JP2019508574A - 無方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】添加される合金元素量を限定して析出物が大きく成長するようにし、結晶粒成長と磁化中の磁区の移動を容易にすることによって、磁性を向上させた無方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供する。【解決手段】本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｓｉ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．１５〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．２％以下（０％は除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００１％〜０．００６％、Ｔｉ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｏ：０．００５％以下（０％は除く）並びに残部はＦｅ及びその不可避的不純物からなり、下記数１を満足し、析出物のうち酸化物の平均大きさが非酸化物の平均大きさに比べて大きいことを特徴とする。【数１】（但し、数１において、［Ｓｉ］、［Ａｌ］及び［Ｍｎ］は、それぞれＳｉ、Ａｌ及びＭｎの含有量（質量％）を示す。）【選択図】なし
Description
本発明は、無方向性電磁鋼板及びその製造方法に係り、より詳しくは、添加される合金元素量を限定して析出物が大きく成長するようにし、結晶粒成長と磁化中の磁区の移動を容易にすることによって、磁性を向上させた無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関する。
無方向性電磁鋼板は、モータ、発電機などの回転機器と小型変圧機などの静止機器において鉄心用材料として用いられ、電気機器のエネルギ効率を決定することにおいて重要な役割を果たす。したがって、最近、エネルギの節減、電気機器の小型化などにおいて、電気機器の効率向上が求められており、これは、無方向性電磁鋼板の特性改善に対する要求につながっている。電磁鋼板の特性としては、代表的に鉄損と磁束密度が挙げられ、鉄損は小さく、磁束密度は高いほど良いが、これは鉄心に電気を付加して磁場を誘導する時、鉄損が低いほど熱で損失されるエネルギを減らし得、磁束密度が高いほど同じエネルギでより大きい磁場を誘導できるからである。したがって、エネルギの節減、エコ製品の需要増加に対応するためには、鉄損は低く、磁束密度は高い無方向性電磁鋼板の製造技術の開発が必要である。
無方向性電磁鋼板の磁気的性質のうち、鉄損を改善するための代表的な方法としては、大きく厚さを薄くする方法と、Ｓｉ、Ａｌなどの比抵抗が大きい元素を添加させる方法がある。しかし、厚さの場合、使用される製品の特性に応じて決定され、厚さが薄いほど生産性低下及び原価増加という問題を有している。一般的な素材の電気比抵抗増加による鉄損減少方法である比抵抗が大きい合金元素のＳｉ、Ａｌ、Ｍｎなどを添加する方法においても合金元素を添加すると、鉄損は減少するが、飽和磁束密度の減少によって磁束密度の減少もまた避けられない矛盾を有している。また、Ｓｉの添加量が４％以上になれば、加工性が低下して冷間圧延が困難になり、生産性が落ち、Ａｌ、Ｍｎなども多く添加されるほど圧延性も低下し、硬度が増加し、加工性も落ちる。したがって、これら添加元素を最も適切に添加して原価を低くし、かつ磁性を向上させる技術が必要である。
一方、鋼の中には添加元素であるＦｅ、ＳＩ、Ａｌ、Ｍｎなどと不可避的に添加される不純物元素であるＣ、Ｓ、Ｎ、Ｏ、Ｔｉなどが結合して微細な析出物を形成して結晶粒の成長を抑制させ、磁区の移動を妨げて磁気的性質を低下させる。このような鋼中の析出物には炭化物、窒化物、硫化物及び酸化物などがある。これらは単独または複合して現されている。これら微細な化合物は、その大きさや形成原因によって介在物または析出物に区分するが、介在物は１００ｎｍ以上の大きさであるので、結晶粒成長には大きい影響を与えず、１００ｎｍ以下で発見される析出物が結晶粒成長を抑制するものとして知られている。
これらの析出物が微細であれば、その分数量が多くなり、磁区の移動や結晶粒成長を抑制するため、析出物の大きさを大きくしたりまたは二つ以上の複合析出物を作ることが重要である。
これらの析出物が微細であれば、その分数量が多くなり、磁区の移動や結晶粒成長を抑制するため、析出物の大きさを大きくしたりまたは二つ以上の複合析出物を作ることが重要である。
本発明の目的とするところは、添加される合金元素量を限定して析出物が大きく成長するようにし、結晶粒成長と磁化中の磁区の移動を容易にすることによって、磁性を向上させた無方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供することである。
本発明による無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｓｉ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．１５〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．２％以下（０％は除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００１％〜０．００６％、Ｔｉ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｏ：０．００５％以下（０％は除く）並びに残部はＦｅ及びその不可避的不純物からなり、下記数１を満足し、析出物のうち酸化物の平均大きさが非酸化物の平均大きさに比べて大きいことを特徴とする。
（但し、数１において、［Ｓｉ］、［Ａｌ］及び［Ｍｎ］は、それぞれＳｉ、Ａｌ及びＭｎの含有量（質量％）を示す。）
析出物のうち酸化物が非酸化物に比べて個数が多く、
Ｓｎ及びＳｂをそれぞれ単独または複合で０．０１〜０．２質量％さらに含み、
析出物のうちＦｅＯまたはＦｅＯが含まれた析出物の個数が４０％以上であり、
平均結晶粒の粒径が５０〜１８０μｍであることを特徴とする。
Ｓｎ及びＳｂをそれぞれ単独または複合で０．０１〜０．２質量％さらに含み、
析出物のうちＦｅＯまたはＦｅＯが含まれた析出物の個数が４０％以上であり、
平均結晶粒の粒径が５０〜１８０μｍであることを特徴とする。
本発明による無方向性電磁鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｓｉ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．１５〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．２％以下（０％は除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００１％〜０．００６％、Ｔｉ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｏ：０．００５％以下（０％は除く）並びに残部はＦｅ及びその不可避的不純物からなり、下記数１を満足するスラブを加熱した後に熱間圧延して熱延板を製造する段階と、熱延板を巻取り後に冷却する段階と、熱延板を焼鈍して冷却する段階と、熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板を製造する段階と、冷延板を最終焼鈍して冷却する段階とを含み、熱延板を巻取り後に冷却する段階において、６００℃以上で３０分以上維持して冷却し、熱延板焼鈍して冷却する段階において、６００℃以上で５秒以上冷却し、冷延板を最終焼鈍して冷却する段階において、６００℃以上で５秒以上冷却することを特徴とする。
（但し、数１において、［Ｓｉ］、［Ａｌ］及び［Ｍｎ］は、それぞれＳｉ、Ａｌ及びＭｎの含有量（質量％）を示す。）
スラブは、Ｓｎ及びＳｂをそれぞれ単独または複合で０．０１〜０．２質量％さらに含み、
熱延板を製造する段階において、スラブを１２００℃以下で加熱し、
熱延板を巻取り後に冷却する段階において、巻取り温度は６００〜８００℃であり、
熱延板を焼鈍して冷却する段階において、熱延板の焼鈍温度は８５０〜１１５０℃であり、
熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板を製造する段階において、０．１〜０．７ｍｍの厚さに冷間圧延し、
熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板を製造する段階において、冷間圧延は１次冷間圧延、中間焼鈍及び２次冷間圧延を含み、
冷延板を最終焼鈍して冷却する段階において、焼鈍時、焼鈍の亀裂温度は８５０〜１１００℃であり、
製造された電磁鋼板の析出物のうち酸化物の平均大きさが非酸化物の平均大きさに比べて大きく、
析出物のうち酸化物が非酸化物に比べて個数が多く、
析出物のうちＦｅＯまたはＦｅＯが含まれた析出物の個数が４０％以上であり、
平均結晶粒の粒径が５０〜１８０μｍであることを特徴とする。
熱延板を製造する段階において、スラブを１２００℃以下で加熱し、
熱延板を巻取り後に冷却する段階において、巻取り温度は６００〜８００℃であり、
熱延板を焼鈍して冷却する段階において、熱延板の焼鈍温度は８５０〜１１５０℃であり、
熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板を製造する段階において、０．１〜０．７ｍｍの厚さに冷間圧延し、
熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板を製造する段階において、冷間圧延は１次冷間圧延、中間焼鈍及び２次冷間圧延を含み、
冷延板を最終焼鈍して冷却する段階において、焼鈍時、焼鈍の亀裂温度は８５０〜１１００℃であり、
製造された電磁鋼板の析出物のうち酸化物の平均大きさが非酸化物の平均大きさに比べて大きく、
析出物のうち酸化物が非酸化物に比べて個数が多く、
析出物のうちＦｅＯまたはＦｅＯが含まれた析出物の個数が４０％以上であり、
平均結晶粒の粒径が５０〜１８０μｍであることを特徴とする。
本発明によれば、析出物を大きく成長するようにして結晶粒成長と磁化中の磁区の移動を容易にすることによって磁性を向上させることができる。
第１、第２及び第３などの用語は、多様な部分、成分、領域、層及び／またはセクションを説明するために用いられるが、これらに限定されない。これらの用語は、ある部分、成分、領域、層またはセクションを他の部分、成分、領域、層またはセクションとの区別にのみ用いられる。したがって、以下で叙述する第１部分、成分、領域、層またはセクションは、本発明の範囲から外れない範囲内で第２部分、成分、領域、層またはセクションといえる。
ここに用いられる専門用語は、単に特定の実施例を説明するためであり、本発明を限定することを意図しない。ここに用いられる単数形は文句においてこれと明確に反対の意味を有さない限り複数形も含む。明細書において用いられる「含む」の意味は、特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素及び／または成分を具体化し、他の特性、領域、整数、段階、動作、要素及び／または成分の存在や付加を除くものではない。
ある部分が他の部分の「上に」にあるという場合、これは、他の部分の真上または上にあるか、その間に他の部分が介在され得る。これと対照的にある部分が他の部分の「真上に」あるという場合は、その間に他の部分が介されない。
他に定義しないが、ここに用いられる技術用語及び科学用語を含むすべての用語は、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者が一般的に理解する意味と同じ意味を有する。一般的に用いられる辞書に定義されている用語は、関連技術文献と現在開示された内容に符合する意味を有するものとさらに解釈され、定義しない限り理想的又は過度に形数的な意味として解釈されない。
また、特に言及しない限り、％は質量％を意味し、１ｐｐｍは０．０００１質量％である。
以下、本発明の実施例について本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に実施できるように詳しく説明する。しかし、本発明は、様々な相異する形態に具現され得、ここで説明する実施例に限らない。
ここに用いられる専門用語は、単に特定の実施例を説明するためであり、本発明を限定することを意図しない。ここに用いられる単数形は文句においてこれと明確に反対の意味を有さない限り複数形も含む。明細書において用いられる「含む」の意味は、特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素及び／または成分を具体化し、他の特性、領域、整数、段階、動作、要素及び／または成分の存在や付加を除くものではない。
ある部分が他の部分の「上に」にあるという場合、これは、他の部分の真上または上にあるか、その間に他の部分が介在され得る。これと対照的にある部分が他の部分の「真上に」あるという場合は、その間に他の部分が介されない。
他に定義しないが、ここに用いられる技術用語及び科学用語を含むすべての用語は、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者が一般的に理解する意味と同じ意味を有する。一般的に用いられる辞書に定義されている用語は、関連技術文献と現在開示された内容に符合する意味を有するものとさらに解釈され、定義しない限り理想的又は過度に形数的な意味として解釈されない。
また、特に言及しない限り、％は質量％を意味し、１ｐｐｍは０．０００１質量％である。
以下、本発明の実施例について本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に実施できるように詳しく説明する。しかし、本発明は、様々な相異する形態に具現され得、ここで説明する実施例に限らない。
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｓｉ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．１５〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．２％以下（０％は除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００１％〜０．００６％、Ｔｉ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｏ：０．００５％以下（０％は除く）並びに残部はＦｅ及びその不可避的不純物からなり、下記数１を満足し、析出物のうち酸化物の平均大きさが非酸化物の平均大きさに比べて大きい。
（但し、数１において、［Ｓｉ］、［Ａｌ］及び［Ｍｎ］は、それぞれＳｉ、Ａｌ及びＭｎの含有量（質量％）を示す。）
本発明の一実施例では、無方向性電磁鋼板の成分の中でも特にＳｉ、Ａｌ、Ｍｎなどの成分を精密に調節し、析出物が可能な限り大きく生成され、析出物が単独で存在せず複合的に析出するようにすることで、析出物を大きく析出しようとした。また、析出物のうち酸化物の平均大きさが、非酸化物の平均大きさに比べて大きく形成されることによって磁性を向上させる。
本発明の一実施例において、添加する元素は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐまたは必要に応じてＳｎ、Ｓｂであり、母材のＦｅがある。そのほかに添加される元素はＯ、Ｃ、Ｎ、Ｓなどがあり、これらは低く管理される必要がある。これらの元素ＮやＣが他の元素と作る窒化物と炭化物があり、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＦｅなどがＯと作る酸化物、及びＭｎとＣｕがＳと作る硫化物などがあり、これらは単独または複合して発生する。
本発明の一実施例において、添加する元素は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐまたは必要に応じてＳｎ、Ｓｂであり、母材のＦｅがある。そのほかに添加される元素はＯ、Ｃ、Ｎ、Ｓなどがあり、これらは低く管理される必要がある。これらの元素ＮやＣが他の元素と作る窒化物と炭化物があり、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＦｅなどがＯと作る酸化物、及びＭｎとＣｕがＳと作る硫化物などがあり、これらは単独または複合して発生する。
本発明の一実施例では、析出物の粗大化を試み、特に析出物が単独でない複合的に析出されるようにすることにで、より容易に成長させようとした。その中で、酸化物は、追加元素を入れなくても可能な元素であるため、より粗大化が容易であった。これにより電磁鋼板の磁性が向上することが確認できた。
析出物のうち酸化物が全体析出物個数の５０％以上であり、酸化物の中でも特にＦｅＯが４０％以上を占めた。特に析出物が複合的に析出することにおいて酸化物の影響が大きく作用した。これら酸化物は、製鋼作業をする時にＯを低くしたが、鋼中に酸化物として残存または焼鈍後析出されると判断される。硫化物はスラブ再加熱して熱間圧延後に冷却するとき、相当量が析出され、これらはＣｕＳ、ＭｎＳまたはこれらの複合析出物として析出されて現れた。しかし、酸化物は硫化物よりはＦｅＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２などの酸化物の複合析出物が多く、酸化物の窒化物と炭化物との結合は相対的に少ない。
析出物のうち酸化物が全体析出物個数の５０％以上であり、酸化物の中でも特にＦｅＯが４０％以上を占めた。特に析出物が複合的に析出することにおいて酸化物の影響が大きく作用した。これら酸化物は、製鋼作業をする時にＯを低くしたが、鋼中に酸化物として残存または焼鈍後析出されると判断される。硫化物はスラブ再加熱して熱間圧延後に冷却するとき、相当量が析出され、これらはＣｕＳ、ＭｎＳまたはこれらの複合析出物として析出されて現れた。しかし、酸化物は硫化物よりはＦｅＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２などの酸化物の複合析出物が多く、酸化物の窒化物と炭化物との結合は相対的に少ない。
本発明で発生した析出物のうち酸化物は、単独または複合で存在し、平均大きさが１５ｎｍ〜７０ｎｍであり、平均数量は１ｍｍ２当たり１０，０００個から４００，０００個であることが確認された。また、析出物のうち非酸化物は、単独または複合して平均大きさが１０ｎｍ〜５０ｎｍであり、平均数量は１ｍｍ２当たり５，０００個から２００，０００個であることが確認された。
このように析出物のうち酸化物の平均大きさが、非酸化物の平均大きさに比べて大きく形成されることによって、結晶粒成長を容易にでき、具体的に平均結晶粒の大きさを５０〜１８０μｍにすることができる。この時、結晶粒の大きさは、電磁鋼板分野で一般に用いられる切片法（ｉｎｔｅｒｃｅｐｔ ｍｅｔｈｏｄ）によって測定された結晶粒の大きさを意味する。
このように析出物のうち酸化物の平均大きさが、非酸化物の平均大きさに比べて大きく形成されることによって、結晶粒成長を容易にでき、具体的に平均結晶粒の大きさを５０〜１８０μｍにすることができる。この時、結晶粒の大きさは、電磁鋼板分野で一般に用いられる切片法（ｉｎｔｅｒｃｅｐｔ ｍｅｔｈｏｄ）によって測定された結晶粒の大きさを意味する。
無方向性電磁鋼板の成分限定の理由を以下で説明する。
Ｓｉ：１．０〜４．０質量％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の比抵抗を増加させて鉄損中の渦流損失を低くする成分であるため、添加される主要元素であり、酸化物を容易に形成する元素である。Ｓｉ含有量が少なすぎると低鉄損の特性が得られにくく、Ｓｉが過剰に添加されると冷間圧延が困難であり得る。したがって、１．０〜４．０質量％に制限する。
Ｍｎ：０．１〜１．０質量％
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉ、Ａｌなどとともに比抵抗を増加させて鉄損を低くする効果があるため、Ｍｎを少なくとも０．１質量％以上添加することによって鉄損を改善しようとする目的で添加する。しかし、Ｍｎの添加量が増加するほど飽和磁束密度が減少するため、磁束密度が減少し、また、Ｓと結合して微細なＭｎＳ析出物を形成して結晶粒成長を抑制し、磁壁移動を妨げて鉄損のうち特に履歴損失を増加させる短所があり、１．０質量％以下添加する。
Ｓｉ：１．０〜４．０質量％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の比抵抗を増加させて鉄損中の渦流損失を低くする成分であるため、添加される主要元素であり、酸化物を容易に形成する元素である。Ｓｉ含有量が少なすぎると低鉄損の特性が得られにくく、Ｓｉが過剰に添加されると冷間圧延が困難であり得る。したがって、１．０〜４．０質量％に制限する。
Ｍｎ：０．１〜１．０質量％
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉ、Ａｌなどとともに比抵抗を増加させて鉄損を低くする効果があるため、Ｍｎを少なくとも０．１質量％以上添加することによって鉄損を改善しようとする目的で添加する。しかし、Ｍｎの添加量が増加するほど飽和磁束密度が減少するため、磁束密度が減少し、また、Ｓと結合して微細なＭｎＳ析出物を形成して結晶粒成長を抑制し、磁壁移動を妨げて鉄損のうち特に履歴損失を増加させる短所があり、１．０質量％以下添加する。
Ａｌ：０．１５〜１．５質量％
アルミニウム（Ａｌ）は、製鋼工程で鋼の脱酸のために不可避的に添加される元素であって、比抵抗を増加させる主要元素であるため、鉄損を低くするために多く添加されるが、添加することにより飽和磁束密度を減少させる役割も果たす。また、Ａｌの添加量が過度に少なければ微細なＡｌＮを形成させて結晶粒成長を抑制して磁性を低下させ得る。また、Ａｌが過剰に添加されると磁束密度が減少する原因になるので、その添加量を０．１５〜１．５質量％に制限する。
Ｐ：０．２質量％以下
リン（Ｐ）は、比抵抗を増加させて鉄損を低くし、結晶粒系に偏析することによって磁性に有害な集合組織の形成を抑制し、有利な集合組織である｛１００｝を形成するが、過剰に添加されると圧延性を低下させるので、０．２質量％以下に制限する。
Ｃ：０．００５質量％以下
炭素（Ｃ）は、多く添加される場合、オーステナイト領域を拡大し、相変態区間を増加させて焼鈍する時のフェライトの結晶粒成長を抑制し、鉄損を高める効果を奏し、また、Ｔｉなどと結合して炭化物を形成して磁性を劣位させて最終製品で電気製品として加工後、使用時の磁気時効によって鉄損が高まるため、０．００５質量％以下に制限する。
アルミニウム（Ａｌ）は、製鋼工程で鋼の脱酸のために不可避的に添加される元素であって、比抵抗を増加させる主要元素であるため、鉄損を低くするために多く添加されるが、添加することにより飽和磁束密度を減少させる役割も果たす。また、Ａｌの添加量が過度に少なければ微細なＡｌＮを形成させて結晶粒成長を抑制して磁性を低下させ得る。また、Ａｌが過剰に添加されると磁束密度が減少する原因になるので、その添加量を０．１５〜１．５質量％に制限する。
Ｐ：０．２質量％以下
リン（Ｐ）は、比抵抗を増加させて鉄損を低くし、結晶粒系に偏析することによって磁性に有害な集合組織の形成を抑制し、有利な集合組織である｛１００｝を形成するが、過剰に添加されると圧延性を低下させるので、０．２質量％以下に制限する。
Ｃ：０．００５質量％以下
炭素（Ｃ）は、多く添加される場合、オーステナイト領域を拡大し、相変態区間を増加させて焼鈍する時のフェライトの結晶粒成長を抑制し、鉄損を高める効果を奏し、また、Ｔｉなどと結合して炭化物を形成して磁性を劣位させて最終製品で電気製品として加工後、使用時の磁気時効によって鉄損が高まるため、０．００５質量％以下に制限する。
Ｎ：０．００５質量％以下
窒素（Ｎ）は、Ａｌ、Ｔｉなどと強く結合することによって窒化物を形成して結晶粒成長を抑制するなど磁性に有害な元素であるため、少なく含有させることが好ましく、０．００５質量％以下に制限する。
Ｓ：０．００１〜０．００６質量％
硫黄（Ｓ）は、磁気的特性に有害なＭｎＳ、ＣｕＳ及び（Ｃｕ、Ｍｎ）Ｓなどの硫化物を形成する元素であるため、できるだけ低く添加することが好ましい。しかし、添加量が少なすぎる場合、むしろ集合組織形成に不利となり、磁性が低下する。また、過剰に添加される場合、微細な硫化物の増加によって磁性が劣位となる。したがって、０．００１〜０．００６質量％に制限する。
Ｔｉ：０．００５質量％以下
チタニウム（Ｔｉ）は、微細な炭化物と窒化物を形成して結晶粒成長を抑制し、多く添加されるほど増加した炭化物と窒化物とによって集合組織も劣位となり、磁性が悪くなる。したがって、０．００５質量％以下に制限する。
窒素（Ｎ）は、Ａｌ、Ｔｉなどと強く結合することによって窒化物を形成して結晶粒成長を抑制するなど磁性に有害な元素であるため、少なく含有させることが好ましく、０．００５質量％以下に制限する。
Ｓ：０．００１〜０．００６質量％
硫黄（Ｓ）は、磁気的特性に有害なＭｎＳ、ＣｕＳ及び（Ｃｕ、Ｍｎ）Ｓなどの硫化物を形成する元素であるため、できるだけ低く添加することが好ましい。しかし、添加量が少なすぎる場合、むしろ集合組織形成に不利となり、磁性が低下する。また、過剰に添加される場合、微細な硫化物の増加によって磁性が劣位となる。したがって、０．００１〜０．００６質量％に制限する。
Ｔｉ：０．００５質量％以下
チタニウム（Ｔｉ）は、微細な炭化物と窒化物を形成して結晶粒成長を抑制し、多く添加されるほど増加した炭化物と窒化物とによって集合組織も劣位となり、磁性が悪くなる。したがって、０．００５質量％以下に制限する。
Ｏ：０．００５質量％以下
酸素（Ｏ）は、様々な酸化物を作って結晶粒成長を抑制するため、可能な限り低く含有させ得る。したがって、０．００５質量％以下に制限する。
Ｓｎ、Ｓｂ：０．０１〜０．２質量％
錫（Ｓｎ）とアンチモン（Ｓｂ）は、結晶粒系に偏析する元素であって、結晶粒系による窒素の拡散を抑制し、磁性に有害な｛１１１｝集合組織を抑制して有利な｛１００｝集合組織を増加させて磁気的特性を向上させるために添加し、Ｓｎ及びＳｂをそれぞれ単独またはその和が、過剰に添加すると結晶粒成長を抑制して磁性を落とし、かつ圧延性状が悪くなる。したがって、ＳｎまたはＳｂを含む場合、Ｓｎ及びＳｂそれぞれの単独またはその和が０．０１〜０．２質量％に制限する。
酸素（Ｏ）は、様々な酸化物を作って結晶粒成長を抑制するため、可能な限り低く含有させ得る。したがって、０．００５質量％以下に制限する。
Ｓｎ、Ｓｂ：０．０１〜０．２質量％
錫（Ｓｎ）とアンチモン（Ｓｂ）は、結晶粒系に偏析する元素であって、結晶粒系による窒素の拡散を抑制し、磁性に有害な｛１１１｝集合組織を抑制して有利な｛１００｝集合組織を増加させて磁気的特性を向上させるために添加し、Ｓｎ及びＳｂをそれぞれ単独またはその和が、過剰に添加すると結晶粒成長を抑制して磁性を落とし、かつ圧延性状が悪くなる。したがって、ＳｎまたはＳｂを含む場合、Ｓｎ及びＳｂそれぞれの単独またはその和が０．０１〜０．２質量％に制限する。
特に本発明の一実施例では、添加元素のうちＳｉ、Ｍｎ、Ａｌを下記数１を満足するように調節することによって、Ｍｎ含有量が高く、かつＳｉ含有量の高い条件を有するようにし、Ａｌも相当量含有させてＡｌＮなどを抑制するようにした。
（但し、数１において、［Ｓｉ］、［Ａｌ］及び［Ｍｎ］は、それぞれＳｉ、Ａｌ及びＭｎの含有量（質量％）を示す。）
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｓｉ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．１５〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．２％以下（０％は除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００１％〜０．００６％、Ｔｉ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｏ：０．００５％以下（０％は除く）並びに残部はＦｅ及びその不可避的不純物からなり、下記数１を満足するスラブを加熱した後に熱間圧延して熱延板を製造する段階と、熱延板を巻取り後に冷却する段階と、熱延板を焼鈍して冷却する段階と、熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板を製造する段階と、冷延板を最終焼鈍して冷却する段階とを含み、熱延板を巻取り後に冷却する段階において、６００℃以上で３０分以上維持して冷却し、熱延板焼鈍して冷却する段階において、６００℃以上で５秒以上冷却し、冷延板を最終焼鈍して冷却する段階において、６００℃以上で５秒以上冷却する。
熱延板製造後、熱延板焼鈍後、冷延板焼鈍後冷却する時、ゆっくり冷却して析出物が成長する時間を持たせて磁性を向上させた。
熱延板製造後、熱延板焼鈍後、冷延板焼鈍後冷却する時、ゆっくり冷却して析出物が成長する時間を持たせて磁性を向上させた。
以下、各段階別の工程を説明する。
まず、スラブを加熱した後に熱間圧延して熱延板を製造する。各組成の添加比率を限定した理由は、前述した無方向性電磁鋼板の限定理由と同一である。後述する熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍などの過程におけるスラブの組成は、実質的に変動しないので、スラブの組成と無方向性電磁鋼板の組成とが実質的に同一である。
スラブを加熱炉に裝入して１２００℃以下で加熱し得る。加熱温度が高すぎる場合、スラブ内に存在するＡｌＮ、ＭｎＳなどの析出物が再固溶された後熱間圧延時に微細に析出され、結晶粒成長を抑制し、磁性を低下させる。さらに具体的に１０５０℃〜１２００℃で加熱する。
加熱されたスラブは、１．４ｍｍ〜３ｍｍに熱間圧延して熱延板に製造される。熱間圧延時の仕上圧延における仕上げ圧延は、フェライト上で終了し、板状矯正のために最終圧下率は２０％以下で行う。
まず、スラブを加熱した後に熱間圧延して熱延板を製造する。各組成の添加比率を限定した理由は、前述した無方向性電磁鋼板の限定理由と同一である。後述する熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍などの過程におけるスラブの組成は、実質的に変動しないので、スラブの組成と無方向性電磁鋼板の組成とが実質的に同一である。
スラブを加熱炉に裝入して１２００℃以下で加熱し得る。加熱温度が高すぎる場合、スラブ内に存在するＡｌＮ、ＭｎＳなどの析出物が再固溶された後熱間圧延時に微細に析出され、結晶粒成長を抑制し、磁性を低下させる。さらに具体的に１０５０℃〜１２００℃で加熱する。
加熱されたスラブは、１．４ｍｍ〜３ｍｍに熱間圧延して熱延板に製造される。熱間圧延時の仕上圧延における仕上げ圧延は、フェライト上で終了し、板状矯正のために最終圧下率は２０％以下で行う。
次に、熱延板を巻取り後に冷却する。熱延板は６００℃〜８００℃の温度で巻取りし、空気中や別途の炉に入れて冷却する。冷却する時の温度は６００℃以上で少なくとも３０分以上維持する。温度が低すぎるか維持時間が短いと、析出物の成長が困難であり、微細に析出される。さらに具体的に６００〜８００℃の温度で３０分〜３時間維持される。
次に、熱延板を焼鈍して冷却する。熱延板を焼鈍することは磁性改善のためであり、熱延板の焼鈍温度は８５０〜１１５０℃とする。熱延板の焼鈍温度が低すぎると結晶粒成長が不充分であり得る。熱延板の焼鈍温度が高すぎると結晶粒が過度に成長して板の表面欠陥が過多になる。
熱延板焼鈍後冷却する時の冷却は、急冷せずに６００℃以上で５秒以上維持する。冷却する時の温度が低すぎるか維持時間が短いと、析出物の粗大化が難しく、板が撓むこともある。さらに具体的に冷却時の温度は６００〜８００℃であり得、５〜３０秒間維持する。
熱延板焼鈍後に酸洗してもよい。
次に、熱延板を焼鈍して冷却する。熱延板を焼鈍することは磁性改善のためであり、熱延板の焼鈍温度は８５０〜１１５０℃とする。熱延板の焼鈍温度が低すぎると結晶粒成長が不充分であり得る。熱延板の焼鈍温度が高すぎると結晶粒が過度に成長して板の表面欠陥が過多になる。
熱延板焼鈍後冷却する時の冷却は、急冷せずに６００℃以上で５秒以上維持する。冷却する時の温度が低すぎるか維持時間が短いと、析出物の粗大化が難しく、板が撓むこともある。さらに具体的に冷却時の温度は６００〜８００℃であり得、５〜３０秒間維持する。
熱延板焼鈍後に酸洗してもよい。
次に、熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板を製造する。冷間圧延は、０．１ｍｍ〜０．７ｍｍの厚さに最終圧延し、必要に応じて１次冷間圧延、中間焼鈍、２次冷間圧延し、最終圧下率は５０〜９５％の範囲にする。
次に、冷延板を最終焼鈍して冷却する。冷延板を焼鈍する工程における焼鈍時の冷延板焼鈍の亀裂温度は、８５０〜１１００℃とする。冷延板の焼鈍温度が８５０℃以下では結晶粒の成長が不十分であり、磁性に有害な集合組織である｛１１１｝集合組織が増加し、１１００℃以上では結晶粒が過度に成長して磁性に悪影響を与えられるため、冷延板の亀裂温度は８５０〜１１００℃とする。
冷延板焼鈍後冷却する時の冷却は、急冷せずに６００℃以上で５秒以上維持する。冷却する時の温度が低すぎるか維持時間が短いと、微細な析出物が単独で析出する。さらに具体的に冷却時の温度は６００〜８００℃で、５〜３０秒間維持する。
焼鈍板は、絶縁被膜処理後に顧客社に出荷される。前記絶縁被膜は、有機質、無機質及び有機−無機複合被膜で処理され、その他の絶縁が可能な被膜剤で処理することも可能である。顧客社は鋼板を加工後、そのまま用いることができる。
次に、冷延板を最終焼鈍して冷却する。冷延板を焼鈍する工程における焼鈍時の冷延板焼鈍の亀裂温度は、８５０〜１１００℃とする。冷延板の焼鈍温度が８５０℃以下では結晶粒の成長が不十分であり、磁性に有害な集合組織である｛１１１｝集合組織が増加し、１１００℃以上では結晶粒が過度に成長して磁性に悪影響を与えられるため、冷延板の亀裂温度は８５０〜１１００℃とする。
冷延板焼鈍後冷却する時の冷却は、急冷せずに６００℃以上で５秒以上維持する。冷却する時の温度が低すぎるか維持時間が短いと、微細な析出物が単独で析出する。さらに具体的に冷却時の温度は６００〜８００℃で、５〜３０秒間維持する。
焼鈍板は、絶縁被膜処理後に顧客社に出荷される。前記絶縁被膜は、有機質、無機質及び有機−無機複合被膜で処理され、その他の絶縁が可能な被膜剤で処理することも可能である。顧客社は鋼板を加工後、そのまま用いることができる。
以下、実施例により本発明についてさらに詳細に説明する。しかし、このような実施例は、単に本発明を例示するためであり、本発明はこれに限定されない。
実施例１
真空溶解により、下記表１及び表２のように組成される鋼塊を製造してＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの質量％の量が数１を満足する発明鋼Ａ１からＡ７まで、及び数１を満たさないＡ８からＡ１２までの比較鋼を溶解した。
真空溶解鋼であるＡ１〜Ａ７は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎの含有量を本発明の範囲にして製造し、各鋼塊は１１２０℃で加熱し、２．２ｍｍの厚さに熱間圧延した後巻取りし、表２のように大気中で徐冷して巻取りし、冷却した熱延鋼板は、５分間窒素雰囲気で焼鈍し、窒素と酸素とが混在する雰囲気下の６００℃以上温度で徐冷し、最終に水をかけて急冷した。焼鈍した熱延板は、酸洗した後０．３５ｍｍの厚さに冷間圧延し、冷延板の最終焼鈍は、水素３０％と窒素７０％の混合雰囲気で２分間焼鈍した。冷却帯は水素４０％と窒素の雰囲気で冷却した。最終焼鈍板は、それぞれの試片に対して酸化物、硫化物、炭化物、窒化物及びその複合析出物の大きさ及び数量を調査し、結晶粒及び磁性を測定して下記表３に整理した。
実施例１
真空溶解により、下記表１及び表２のように組成される鋼塊を製造してＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの質量％の量が数１を満足する発明鋼Ａ１からＡ７まで、及び数１を満たさないＡ８からＡ１２までの比較鋼を溶解した。
真空溶解鋼であるＡ１〜Ａ７は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎの含有量を本発明の範囲にして製造し、各鋼塊は１１２０℃で加熱し、２．２ｍｍの厚さに熱間圧延した後巻取りし、表２のように大気中で徐冷して巻取りし、冷却した熱延鋼板は、５分間窒素雰囲気で焼鈍し、窒素と酸素とが混在する雰囲気下の６００℃以上温度で徐冷し、最終に水をかけて急冷した。焼鈍した熱延板は、酸洗した後０．３５ｍｍの厚さに冷間圧延し、冷延板の最終焼鈍は、水素３０％と窒素７０％の混合雰囲気で２分間焼鈍した。冷却帯は水素４０％と窒素の雰囲気で冷却した。最終焼鈍板は、それぞれの試片に対して酸化物、硫化物、炭化物、窒化物及びその複合析出物の大きさ及び数量を調査し、結晶粒及び磁性を測定して下記表３に整理した。
析出物の大きさ、種類及び分布を分析するための方法としては、試片から抽出されたｃａｒｂｏｎ ｒｅｐｌｉｃａをＴＥＭで観察し、ＥＤＳで分析する方法を用いた。ＴＥＭ観察は偏りなくランダムに選択した領域でＥＤＳ ｓｐｅｃｔｒｕｍにより析出物の種類を分析した。
鉄損（Ｗ１５／５０）は、５０Ｈｚ周波数で１．５Ｔｅｓｌａの磁束密度が誘起された時の圧延方向と圧延方向垂直方向の平均損失（Ｗ／ｋｇ）で測定した。
磁束密度（Ｂ５０）は、５０００Ａ／ｍの磁場を付加した時に誘導される磁束密度の大きさ（Ｔｅｓｌａ）で測定した。
鉄損（Ｗ１５／５０）は、５０Ｈｚ周波数で１．５Ｔｅｓｌａの磁束密度が誘起された時の圧延方向と圧延方向垂直方向の平均損失（Ｗ／ｋｇ）で測定した。
磁束密度（Ｂ５０）は、５０００Ａ／ｍの磁場を付加した時に誘導される磁束密度の大きさ（Ｔｅｓｌａ）で測定した。
表１〜表３に示すように、Ａ１〜Ａ７は、電磁鋼板の組成範囲及び数１を満足しており、析出物のうち酸化物の大きさが、非酸化物の大きさに比べて大きいことが確認でき、結晶粒も旨く成長し、鉄損及び磁束密度にも優れることが確認できる。反面、Ａ８〜Ａ１２は、電磁鋼板の組成範囲及び数１を満たしておらず、一部は析出物のうち酸化物の大きさが非酸化物の大きさに比べて小さいことが確認できる。したがって、鉄損及び磁束密度が劣悪であることが確認できる。
実施例２
真空溶解により下記表４及び表５のように組成される鋼塊を製造してＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの質量％の量が数１を満足する発明鋼Ａ１３からＡ１５まで溶解した。
各鋼塊は１１２０℃で加熱し、２．２ｍｍの厚さに熱間圧延した後巻取りし、表５のように大気中で徐冷して巻取りし、冷却した熱延鋼板は、５分間窒素雰囲気で焼鈍し、窒素と酸素とが混在する雰囲気下の６００℃以上温度で徐冷して最終に水をかけて急冷した。焼鈍した熱延板は、酸洗した後０．３５ｍｍの厚さに冷間圧延し、冷延板の最終焼鈍は、水素３０％と窒素７０％の混合雰囲気で２分間焼鈍した。冷却帯は水素４０％と窒素の雰囲気で冷却した。最終焼鈍板は、それぞれの試片に対して酸化物、硫化物、炭化物、窒化物及びその複合析出物の大きさ及び数量を調査し、結晶粒及び磁性を測定して下記表６に整理した。
真空溶解により下記表４及び表５のように組成される鋼塊を製造してＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの質量％の量が数１を満足する発明鋼Ａ１３からＡ１５まで溶解した。
各鋼塊は１１２０℃で加熱し、２．２ｍｍの厚さに熱間圧延した後巻取りし、表５のように大気中で徐冷して巻取りし、冷却した熱延鋼板は、５分間窒素雰囲気で焼鈍し、窒素と酸素とが混在する雰囲気下の６００℃以上温度で徐冷して最終に水をかけて急冷した。焼鈍した熱延板は、酸洗した後０．３５ｍｍの厚さに冷間圧延し、冷延板の最終焼鈍は、水素３０％と窒素７０％の混合雰囲気で２分間焼鈍した。冷却帯は水素４０％と窒素の雰囲気で冷却した。最終焼鈍板は、それぞれの試片に対して酸化物、硫化物、炭化物、窒化物及びその複合析出物の大きさ及び数量を調査し、結晶粒及び磁性を測定して下記表６に整理した。
表４〜表６に示すように、比較鋼に比べて発明鋼は、巻取り後に冷却時間を十分に与え、熱延板及び冷延板を焼鈍後、６００℃以上で時間を十分に与えてＦｅＯ酸化物をはじめとする酸化物の形成がうまく行われ、結晶粒がよく成長し、磁性に優れることが確認できる。
反面、比較鋼６は、熱延板の焼鈍温度が低く、冷却する時６００℃以上での維持時間が短かく、析出物のうち酸化物の大きさが小さく、その数量も少なかった。比較鋼７も熱延板焼鈍後の冷却時間が短いため、析出物のうち酸化物の大きさが非酸化物に比べて相対的に小さく、数量が少なかった。ＦｅＯ酸化物の比率も４０％以下で低かった。比較鋼８は、巻取り後の冷却を水冷して急速に冷却し、熱延板焼鈍した後６００℃以上での冷却時間が短く、冷延板焼鈍後の時間も短いため、析出物のうちＦｅＯをはじめとする酸化物の形成が不十分であり、鉄損が相対的に高く、磁束密度が低い。比較鋼９も成分は満足するが巻取り温度が低く、熱延板焼鈍後冷却時の焼鈍時間が短いため、ＦｅＯをはじめとする酸化物単独または複合析出物の大きさが小さく、その数も非酸化物に比べて少ないため、結晶粒の大きさも小さく、かつ磁性が低調であることが確認できる。比較鋼１０は、巻取り後に冷却を水の中に急冷し、比較鋼１１と共に熱延板及び冷延板焼鈍後の冷却時間を短縮した結果、析出物のうちＦｅＯ比率が低く、酸化物の形成が少ないため、結晶粒が小さく、かつ磁性が不十分であることが確認できる。
反面、比較鋼６は、熱延板の焼鈍温度が低く、冷却する時６００℃以上での維持時間が短かく、析出物のうち酸化物の大きさが小さく、その数量も少なかった。比較鋼７も熱延板焼鈍後の冷却時間が短いため、析出物のうち酸化物の大きさが非酸化物に比べて相対的に小さく、数量が少なかった。ＦｅＯ酸化物の比率も４０％以下で低かった。比較鋼８は、巻取り後の冷却を水冷して急速に冷却し、熱延板焼鈍した後６００℃以上での冷却時間が短く、冷延板焼鈍後の時間も短いため、析出物のうちＦｅＯをはじめとする酸化物の形成が不十分であり、鉄損が相対的に高く、磁束密度が低い。比較鋼９も成分は満足するが巻取り温度が低く、熱延板焼鈍後冷却時の焼鈍時間が短いため、ＦｅＯをはじめとする酸化物単独または複合析出物の大きさが小さく、その数も非酸化物に比べて少ないため、結晶粒の大きさも小さく、かつ磁性が低調であることが確認できる。比較鋼１０は、巻取り後に冷却を水の中に急冷し、比較鋼１１と共に熱延板及び冷延板焼鈍後の冷却時間を短縮した結果、析出物のうちＦｅＯ比率が低く、酸化物の形成が少ないため、結晶粒が小さく、かつ磁性が不十分であることが確認できる。
本発明は、実施例に限定されるものではなく、互いに異なる多様な形態に製造され得、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者は、本発明の技術的な思想や必須の特徴を変更せず、他の具体的な形態に実施され得ることを理解できるであろう。したがって、以上の実施例は、すべての面で例示的なものであり、限定的なものではないことに理解しなければならない。
Claims (17)
- 質量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｓｉ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．１５〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．２％以下（０％は除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００１％〜０．００６％、Ｔｉ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｏ：０．００５％以下（０％は除く）並びに残部はＦｅ及びその不可避的不純物からなり、
下記数１を満足し、
析出物のうち酸化物の平均大きさが非酸化物の平均大きさに比べて大きいことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
（但し、数１において、［Ｓｉ］、［Ａｌ］及び［Ｍｎ］は、それぞれＳｉ、Ａｌ及びＭｎの含有量（質量％）を示す。） - 前記析出物のうち酸化物が非酸化物に比べて個数が多いことを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
- Ｓｎ及びＳｂをそれぞれ単独または複合で０．０１〜０．２質量％さらに含むことを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
- 析出物のうちＦｅＯまたはＦｅＯが含まれた析出物の個数が４０％以上であ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。
- 平均結晶粒の粒径が５０〜１８０μｍであ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。
- 質量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｓｉ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．１５〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．２％以下（０％は除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００１％〜０．００６％、Ｔｉ：０．００５％以下（０％は除く）、Ｏ：０．００５％以下（０％は除く）並びに残部はＦｅ及びその不可避的不純物からなり、下記数１を満足するスラブを加熱した後に熱間圧延して熱延板を製造する段階と、
前記熱延板を巻取り後に冷却する段階と、
前記熱延板を焼鈍して冷却する段階と、
熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板を製造する段階と、
前記冷延板を最終焼鈍して冷却する段階とを含み、
前記熱延板を巻取り後に冷却する段階において、６００℃以上で３０分以上維持して冷却し、
前記熱延板焼鈍して冷却する段階において、６００℃以上で５秒以上冷却し、
前記冷延板を最終焼鈍して冷却する段階において、６００℃以上で５秒以上冷却することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
（但し、数１において、［Ｓｉ］、［Ａｌ］及び［Ｍｎ］は、それぞれＳｉ、Ａｌ及びＭｎの含有量（質量％）を示す。） - 前記スラブは、Ｓｎ及びＳｂをそれぞれ単独または複合で０．０１〜０．２質量％さらに含むことを特徴とする請求項６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記熱延板を製造する段階において、前記スラブを１２００℃以下で加熱することを特徴とする請求項６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記熱延板を巻取り後に冷却する段階において、巻取り温度は６００〜８００℃であることを特徴とする請求項６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記熱延板を焼鈍して冷却する段階において、熱延板の焼鈍温度は８５０〜１１５０℃であることを特徴とする請求項６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板を製造する段階において、０．１〜０．７ｍｍの厚さに冷間圧延することを特徴とする請求項６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板を製造する段階において、前記冷間圧延は、１次冷間圧延、中間焼鈍及び２次冷間圧延を含むことを特徴とする請求項６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記冷延板を最終焼鈍して冷却する段階において、焼鈍時、焼鈍の亀裂温度は８５０〜１１００℃であることを特徴とする請求項６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 製造された電磁鋼板の析出物のうち酸化物の平均大きさが、非酸化物の平均大きさに比べて大きいことを特徴とする請求項６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記析出物のうち酸化物が非酸化物に比べて個数が多いことを特徴とする請求項１４に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 析出物のうちＦｅＯまたはＦｅＯが含まれた析出物の個数が４０％以上であることを特徴とする請求項１４に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 平均結晶粒の粒径が５０〜１８０μｍであることを特徴とする請求項１４に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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