(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１．６％以上３％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．１％以上３％以下、Ｎｉ：２％以下およびＣｕ：１％超３％以下を含有し、さらにＴｉおよびＮｂからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計で０．０１％以上０．１％以下の範囲内で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる冷間圧延鋼板に、２ＭＰａ以上６ＭＰａ以下の張力を付加した状態で９００℃以上１１００℃以下の温度で仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程を有することを特徴とする時効熱処理用無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
Ｃ含有量が０．００５質量％以上であることを特徴とする請求項１に記載の時効熱処理用無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
Ｓｉ含有量が２．５質量％以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の時効熱処理用無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記冷間圧延鋼板が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０１０％以下を含有することを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれかに記載の時効熱処理用無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高速で回転するモータのロータ用鉄心の素材として好適な無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。特に、本発明は、回転時の応力あるいは加減速時の応力変動に耐え、優れた強度特性および磁気特性が要求される、磁石埋め込み型モータ（ＩＰＭモータ）や突極型表面磁石モータ（突極型ＳＲＭモータ）のロータ用鉄心の素材として好適な無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
地球温暖化ガスを削減するため、自動車や家電製品などの分野では消費エネルギーの少ない新製品開発が必要である。例えば、自動車分野では低燃費化するためガソリンエンジンとモータとのハイブリッド駆動自動車（ＨＥＶ）あるいはモータ駆動の電気自動車がある。家電製品分野では年間電気消費量の少ない高効率エアコンや冷蔵庫などがある。それらの共通した技術はモータであり、モータの高効率化が重要な技術となっている。モータ高効率化の過程において、モータの駆動システムは高度化し、さまざまな回転駆動制御が可能になっている。すなわち、駆動電源の周波数制御により、可変速運転、商用周波数以上での高速運転を可能としたモータが増加してきている。
【０００３】
このような高速回転機の実現には、高速回転に耐え得る構造のロータを開発する必要がある。一般に、ロータに作用する遠心力は回転半径に比例し、回転速度の二乗に比例する。このため高速回転で運転する際には、そのロータに作用する力が例えば５００ＭＰａを超える場合もある。したがって、ロータには降伏強度の高い材料が必要となる。さらに、ロータ高速回転運転中には、外部からの振動や頻繁な加減速といった繰り返し応力が発生する場合も想定されるので、ロータ材料には、単に降伏強度が高いだけでなく疲労強度が高いことも必要とされる。疲労強度を高める手段としては引張強度を高めることが最も有効であることから、高速回転するロータの材料には高い降伏強度と高い引張強度とが必要であると言い換えることができる。
【０００４】
通常、モータロータには、積層した無方向性電磁鋼板が使用されるが、上記のような高速回転するモータでは所要の強度を満足できない場合がある。その際にはロータ材料として高強度の鋳鋼などが用いられている。しかしながら、モータロータは、回転時に磁気的性質を利用するものであるから、その材料としては、上述のように、機械特性とともに磁気特性に優れていることが要求される。すなわち、一体物の鋳鋼製ロータでは、渦電流損が非常に大きくなるのでモータの効率が低下してしまうという問題があるのである。また、ＩＰＭモータの場合はそのロータでの損失による発熱で磁石特性が劣化するという問題も生じる。
【０００５】
このように、上記のような高速回転するモータのロータ鉄心材料としては、機械的には高い強度を有し、かつ磁気的には高周波低鉄損を有するものでなければならない。鋼板の強度を高める手段として、冷延鋼板の分野では一般に、固溶強化、析出強化、細粒化強化、変態強化などの方法が用いられるが、高い強度および高周波低鉄損という優れた磁気特性は一般に相反する関係にあり、これらを同時に満足させることは極めて困難であった。
【０００６】
このような問題を解決するため、最近では、高い抗張力を有する無方向性電磁鋼板についてのいくつかの提案がなされてきている。例えば特許文献１では、Ｓｉ含有量を３．５〜７．０％と高め、これに固溶硬化の大きい元素を添加し、抗張力を高める方法が提案されている。また、特許文献２では、通常の無方向性電磁鋼板に２．０％以上４．０％未満のＳｉを含有させると同時に、Ｎｂ，Ｚｒの１種または２種、もしくはＴｉ，Ｖの１種または２種の炭窒化物を活用し、さらには熱間圧延条件および仕上げ焼鈍条件を制御することにより、機械特性および磁気特性を兼備した降伏強度の高い無方向性電磁鋼板を製造する方法が提案されている。さらに、特許文献３では、鋼材内部に直径１．０μｍ以下のＣｕからなる金属相を含有させることにより、抗張力を高める方法が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開昭６０−２３８４２１号公報
【特許文献２】特開平６−３３０２５５号公報
【特許文献３】特開２００４−８４０５３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、上記特許文献１に記載された発明により得られる鋼板は非常に脆いため、冷間圧延時に破断しやすく歩留まりが非常に低いという問題がある。
また、上記特許文献２に記載された発明では仕上げ焼鈍温度が低いために、鋼板の結晶粒径が非常に小さく、鉄損が非常に劣るという問題がある。
またさらに、上記特許文献３に記載された発明では、仕上げ焼鈍条件を適正化していないために、さらに強度を向上させる余地がある。さらに熱間圧延鋼板に焼鈍を実施しないか、あるいは９８０℃の高温で焼鈍するため、熱間圧延鋼板内部にＣｕが微細分散し、熱間圧延鋼板が非常に硬質となる。そのため、その後の冷間圧延が困難となり、生産性に劣る問題があった。
【０００９】
本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであり、強度が高く高周波での鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを主目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、時効熱処理による析出強化で強度を高め、かつ優れた磁気特性を有する鋼板ができないかとの観点から鋭意研究を積み重ねた結果、磁気特性および強度特性の両方に有利なＳｉ、Ａｌ含有の鋼をベースに、析出強化元素としてＣｕを活用し、必要に応じてＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒの炭化物をも活用し、さらに仕上げ焼鈍条件を適正化することにより、強度特性および磁気特性を兼ね備えた無方向性電磁鋼板が得られることを見出し、本発明を完成させた。
なお、本発明において「炭化物」には、炭窒化物が含まれるものとする。
【００１１】
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１．６％以上３％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．１％以上３％以下、Ｎｉ：２％以下およびＣｕ：１％超３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる冷間圧延鋼板に、２ＭＰａ以上６ＭＰａ以下の張力を付加した状態で９００℃以上１１００℃以下の温度で仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程を有することを特徴とする時効熱処理用無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
【００１２】
本発明によれば、冷間圧延鋼板の鋼組成と、仕上げ焼鈍工程での張力および温度とを適正に制御することにより、磁気特性が良好な時効熱処理用無方向性電磁鋼板を製造することができる。また、本発明により得られた時効熱処理用無方向性電磁鋼板に時効熱処理を施すことにより、強度特性も改善された無方向性電磁鋼板を製造することができる。このように本発明は、運転中に変形や破壊が生じることなく安定して使用可能なモータロータに好適な無方向性電磁鋼板を提供することが可能である。
【００１３】
また本発明においては、上記冷間圧延鋼板が、上記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０１０％以下を含有することが好ましい。Ｂを含有することにより、上記冷間圧延鋼板の素材である熱間圧延鋼板の靭性が向上し冷間圧延工程での破断が抑制できるからである。
【００１４】
さらに本発明においては、上記冷間圧延鋼板が、上記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計で０．０１％以上０．１％以下の範囲内で含有することが好ましい。これらの元素を所定量含有することにより、強度特性を効果的に向上させることができるからである。
【００１５】
また本発明においては、上記仕上げ焼鈍工程前に、上記冷間圧延鋼板の素材である熱間圧延鋼板に６００℃以上９００℃以下の温度で２時間以上保持する熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程と、熱延板焼鈍が施された上記熱間圧延鋼板に冷間圧延を施す冷間圧延工程とを行ってもよい。所定の条件で熱延板焼鈍を施すことにより、鋼板の延性が向上し冷間圧延工程での破断を抑制できるからである。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、高周波での鉄損の低い時効熱処理用無方向性電磁鋼板を得ることができ、この時効熱処理用無方向性電磁鋼板に時効熱処理を施した場合には、鉄損が低いだけでなく強度が高い無方向性電磁鋼板を効率よく製造することが可能である。このような無方向性電磁鋼板を用いて製造した鉄心が高速回転するモータロータに組み込まれれば、モータ効率が高くなることはもちろん、運転中に変形や破壊することなく長期間にわたり安定して使用可能となる。このような省エネルギー効果により地球環境に負荷の少ない未来社会創造に貢献できる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】仕上げ焼鈍時の張力と鉄損Ｗ１０／４００との関係を示すグラフである。
【図２】仕上げ焼鈍時の張力と降伏強度ＹＰとの関係を示すグラフである。
【図３】仕上げ焼鈍時の張力と引張強度ＴＳとの関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明者らは、強度が高く、かつ磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を得るために、時効熱処理を用いた析出強化により無方向性電磁鋼板を高強度化する場合について、時効熱処理後の鋼板の強度特性および磁気特性へ及ぼす製造条件の影響を調査した。その結果、磁気特性および強度特性の両方に有利なＳｉ、Ａｌ含有の鋼をベースに、析出強化元素としてＣｕを活用し、必要に応じてＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒの炭化物をも活用し、さらに仕上げ焼鈍条件を適正化することにより、強度特性および磁気特性を兼ね備えた無方向性電磁鋼板が得られることを見出した。以下、本発明をなすに至った知見およびそれに至る実験結果について説明する。
【００１９】
真空溶解炉にて、主要成分が質量％で、Ｃ：０．００５％、Ｓｉ：２％、Ｍｎ：０．２％、Ｐ：０．０９％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．７％、Ｎ：０．００２％、Ｃｕ：２．０％、Ｎｂ：０．０３％である鋳片を作製し、１１５０℃で加熱した後、仕上げ温度を８５０℃として熱間圧延を施し、厚さ２．５ｍｍの熱間圧延鋼板を作製した。この熱間圧延鋼板を厚さ２．０ｍｍまで研削加工し、さらに厚さ０．３５ｍｍまで冷間圧延を施した。この冷間圧延により得られた冷間圧延鋼板に０〜８ＭＰａの張力を付与しながら９５０℃で５秒間の仕上げ焼鈍を施し、次いで２０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却し、幅５５ｍｍ、長さ５５ｍｍの単板試験片を作製した。そして、この単板試験片に５００℃で０．５時間の時効熱処理を施した。このようにして得られた鋼板について、降伏強度、引張強度、および鉄損Ｗ１０／４００を測定した。
【００２０】
図１に仕上げ焼鈍時の張力と鉄損Ｗ１０／４００との関係、図２に仕上げ焼鈍時の張力と降伏強度ＹＰとの関係、図３に仕上げ焼鈍時の張力と引張強度ＴＳとの関係をそれぞれ示す。図１〜図３より明らかなように、高い強度と高周波低鉄損とを両立するには仕上げ焼鈍時に鋼板に付与する張力を２〜６ＭＰａとすることが有効であることが明らかになった。
【００２１】
その機構については明らかではないが、本発明者らは次のように推定する。
すなわち、高温で焼鈍中に張力を付加することで、鋼板がわずかに伸びて結晶粒内に転位が導入される。その転位を析出サイトとして、時効熱処理で微細なＣｕが均質に析出するため、鋼板の強度が高くなると推察される。また、鋼中のＮｂは時効熱処理によりＮｂ炭化物となって析出する。このＮｂ炭化物も結晶粒内の転位上に析出し微細分散するので、さらなる強度上昇に寄与したものと推察される。
【００２２】
以下、本発明の時効熱処理用無方向性電磁鋼板の製造方法について詳細に説明する。
本発明の時効熱処理用無方向性電磁鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１．６％以上３％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．１％以上３％以下、Ｎｉ：２％以下およびＣｕ：１％超３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる冷間圧延鋼板に、２ＭＰａ以上６ＭＰａ以下の張力を付加した状態で９００℃以上１１００℃以下の温度で仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程を有することを特徴とするものである。
【００２３】
本発明においては、上記仕上げ焼鈍工程前に、通常、上述した鋼組成を有する鋼塊または鋼片（以下、スラブということもある。）を所定の温度としたのちに熱間圧延を施す熱間圧延工程と、熱間圧延工程により得られる熱間圧延鋼板に冷間圧延を施す冷間圧延工程とが行われる。また、上記熱間圧延工程後に、熱間圧延鋼板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程を行ってもよい。
以下、本発明における鋼組成、および本発明の時効熱処理用無方向性電磁鋼板の製造方法の各工程について説明する。
【００２４】
１．鋼組成
本発明に用いられるスラブまたは冷間圧延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１．６％以上３％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．１％以上３％以下、Ｎｉ：２％以下およびＣｕ：１％超３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるものである。
なお、各元素の含有量を示す「％」は、特に断りのない限り「質量％」を意味するものである。
【００２５】
（１）Ｃ
Ｃは鋼板の強度を高めるのに有効な元素である。しかしながら、Ｃ含有量が０．０２％を超えるとセメンタイト、εカーバイドなどの炭化物が析出し、磁気特性劣化が顕著になる場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．０２％以下とする。また、より一層の磁気特性向上、特に鉄損を向上させるにはＣ含有量の上限を０．００５％にするのが好ましい。一方、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒなどの炭化物生成元素を０．０１％以上含有させて析出強化を図る場合には、Ｃ含有量を０．００５％〜０．０２％に制御することが好ましい。
【００２６】
（２）Ｓｉ
Ｓｉは鋼の比抵抗を高め、鉄損低減に有効である。また、Ｓｉは固溶強化により鋼板の強度を高めるのにも有効である。Ｓｉ含有量は必要な鉄損特性および強度特性に応じて決定すればよい。しかしながら、Ｓｉ含有量が１．６％未満では必要な強度および鉄損が得られない可能性がある。一方、Ｓｉ含有量が３％を超えるとＣｕ析出物の分散状態が不均一となり強度向上効果が飽和する傾向を示す。また、冷間圧延において破断しやすくなり製造コストが著しく増大する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は１．６％以上３％以下とする。さらに、冷間圧延時の破断による歩留まり低下を抑制するためには、Ｓｉ含有量を１．６％以上２．５％以下にするのが好ましい。
【００２７】
（３）Ｍｎ
Ｍｎは不可避的不純物であり、添加する必要はない。しかしながら、Ｍｎは鋼の比抵抗を高め、鉄損低減に有効である。その効果を得るには０．１％以上含有させることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が１％を超えると原料コストが大きくなる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は１％以下に限定する。
【００２８】
（４）Ｐ
Ｐは不可避的不純物であり、添加する必要はない。しかしながら、Ｐは固溶強化により鋼板の強度を高めるのに有効な元素であり、その効果を得るには０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｐ含有量が０．２％を超えると鋼の靱性が劣化し、冷間圧延時に破断するおそれがある。したがって、Ｐ含有量は０．２％以下に限定する。
【００２９】
（５）Ｓ
Ｓは不可避的不純物であり、添加する必要はない。Ｓ含有量が０．０３％を超えると粗大なＭｎ，Ｃｕ含有硫化物が形成され、鋼の靭性が劣化し、冷間圧延時に破断するおそれがある。したがって、Ｓ含有量は０．０３％以下に限定する。また、硫化物分散による細粒化により強化を図るには、Ｓ含有量を０．００６％以上含有させることが好ましい。
【００３０】
（６）Ａｌ
ＡｌはＳｉと同様に鋼の比抵抗を高め、鉄損低減に有効である。また、脱酸に有効な元素であり、非金属介在物を低減することができる。しかしながら、Ａｌ含有量が３％を超えると飽和磁束密度が著しく低下し、鉄心性能が劣化する可能性がある。一方、溶鋼の脱酸を効率的に行うにはＡｌを０．１％以上含有させることが必要である。したがって、Ａｌ含有量は０．１％以上３％以下に限定する。集合組織改善により磁束密度を改善するには、Ａｌ含有量を０．６％以上とすることが好ましい。
【００３１】
（７）Ｎｉ
Ｎｉは不可避的不純物であり、添加する必要はない。しかしながら、Ｎｉは固溶強化により鋼板の強度を高めるのに有効な元素であり、その効果を得るには０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が２％を超えると原料コストが大きくなる。したがって、Ｎｉ含有量は２％以下に限定する。
【００３２】
（８）Ｃｕ
Ｃｕは本発明において必須の元素である。上述したように、Ｃｕ析出物が非常に微細である場合には、磁気特性をほとんど劣化させることなく、強度特性を向上させる効果がある。しかしながら、Ｃｕ含有量が１％以下ではＣｕ析出による強度上昇が十分得られない可能性がある。一方、Ｃｕ含有量が増加するにつれて時効硬化量は大きくなるが３％を超えると仕上げ焼鈍時にＣｕ析出物が不均一に分散して時効熱処理後の強度が低下し、また鋼板の磁束密度も低下する場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は１％超３％以下に限定する。また、析出強化が最も顕著になるという点から、Ｃｕ含有量は１．５％以上２．５％以下であることが好ましい。
【００３３】
（９）Ｂ
Ｂは任意添加元素であり、本発明において必須の元素ではない。しかしながら、Ｂを０．０００３％以上含有させることで熱延鋼板の靱性が向上し、冷間圧延時に破断しにくくなる。一方、Ｂ含有量が０．０１０％を超えると粗大なＢ化合物が生成し、かえって冷間圧延時に破断するおそれがある。したがって、Ｂ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。また、鋼板製造性の観点より、Ｂ含有量は０．０００３％以上０．００４０％以下にすることがさらに好ましい。
【００３４】
（１０）Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＺｒ
Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＺｒは炭化物を形成し、磁気特性を劣化させるので、特に添加する必要はない。しかしながら、強度特性を向上させるにはＴｉ，Ｎｂ，ＶおよびＺｒの合計含有量を０．０１％以上とすることが有効である。一方、Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＺｒの合計含有量が０．１％を超えると炭化物が粗大分散して磁気特性が著しく劣化する可能性がある。したがって、Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＺｒの合計含有量は０．０１％以上０．１％以下とすることが好ましい。
【００３５】
本発明においては、スラブまたは冷間圧延鋼板が、Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＺｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、この際、上述したようにＴｉ，Ｎｂ，ＶおよびＺｒの合計含有量が０．０１％以上０．１％以下であることが好ましいのであるが、炭化物生成による析出強化を確実に図るには、Ｔｉ，Ｎｂ，ＶまたはＺｒのいずれか一つの元素の含有量を単独で０．０１％以上とすることが好ましい。
【００３６】
（１１）その他の不可避的不純物
製鋼プロセスにおいて鋼中に混入する不純物で０．０１％以上混入する可能性のある成分としてＣｒおよびＭｏ等が存在する。ＣｒおよびＭｏのいずれも含有量を１％以下に低減しておけば、本発明の効果が損なわれることはない。また、上記成分以外の不純物成分は、いずれも含有量が０．０５％以下に低減されていれば本発明の効果に影響はない。
【００３７】
２．仕上げ焼鈍工程
本発明における仕上げ焼鈍工程は、上述した鋼組成を有する冷間圧延鋼板に、２ＭＰａ以上６ＭＰａ以下の張力を付加した状態で９００℃以上１１００℃以下の温度で仕上げ焼鈍を施す工程である。
【００３８】
本発明において、仕上げ焼鈍条件の制御は、時効熱処理後の強度特性および磁気特性を改善する上で非常に重要である。
仕上げ焼鈍温度は、９００℃以上１１００℃以下とする。仕上げ焼鈍温度が上記範囲未満では、再結晶粒成長が不十分となり磁気特性が著しく劣化する可能性がある。一方、仕上げ焼鈍温度が上記範囲を超えると鋼板の粒径が著しく粗大化し、時効熱処理後のＣｕ析出物が不均一に分散し、強度が低下する場合がある。より一層の鉄損低減には仕上げ焼鈍温度が高ければ高いほどよく、９５０℃以上とすることが好ましい。
また、仕上げ焼鈍中に鋼板に付加する張力は２ＭＰａ以上６ＭＰａ以下の範囲とする。これは、上述した実験結果からわかるように、時効熱処理後の鋼板強度を高めるためには、仕上げ焼鈍中に鋼板に付加する張力を制御することが有効であるからである。
【００３９】
３．熱間圧延工程
本発明においては、上述した鋼組成を有するスラブを所定の温度としたのちに、熱間圧延を施す熱間圧延工程を行ってもよい。
熱間圧延としては一般的な方法を用いることができる。スラブ温度、熱間圧延での仕上げ温度、巻取り温度等の条件は、スラブの鋼組成、目的とする鋼板の板厚などにより適宜選択するものとする。
熱間圧延鋼板は、通常、熱間圧延の際に鋼板表面に生成したスケールを酸洗により除去してから冷間圧延に供される。熱間圧延鋼板に後述する熱延板焼鈍を施す場合には、熱延板焼鈍前または熱延板焼鈍後のいずれかにおいて酸洗すればよい。
【００４０】
４．熱延板焼鈍工程
本発明においては、上記熱間圧延工程により得られる熱間圧延鋼板に、６００℃以上９００℃以下の温度で２時間以上保持する熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程を行ってもよい。この熱間圧延鋼板は、上記冷間圧延鋼板の素材となるものである。熱延板焼鈍工程は必ずしも必須の工程ではないが、続いて行われる冷間圧延の能率を高めることを可能とするのに有用な工程である。
【００４１】
熱延板焼鈍での焼鈍温度は、６００℃以上９００℃以下であることが好ましい。焼鈍温度が上記範囲未満であるとかえって鋼板の強度が高くなりすぎ、冷間圧延が困難となる場合がある。一方、焼鈍温度が上記範囲を超えてもＣｕの固溶・再析出が起こり、鋼板の強度が高くなり、冷間圧延が困難となる可能性がある。さらに好ましい焼鈍温度は、６５０℃以上８５０℃以下である。
また、上記焼鈍温度での保持時間は２時間以上であることが好ましい。保持時間が２時間未満の場合、Ｃｕ析出物が微細化し、鋼板の強度が高くなり、冷間圧延が困難となる場合がある。保持時間は８時間以上がより好ましい。一方、保持時間の上限は特に限定されないが、経済性の観点から４８時間以下にすることが望ましい。
【００４２】
５．冷間圧延工程
本発明においては、上記熱間圧延工程により得られる熱間圧延鋼板、あるいは、上記熱延板焼鈍工程にて熱延板焼鈍が施された熱間圧延鋼板に、冷間圧延を施す冷間圧延工程を行ってもよい。
【００４３】
また、本工程は、熱間圧延鋼板に中間焼鈍をはさんだ二回以上の冷間圧延を施す工程であってもよい。中間焼鈍は、必ずしも必須ではないが、中間焼鈍を行うことにより鋼板の延性が向上し冷間圧延での破断が少なくなるという利点を有する。
中間焼鈍での焼鈍温度等の条件は、熱延板焼鈍と同様にすることが好ましい。
【００４４】
６．その他
本発明においては、上記冷間圧延工程後に、一般的な方法にしたがって、有機成分のみ、無機成分のみ、あるいは有機無機複合体からなる絶縁皮膜を鋼板表面に塗布するコーティング工程を行ってもよい。また、コーティング工程は、加熱・加圧することにより接着能を発揮する絶縁コーティングを施す工程であってもよい。接着能を発揮するコーティング材料としては、アクリル樹脂、フェノール樹脂、エポキシ樹脂またはメラミン樹脂などを用いることができる。
【００４５】
また、本発明により製造される時効熱処理用無方向性電磁鋼板に、時効熱処理を施すことにより無方向性電磁鋼板を製造することができる。時効熱処理は、無方向性電磁鋼板の強度を高めるのに有効である。
時効熱処理での温度、時間、雰囲気等の条件は、鋼組成、目的とする強度などにより適宜選択するものとする。
【００４６】
なお、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。
【実施例】
【００４７】
以下、実施例を例示して、本発明を具体的に説明する。
［実施例１］
転炉で脱炭脱硫した溶鋼２３０ｔｏｎを取鍋内に出鋼し、取鍋をＲＨ式真空脱ガス装置に移動した。ＲＨ式真空脱ガス装置で減圧脱炭を行い、鋼中のＣ含有量を０．０１５％以下とした後に、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，Ｃｕ，Ｂ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＺｒの含有量を調整し、連続鋳造機にてスラブとした。
上記スラブを加熱炉で１１５０℃まで加熱し、仕上げ温度８００〜８５０℃、巻き取り温度５００℃で熱間圧延し、厚さ２．０ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。次いで、酸洗脱スケールして、７５０℃で１０ｈ焼鈍後、厚さ０．３５ｍｍまで冷間圧延し、張力を２ＭＰａ〜７ＭＰａとして９００〜１０５０℃で仕上げ焼鈍し、鋼板表面に絶縁皮膜を塗布した。
下記の表１に製品の成分分析値、表２に仕上げ焼鈍条件をそれぞれ示す。
【００４８】
このようにして得られた鋼板から２８ｃｍエプスタイン試験片を採取し、５００℃で０．５ｈの時効熱処理を行った。時効熱処理後の鋼板について、ＪＩＳ−Ｃ−２５５０規定の方法により鉄損Ｗ10/400を測定した。また、磁束密度Ｂ５０も測定した。さらに、時効熱処理後の鋼板についてＪＩＳ−Ｚ−２２４１に規定の引張試験を行い、降伏強度ＹＰおよび引張強度ＴＳを測定した。下記の表２に磁気特性および強度特性のデータを示す。
【００４９】
【表１】
0005418469.tif 000002
【００５０】
【表２】
0005418469.tif 000003
【００５１】
鋼組成が本発明の範囲内である鋼板は、降伏強度ＹＰが６００ＭＰａ以上、引張強度ＴＳが７５０ＭＰａ以上であり、かつ鉄損Ｗ10/400が２５W/kg以下となり、所要の特性が得られた。また、磁束密度Ｂ５０も良好であった。特に、鋼組成が本発明の範囲内である鋼板の中でもＡｌ含有量が０．６％以上である鋼マークＡ５〜Ａ１３の鋼板は、Ａｌ含有量が比較的少ない鋼マークＡ４の鋼板よりも磁束密度Ｂ５０が向上した。一方、鋼組成が本発明の範囲外である鋼板は、降伏強度ＹＰが６００ＭＰａを下回っており、本発明例より明らかに劣っていた。中でも、鋼マークＡ３の鋼板は、Ｃｕ含有量が多いために磁束密度Ｂ５０が低下した。
【００５２】
［実施例２］
実施例１にて製造した鋼マークＡ５およびＡ９の冷間圧延鋼板を用いて、温度を８５０℃〜１１５０℃、張力を３ＭＰａ〜７ＭＰａと変化させた仕上げ焼鈍を行い、鋼板表面に絶縁皮膜を塗布した。下記の表３に仕上げ焼鈍条件を示す。
【００５３】
このようにして得られた鋼板から２８ｃｍエプスタイン試験片を採取し、５００℃で０．５ｈの時効熱処理を行った。時効熱処理後の鋼板について、ＪＩＳ−Ｃ−２５５０規定の方法により鉄損Ｗ10/400を測定した。また、磁束密度Ｂ５０も測定した。さらに、時効熱処理後の鋼板についてＪＩＳ−Ｚ−２２４１に規定の引張試験を行い、降伏強度ＹＰおよび引張強度ＴＳを測定した。下記の表３に磁気特性および強度特性のデータを示す。
【００５４】
【表３】
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【００５５】
本発明に規定の仕上げ焼鈍条件に従って製造された鋼板は、降伏強度ＹＰが６００ＭＰａ以上、引張強度ＴＳが７５０ＭＰａであり、かつ鉄損Ｗ10/400が２５W/kg以下となり、所要の特性が得られた。また、磁束密度Ｂ５０も良好であった。一方、本発明規定外の条件で製造された鋼板は、降伏強度ＹＰが６００ＭＰａを下回るか、あるいは鉄損Ｗ10/400が２５W/kgを超えており、本発明例より明らかに劣っていた。中でも、仕上げ焼鈍温度が９００℃未満である場合は、磁束密度Ｂ５０が低下した。
【００５６】
［実施例３］
実施例１にて製造した鋼マークＡ９の厚さ２．０ｍｍの熱間圧延鋼板を用いて、種々の熱延板焼鈍を施した後、レバース式の冷間圧延機にて厚さ０．３５ｍｍまでの冷間圧延パス数によりその操業性を評価した。結果を下記の表４に示す。
【００５７】
【表４】
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【００５８】
熱延板焼鈍での焼鈍温度が６００℃以上９００℃以下である場合は、９パスで冷間圧延できたのに対し、焼鈍温度が６００℃未満あるいは９００℃を超える場合は、その焼鈍鋼板が非常に硬質であるため圧延回数９パスで厚さ０．３５ｍｍまで圧延することができず、操業性が劣ることが判明した。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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