でより高めるように調整すると、鋼中の含 R E M介在物に亀裂ないし破面; 6 入るように、せん断力がより効果的に作用するので好ましい。

このとき、製品の板厚は既定であるため、圧下率をより上げるためには、より厚いスラブが必要となる。従って、所用のスラブ厚に下限値が存在することとなる。

無方向性電磁鋼板の一般的な製品板厚が 0. 2〜 0. 7 mm程度であることを鑑みると、スラブ厚は 5 0 mm以上が好ましく、 8 0 mm以上であればより好ましく、 1 0 0 mm以上であればさらに好ましく、 1 5 0 mm以上であれば、一層好ましレ

また、含 R E M介在物の亀裂ないし破面に Τ ΐ Νが複合析出するときに、亀裂ないし破面を有する径 1 m以上 5 m以下の含 R E M介在物の数の 5 %以上に T i Nが結合するよに、温度履歴を調整することができる。例えば、 1 0 0 0 °C以上の温度範囲に 1 5分以上保持する。

(実施例）

質量％で、 C : 0. 0 0 2 6 %、 S i : 3. 0 %、 A 1 : 0. 5 9 %、 n ： 0. 2 1 %を含有し、〇、 S、 T i、 1M、及び、 R E Mの含有量を表 1 に示す通りに種々変更した鋼を連竊铸造し、熱間圧延し、熱延板焼鈍し、厚さ 0. 3 5 mmに冷間圧延した。

次いで、 8 5 0 °C X 3 0秒の仕上げ焼鈍を施し、絶縁皮膜を塗布して製品板を製造し、さらに、 7 5 0 °C X 1 . 5時問の歪取り焼鈍を施した後に、製品板中の介在物調査、結晶粒径調査、及び、 2 5 c mェプス夕イン法による磁気特性調査を行った。

介在物調査は、レプリカ法によって介在物を抽出した後、 T E M を用いて観察し、結晶粒径は、板厚断面を鏡面研磨し、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。表 1及び表 2から明らかなように、本発明に準拠する製品板においては、結晶粒成長及び鉄損値に関して良好な結果が得られている。一方、本発明で規定する範囲外の製品板においては、結晶粒成長及び鉄損値が劣る結果が得られている。産業上の利用可能性

以上説明した通り、無方向性電磁鋼板中に内包される介在物を適正に制御することにより、簡易な焼鈍でも、安定して良好な磁気特性を得ることができる。

特に、簡易な歪取り焼鈍でも、安定して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することができる。

よって、本発明は、電磁鋼板に係る産業において利用可能性が大きいものである。

Claims

1 . 質量％で、 C : 0. 0 1 %以下、 S i : 0 . 1 %以上 7 . 0 %以下、 A 1 : 0. 1 %以上 3 . 0 %以下、 M n : 0 . 1 %以上 2 . 0 %以下、 N : 0 . 0 0 5 %以下、 T i ： 0 . 0 2 %以下、 R E ： 0. 0 5 %以下、 S : 0. 0 0 5 %以 IF、 0 : 0 . 0 0 5 %

口以青

下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、かつ、 [S ]で示す Sの質量％、 [〇]で示す〇の質量％、 [R E M]で示す R E M の質量％、 [丁门で示す丁 1 の質量％、及び、 [N]で示す Nの質量 %が、 [ 1式] 及び [ 2式] を満たすことを特徴とする鉄損に優れた無方向性電磁鋼板。囲

[R E M] ² X [〇] ² X [ S ] ≥ 1 X 1 0 - ^{1 5} · · · [ 1式]

( [R E M] ² X [〇] ² X [ S ] ) ÷ ( [ T i ] X [N] ) ≥ 1 X I 0 -'° … [ 2式]

2. さらに、質量％で、 P : 0. 5 %以下、 C u ： 3 . 0 %以下、 C a又は M g ： 0. 0 5 %以下、 C r ： 2 0 %以下、 N i ： 5. 0 %以下、 S n及び S bの一種又は二種の合計： 0 . 3 %以下、 Z r ： 0. 0 1 %以下、 V : 0. 0 1 %以下、 Β ·· 0 . 0 0 5 %以下の一種以上を含有することを特徴とする請求の範囲 1 に記載の鉄損に優れた無方向性電磁鋼板。

3. さらに、質量％で、 T i ： 0 . 0 0 1 5 %以上 0. 0 2 %以下、 R EM : 0. 0 0 0 7 5 %以上 0. 0 5 %以下であり、かつ、

[R E M] で示す R E Mの質量％、及び、 [T i ] で示す T i の質量％が、 [R E M] ÷ [T i ] ≥ 0 . 5を満たすことを特徴とする請求の範囲 1又は 2 に記載の鉄損に優れた無方向性電磁鋼板。

4. 無方向性電磁鋼板の中に、亀裂ないし破面を有する径 1 m 以上 5 m以下の R E Mォキシサルファイドを含有し、かつ、亀裂ないし破面を有する径 1 z m以上 5 以下の R E Mォキシサルフアイドのうち T i Nと結合している R E Mォキシサルファドの数の割合が 5 %以上であることを特徴とする請求の範囲 1〜 3 のいずれかに記載の鉄損に優れた無方向性電磁鋼板。