(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００５０〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２〜７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５〜３ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．００５〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍した後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延における圧下率をそれぞれ５０〜７５％として最終板厚とし、その後、仕上焼鈍してから脱炭焼鈍してＣ：０．００５ｍａｓｓ％未満とし、または、脱炭焼鈍してＣ：０．００５ｍａｓｓ％未満としてから仕上焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、無方向性電磁鋼板の製造方法に関し、詳しくは、鋼板の圧延方向の磁束密度に優れる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】
近年、電力をはじめとするエネルギーの削減という世界的な流れの中において、電気機器の高効率化・小型化が強く要望されるようになってきている。無方向性電磁鋼板は、電気機器の鉄心材料等として広く使用されているから、電気機器の小型化・高効率化を達成するためには、無方向性電磁鋼板の磁気特性の向上、すなわち、高磁束密度化・低鉄損化が不可欠な課題となってきている。
【０００３】
そこで、無方向性電磁鋼板は、従来、添加する合金元素を適正化し、さらに、冷間圧延する前の結晶粒径を大きくしたり、冷延圧下率を最適化したりすることなどで高磁束密度化を図る一方、電気抵抗増大元素を添加したり、板厚を低減したりすることなどで低鉄損化を図ってきている。
【０００４】
ところで、ハイブリッド自動車などの駆動モータでは、歩留りを向上する観点から、分割コアが採用され初めている。この分割コアは、従来のように素材鋼板から一体としてコアを打ち抜くのではなく、コアを幾つかの部分に分割し、それぞれの部分のティースの長さ方向が鋼板の圧延方向となるように打ち抜いてコアを組み立てる技術である。この分割コアでは、磁束が集中するティースの長さ方向が電磁鋼板の圧延方向となるため、モータの特性向上を図るためには、電磁鋼板の圧延方向の特性が極めて重要となる。
【０００５】
圧延方向の磁束密度を高めた材料としては、圧延方向にＧｏｓｓ方位を揃えた方向性電磁鋼板が挙げられる。しかし、方向性電磁鋼板は、二次再結晶プロセスを経て製造されるため、製造コストが高く、分割コアにはほとんど採用されていないのが実情である。したがって、安価な無方向性電磁鋼板において、圧延方向の磁束密度を向上させることができれば、分割コアの最適材料となり得ると考えられる。
【０００６】
このような要求に応える技術としては、たとえば、特許文献１に開示された、Ｓｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：１．０ｍａｓｓ％以上を含有し、結晶粒径を５０μｍ以下とした仕上焼鈍後の鋼板に、圧下率３〜１０％のスキンパス圧延を施すことにより、圧延方向の磁束密度を高めた無方向性電磁鋼板を得る技術を挙げることができる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００６−２６５７２０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の技術で得られる無方向性電磁鋼板は、Ｌ方向の磁束密度Ｂ５０−Ｌが高々１．７８Ｔ程度であり、従来の無方向性電磁鋼板の磁気特性を凌駕するものではない。したがって、分割コアのための、さらに磁気特性を改善した無方向性電磁鋼板の開発が望まれている。
【０００９】
そこで、本発明の目的は、従来技術における上記した問題点に鑑み、圧延方向における磁束密度を飛躍的に高めた無方向性電磁鋼板の製造方法を提案することにある。ここで、本発明の具体的な開発目標は、圧延方向（Ｌ方向）における磁束密度Ｂ５０−Ｌが１．８０Ｔ以上の無方向性電磁鋼板である。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
発明者らは、上記課題を解決するべく鋼の成分組成および電磁鋼板の製造条件について鋭意検討を重ねた。その結果、Ａｌ含有量を０．０１ｍａｓｓ％以下に低減し、Ｖを適正範囲で添加した鋼素材を用いた上で、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延における圧下率を適正範囲に制御することにより、仕上焼鈍での再結晶集合組織におけるＧｏｓｓ集積度が高まり、圧延方向の磁束密度を著しく高めることができることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１１】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．００５０〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２〜７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５〜３ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．００５〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍した後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延における圧下率をそれぞれ５０〜７５％として最終板厚とし、その後、仕上焼鈍してから脱炭焼鈍してＣ：０．００５ｍａｓｓ％未満とし、または、脱炭焼鈍してＣ：０．００５ｍａｓｓ％未満としてから仕上焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法である。
【００１２】
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、圧延方向の磁束密度が高い無方向性電磁鋼板を安価に提供することができるので、その特性を活かすことができる分割コアやトランスコアなどの用途に幅広く用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】Ｖ含有量が、圧延方向の磁束密度に及ぼす影響を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
まず、本発明の無方向性電磁鋼板を製造する上で、鋼素材が有すべき成分組成について説明する。
Ｃ：０．００５０〜０．０３ｍａｓｓ％
固溶Ｃは、冷間圧延で導入される転位を固着し、変形帯の形成を促進する効果を有する。この変形帯は、仕上焼鈍で形成される再結晶集合組織におけるＧｏｓｓ方位｛１１０｝＜００１＞の集積度を高めるため、圧延方向の磁気特性（磁束密度）を著しく向上する。したがって、圧延方向の磁束密度を高めるには、冷間圧延時に十分な量の固溶Ｃを存在させておく必要があり、そのためには、鋼素材のＣは０．００５０ｍａｓｓ％以上とする必要がある。一方、電磁鋼板が、磁気時効を起こして鉄損が増大しないようにするためには、製品段階におけるＣが０．００５０ｍａｓｓ％未満であることが必要である。しかし、鋼素材のＣが０．０３ｍａｓｓ％を超えると、冷間圧延後の脱炭焼鈍で、上記レベルまで十分に脱炭できないおそれがある。よって、鋼素材のＣは、０．００５０〜０．０３ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．００８〜０．０２ｍａｓｓ％の範囲である。
【００１６】
Ｓｉ：２〜７ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼の電気抵抗を高めて鉄損を低減する元素である。また、Ｓｉが２ｍａｓｓ％未満では、最終冷間圧延後の仕上焼鈍で高温焼鈍すると、γ変態を生じて、良好な磁気特性を得ることができなくなる。一方、Ｓｉが７ｍａｓｓ％を超えると、鋼が硬質化して圧延することが困難となったり、飽和磁束密度が低下したりするため好ましくない。よって、Ｓｉの添加量は２〜７ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００１７】
Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、本発明における重要元素であり、Ｓｉと同様、電気抵抗を高めるのに有効な元素である。しかし、本発明においては、Ａｌの含有量が０．０１ｍａｓｓ％を超えると、仕上焼鈍で形成される集合組織がランダム化して、Ｇｏｓｓ方位｛１１０｝＜００１＞が十分に発達しなくなり、優れた磁気特性を得ることができなくなる。よって、本発明では、Ａｌは０．０１ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００５ｍａｓｓ％以下である。
【００１８】
Ｍｎ：０．０５〜３ｍａｓｓ％
Ｍｎは、Ｓを固定し、鋼の熱間加工性を改善するのに必要な元素である。しかし、０．０５ｍａｓｓ％未満では、その添加効果が得られず、一方、３ｍａｓｓ％を超える添加は、原料コストの上昇を招く。よって、Ｍｎは０．０５〜３ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００１９】
Ｖ：０．００３〜０．０５ｍａｓｓ％
Ｖは、仕上焼鈍での再結晶集合組織において、圧延方向へのＧｏｓｓ方位の集積度を高める、本発明の必須添加元素である。Ｖ添加によりＧｏｓｓ方位集積度が高まる理由はまだ十分に明らかとはなってはいないが、ＶがＶＣやＶＮとなって析出することによって、冷間圧延後の集合組織が改善され、これにＡｌ低減による集合組織の改善効果が重畳して、仕上焼鈍後の再結晶集合組織におけるＧｏｓｓ方位への集積度がより高められるためであると推定している。上記の磁束密度向上効果は、Ｖの添加量が０．００３ｍａｓｓ％未満では得られず、一方、０．０５ｍａｓｓ％を超える添加は、上記効果が飽和するだけである。よって、本発明では、Ｖは０．００３〜０．０５ｍａｓｓ％の範囲で添加する。
【００２０】
ここで、Ｖの添加量を上記範囲に限定する根拠について説明する。
Ｃ：０．０１８０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．３ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１７ｍａｓｓ％からなる成分組成の鋼をベースとし、これにＶを０．００１〜０．１ｍａｓｓ％の範囲で変化して添加した鋼を溶製し、鋼スラブとした後、この鋼スラブを１１００℃×３０分加熱後、熱間圧延して板厚２．３ｍｍの熱延板とし、９５０℃×３０秒の熱延板焼鈍し、次いで、１回目の冷間圧延で０．８５ｍｍの中間板厚とし、８５０℃×３０秒の中間焼鈍を施した後、２回目の冷間圧延で最終板厚が０．３５ｍｍの冷延板とし、その後、霧点：３０℃の雰囲気下で８５０℃×３０秒の脱炭焼鈍し、１０００℃×３０秒の仕上焼鈍し、かくして得られた無方向性電磁鋼板から、圧延方向Ｌ：１８０ｍｍ×板幅方向Ｃ：３０ｍｍのＬ方向エプスタイン試験片を採取し、圧延方向Ｌの磁束密度Ｂ５０−Ｌを測定した。
【００２１】
図１は、上記の結果を、Ｖの添加量と圧延方向の磁束密度Ｂ５０−Ｌとの関係として示したものであり、Ｖの含有量が０．００３〜０．０５ｍａｓｓ％の範囲において、圧延方向の磁束密度が良好となっていることがわかる。
【００２２】
Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
ＳおよびＮは、鋼中に混入してくる不可避的不純物元素であり、いずれも、０．００５０ｍａｓｓ％を超えて含有すると、磁気特性が低下する。よって、本発明では、ＳおよびＮは、それぞれ０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは、それぞれ０．００３ｍａｓｓ％以下である。
【００２３】
本発明の無方向性電磁鋼板は、上記必須成分に加えてさらに、ＳｎおよびＳｂを下記の範囲で添加してもよい。
Ｓｎ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％
ＳｎおよびＳｂはいずれも、再結晶集合組織を改善したり、焼鈍時の酸化や窒化を防止したりすることで、無方向性電磁鋼板の磁気特性を高める効果を有するので、必要に応じて添加することができる。しかしながら、いずれも、含有量が０．００５ｍａｓｓ％未満では、上記効果が十分に得られず、一方、０．１ｍａｓｓ％を超えると、上記効果が飽和してしまうので、ＳｎおよびＳｂはそれぞれＳｎ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％の範囲で含有させるのが好ましい。
【００２４】
本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
【００２５】
次に、本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、上述した本発明の成分組成に適合する成分組成の鋼を、転炉や電気炉あるいはさらに真空精錬設備等からなる通常の精錬プロセスで溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法で鋼スラブとし、次いで、上記鋼スラブを加熱炉等で再加熱後、熱間圧延し、熱延板焼鈍し、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延で最終板厚とした後、仕上焼鈍してから脱炭焼鈍し、あるいは脱炭焼鈍してから仕上焼鈍し、さらに必要に応じて絶縁コーティングを施して最終製品である無方向性電磁鋼板を得る方法である。ここで、本発明の製造方法において重要な工程は、熱延板焼鈍〜仕上焼鈍あるいは脱炭焼鈍までであり、それ以外の工程については、従来から公知の条件で構わない。
【００２６】
以下、上記各重要工程の製造条件について説明する。
熱延板焼鈍
本発明の製造方法における熱延板焼鈍は、無方向性電磁鋼板において通常実施されている条件でも構わないが、焼鈍温度は７５０〜１０５０℃の範囲とするのが好ましく、より好ましくは８００〜１０００℃の範囲である。焼鈍温度が７５０℃未満では、未再結晶組織が残存するおそれがあり、一方、１０５０℃を超えると、焼鈍設備に多大な負荷がかかるためである。
【００２７】
冷間圧延
本発明の製造方法における冷間圧延は、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延とする必要があり、各冷間圧延の圧下率は、それぞれの５０〜７５％の範囲に制限する必要がある。冷延圧下率が上記範囲を外れると、仕上焼鈍における再結晶で、Ｇｏｓｓ集合組織が十分に発達せず、磁気特性が低下するからである。好ましい冷間圧下率の範囲は、それぞれ５５〜７０％の範囲である。なお、上記冷間圧延の圧下率配分は、冷間圧延回数が３回以上となっても変わりはない。
【００２８】
中間焼鈍
上記２回以上の冷間圧延の間で行う中間焼鈍は、再結晶温度以上の温度で行えばよいが、好ましくは７５０〜１０５０℃、より好ましくは８００℃〜１０００℃の温度範囲で実施するのが望ましい。７５０℃未満では、未再結晶組織となるおそれがあり、一方、１０５０℃を超えると、焼鈍設備に負担がかかるからである。
【００２９】
仕上焼鈍
仕上焼鈍も、再結晶温度以上で行えばよいが、７５０〜１０５０℃の温度範囲が好ましく、８００〜１０００℃の温度範囲がより好ましい。
【００３０】
脱炭焼鈍
脱炭焼鈍は、時効劣化による磁気特性の低下（鉄損増加）を起こさせないため、鋼板中のＣを０．００５０ｍａｓｓ％未満に低減するための工程であり、その条件は、通常の条件で行えばよく、特に制限はないが、例えば、露点が２０〜４０℃の酸化性雰囲気下で８００〜９００℃の温度範囲で行うことが好ましい。なお、この脱炭焼鈍は、最終冷間圧延後であれば仕上焼鈍の前・後のいずれの段階で行ってもよい。
【実施例１】
【００３１】
表１に示した成分組成を有するＮｏ．１〜２１の鋼を溶製し、鋼スラブとし、この鋼スラブを１１００℃×３０分加熱後、熱間圧延して板厚２．３ｍｍの熱延板とし、この熱延板に９５０℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、０．８０ｍｍの中間板厚まで冷間圧延（１Ｒ）し、９００℃×３０秒の中間焼鈍後、２回目の冷間圧延（２Ｒ）し、最終板厚が０．３５ｍｍの冷延板とした。次いで、上記冷延板を、１０００℃×３０秒で仕上焼鈍してから、露点が３０℃の雰囲気下で８５０℃×３０秒の脱炭焼鈍を施してＣを０．００５０ｍａｓｓ％未満まで低減し、無方向性電磁鋼板とした。
【００３２】
次いで、上記各種の無方向性電磁鋼板から、圧延方向Ｌ：１８０ｍｍ×板幅方向Ｃ：３０ｍｍのＬ方向エプスタイン試験片を採取し、エプスタイン試験によって圧延方向の磁気特性（磁束密度Ｂ５０−Ｌ）を測定した。かくして得られた結果を、表１に併記した。
【００３３】
表１から、本発明に適合する成分組成の鋼を素材とし、本発明に適合する条件で製造された発明例の電磁鋼板は、いずれも圧延方向の磁束密度Ｂ５０−Ｌが１．８０Ｔ以上の優れた値が得られていることがわかる。
【００３４】
【表１】
0005573147.tif 000002
【実施例２】
【００３５】
Ｃ：０．０１８０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．３ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１７ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００９ｍａｓｓ％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる本発明に適合する成分組成を有する鋼スラブを１１００℃×３０分間加熱後、熱間圧延して表２に記載した板厚の熱延板とした後、９００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した。次いで、上記熱延板を、１回の冷間圧延で最終板厚とするか、もしくは、表２に示す圧下率で１回目の冷間圧延（１Ｒ）し、９５０℃×３０秒の中間焼鈍した後、同じく表２に示す圧下率で２回目の冷間圧延（２Ｒ）して最終板厚が０．３５ｍｍまたは０．５０ｍｍの冷延板とした。次いで、それらの冷延板を、実施例１とは逆に、露点が３０℃の雰囲気下で８５０℃×３０秒の脱炭焼鈍を施してＣを０．００５０ｍａｓｓ％未満に低減してから、１０００℃×３０秒で仕上焼鈍し、無方向性電磁鋼板とした。
【００３６】
次いで、上記各種の無方向性電磁鋼板から、圧延方向Ｌ：１８０ｍｍ×板幅方向Ｃ：３０ｍｍのＬ方向エプスタイン試験片を採取し、エプスタイン試験によって圧延方向の磁気特性（磁束密度Ｂ５０−Ｌ）を測定した。かくして得られた結果を、表２に併記した。
【００３７】
表２から、脱炭焼鈍と仕上焼鈍の順序に拘わらず、１Ｒおよび２Ｒの冷延圧下率が共に５０〜７５％の範囲にある場合にのみ良好な磁気特性（磁束密度Ｂ５０−Ｌ）が得られていることがわかる。
【００３８】
【表２】
0005573147.tif 000003
【図１】
0005573147.tif 000004