(57)【要約】【課題】本発明は、圧延方向の磁気特性を飛躍的に向上させた無方向性電磁鋼板をコストと生産性に優れた方法で提供する。【解決手段】質量%で、Si:2.0%以下、Mn:3.0%以下、Al:1.0%以上3.0%以下、さらに必要に応じSn、Sb、Cu、Ni、Cr、P、REM、Ca、Mgを合計で0.002%以上0.5%以下、残部Fe及び不可避不純物からなり、歪取焼鈍後の圧延方向について、磁束密度B50Lと飽和磁束密度Bsの比(B50L/Bs)が0.85以上、鉄損W15/50Lが2.0W/kg以下であることを特徴とする、圧延方向の磁気特性が良好な無方向性電磁鋼板。その製造方法は、熱延板焼鈍を800℃以上1100℃以下で30秒以上、仕上焼鈍後の結晶粒径を50μm以下とし、圧下率3%以上10%以下のスキンパスを施した後、歪取焼鈍を行なう。さらに冷延圧下率は60%以上75%以下が望ましい。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、Si:2.0%以下、Mn:3.0%以下、Al:1.0%以上3.0%以下で、残部Fe及び不可避不純物からなり、歪取焼鈍後の圧延方向の磁束密度B50Lと飽和磁束密度Bsの比(B50L/Bs)が0.85以上であることを特徴とする圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板。
【請求項２】
前記鋼板の、歪取焼鈍後の圧延方向の鉄損W15/50Lが2.0W/kg以下であることを特徴とする請求項１に記載の圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板。
【請求項３】
前記鋼板が、さらに、質量%で、SnまたはSb:0.002%以上0.5%以下を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板。
【請求項４】
前記鋼板が、さらに、質量%で、Cu、Ni、Cr、P、REM、Ca、Mgの少なくとも１種を合計で0.002%以上0.5%以下を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板。
【請求項５】
質量%で、Si:2.0%以下、Mn:3.0%以下、Al:1.0%以上3.0%以下で、残部Fe及び不可避不純物からなり、熱延、熱延板焼鈍、酸洗、冷延、仕上焼鈍、スキンパス圧延を施す製造工程において、結晶粒径を50μm以下を有する仕上焼鈍後の鋼板を圧下率3%以上10%以下でスキンパス圧延することを特徴とする圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項６】
質量%で、Si:2.0%以下、Mn:3.0%以下、Al:1.0%以上3.0%以下で、残部Fe及び不可避不純物からなり、熱延、熱延板焼鈍を行いまたは省略し、酸洗、中間焼鈍をはさむ2回以上の冷延、仕上焼鈍、スキンパス圧延を施す製造工程において、結晶粒径を50μm以下を有する仕上焼鈍後の鋼板を圧下率3%以上10%以下でスキンパス圧延することを特徴とする圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記鋼板が、さらに、Sn、Sb、Cu、Ni、Cr、P、REM、Ca、Mgの一種以上を0.002%以上0.5%以下を含有することを特徴とする請求項5または6に記載の圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記冷間圧延における最終の冷延圧下率を60%以上75%以下とすることを特徴とする請求項5または6に記載の圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記熱延板焼鈍および中間焼鈍のうち少なくとも最後に行う焼鈍を800℃以上1100℃以下で30秒以上行なうことを特徴とする請求項5または6に記載の圧延方向の磁気特性に優れた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、電気機器の鉄心材料として使用される無方向性電磁鋼板および、その製造方法に関するもので、特に歪取焼鈍後における圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、世界的な電気機器の省エネルギー化の高まりにより、モータの鉄心材料として用いられる無方向性電磁鋼板に対しても、更なる低鉄損・高磁束密度が要求されてきている。一般にSiを添加して固有抵抗を高め、かつ製品粒径を大きくすることで鉄損を低減し、さらに熱延板焼鈍や冷延圧下率を最適化することで高磁束密度化を図ってきた。
【０００３】
一方、小型モータの工法として近年、分割タイプが増えてきた。これはステータを小分割した形で打ち抜いて積層し、巻線後に継ぎ合わせて円弧状のステータコアを形成するもので、鋼板歩留まりや巻線充填率が向上できる利点がある。さらに磁性良好な鋼板の特定方向を、例えば磁束の集中するティース方向に揃えることが可能となるため、モータ効率の向上が期待できる。
【０００４】
このような分割コア用の鋼板としては、圧延方向の磁性が極めて良好な方向性電磁鋼板の適用が考えられるが、打抜き性が悪くかつ大幅なコスト高となってしまうために採用例はほとんどなく、従来のモータ同様に無方向性電磁鋼板が採用されている。すなわち無方向性電磁鋼板で特定方向の磁性を著しく向上させることができれば、分割タイプの小型モータの最適材料になり得るはずである。
【０００５】
分割コア用の無方向性電磁鋼板としては、例えば、特許文献１には、特に熱延板焼鈍後の結晶粒径と冷間圧延の圧下率を制御することにより、仕上焼鈍後の｛１００｝＜００１＞系集合組織を発達させ、面内圧延方向とその板面内垂直方向に優れた磁気特性を得る方法が開示されている。
【０００６】
しかしながらこれまでの無方向性電磁鋼板では、磁性が良好な圧延方向(以下、L方向とする)でも他の鋼板方向に対する磁性の優位性が小さいのが実情である。さらに最近では高周波鉄損の低減を目的に、薄手かつSi量の多い高級材のニーズが増えているが、このような鋼板ではさらにL方向の磁性優位性が小さくなるという問題があった。
【０００７】
【特許文献１】特開2004−332042号公報
【特許文献２】特開昭57-203718号公報
【特許文献３】特開平5-247537号公報
【特許文献４】特開2002-146490号公報
【特許文献５】特開2005-240050号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は前述の問題を鑑み、結晶粒の粗大化や多量の合金添加にもかかわらず、L方向の磁気特性が極めて優れた無方向性電磁鋼板を低コストで提供しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明は上記課題を解決するためになされたもので、その要旨は次のとおりである。
【００１０】
(1) 質量%で、Si:2.0%以下、Mn:3.0%以下、Al:1.0%以上3.0%以下で、残部Fe及び不可避不純物からなり、歪取焼鈍後の圧延方向の磁束密度B50Lと飽和磁束密度Bsの比(B50L/Bs)が0.85以上であることを特徴とする圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板。
【００１１】
(2) 前記鋼板の、歪取焼鈍後の圧延方向の鉄損W15/50Lが2.0W/kg以下であることを特徴とする(1)記載の圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板。
【００１２】
(3) 前記鋼板が、さらに、質量%で、SnまたはSb:0.002%以上0.5%以下を含有することを特徴とする(1)または(2)に記載の圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板。
【００１３】
(4) 前記鋼板が、さらに、質量%で、Cu、Ni、Cr、P、REM、Ca、Mgの少なくとも１種を合計で0.002%以上0.5%以下を含有することを特徴とする(1)または(2)に記載の圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板。
【００１４】
(5) 質量%で、Si:2.0%以下、Mn:3.0%以下、Al:1.0%以上3.0%以下で、残部Fe及び不可避不純物からなり、熱延、熱延板焼鈍、酸洗、冷延、仕上焼鈍、スキンパス圧延を施す製造工程において、結晶粒径を50μm以下を有する仕上焼鈍後の鋼板を圧下率3%以上10%以下でスキンパス圧延することを特徴とする圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１５】
(6) 質量%で、Si:2.0%以下、Mn:3.0%以下、Al:1.0%以上3.0%以下で、残部Fe及び不可避不純物からなり、熱延、熱延板焼鈍を行いまたは省略し、酸洗、中間焼鈍をはさむ2回以上の冷延、仕上焼鈍、スキンパス圧延を施す製造工程において、結晶粒径を50μm以下を有する仕上焼鈍後の鋼板を圧下率3%以上10%以下でスキンパス圧延することを特徴とする圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１６】
(7) 前記鋼板が、さらに、Sn、Sb、Cu、Ni、Cr、P、REM、Ca、Mgの一種以上を0.002%以上0.5%以下を含有することを特徴とする(5)または(6)に記載の圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１７】
(8) 前記冷間圧延における最終の冷延圧下率を60%以上75%以下とすることを特徴とする(5)または(6)に記載の圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１８】
(9) 前記熱延板焼鈍および中間焼鈍のうち少なくとも最後に行う焼鈍を800℃以上1100℃以下で30秒以上行なうことを特徴とする(5)または(6)に記載の圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、L方向の磁気特性が極めて優れた無方向性電磁鋼板を低コストで提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
以下に本発明を詳細に説明する。本発明者らは無方向性電磁鋼板において、磁気特性が最も優れるL方向の磁性を更に向上させることに取り組んできた。その結果、Siを2.0%以下とした鋼に1.0%以上のAlを添加し、かつ仕上焼鈍後に圧下率3〜10%のスキンパスと歪取焼鈍を施すことによって、L方向の特性が飛躍的に向上することを知見し、本発明を完成させた。以下、本発明に至った実験結果について述べる。
（実験1）
質量%でSi:1.0%、Mn:0.2%、Al:0.001〜2.5%の鋼を溶製した。これらの鋼塊を熱延して板厚2.7mmとし、1000℃で60秒の熱延板焼鈍を施し、一回の冷延にて板厚0.37mmとした。冷延板は800℃で30秒の仕上焼鈍を行ない、圧下率5%のスキンパスをした後、780℃で1時間の歪取焼鈍を施し、L方向の磁気特性を測定した。その結果、表1に示す通り、Al量が1.0%以上の試料4,5で低鉄損かつ高磁束密度が得られることを知見した。飽和磁束密度(Bs)の計算値を併記するが、これによると試料4,5は飽和磁束密度が低いにもかかわらず、高い磁束密度が得られたことになる。これは磁化され易い結晶方位がL方向に集積したためと考えられ、その集積度合いを示すパラメータとしてB50/Bsを評価すると、試料4,5のL方向はB50/Bsが0.85以上に達することを知見した。
【００２１】
【表１】
2006265720.tif 000002
【００２２】
(実験2)
次に実験1で得られた効果におけるSi量の影響を検証するため、SiとAl量を変化させた複数の鋼を溶製し、実験1と同じ試験条件で評価した。その結果、表2に示す通り、Siが2.0%を超えるとAl量にかかわらず、L方向の鉄損、磁束密度の向上効果は得られなかった。一方、Si:2.0%以下では1.0%以上のAlを添加した試料3,4,7,8,11,12で鉄損、磁束密度が飛躍的に向上し、B50/Bsも0.85以上の高い値が得られることを知見した。
【００２３】
【表２】
2006265720.tif 000003
【００２４】
このようにSiを2.0%以下に制限し、その上で1.0%以上の高いAlを含有量させた鋼板を仕上焼鈍後にスキンパス圧延し、続いて歪取焼鈍を施すことでL方向の磁気特性が著しく向上することは本発明によって初めて知見したものである。効果発現の要因であるが、Alを1.0%以上添加することで仕上焼鈍時にGoss方位（｛110｝<001>）およびその近傍方位方位が僅かながら増加し、それがスキンパス圧延後の歪取焼鈍で優先成長したものと考えられる。またSiが2.0%を超えると発現しなくなる理由は定かではないが、SiはAlより材料を硬化させる作用の大きいことが影響しているものと考えられる。
【００２５】
従来のスキンパスによる磁気特性の改善については、例えば特許文献２にみられるように、歪取焼鈍後の結晶粒成長を促進して低鉄損を得ることを目的としており、専らSi量の少ない低級鋼種に適用されてきた。なぜなら2〜3%程度のSiを添加する高級材では変態がないため、スキンパスに頼らなくても仕上焼鈍を高温化するという単純な手段によって結晶粒の粗大化および低鉄損が図れるからである。
【００２６】
本発明におけるスキンパスは単に結晶粒径を粗大化させる手段ではなく、結晶方位を制御してL方向の磁気特性を飛躍的に改善させるためのものであり、特に1.0%以上のAlを添加することによって発現する点に重要な意味がある。なぜならAlは鉄損、特に高周波鉄損の低減に不可欠な固有抵抗を増加させる効果がSiとほぼ等価で高いからである。すなわち高級材で2〜3%程度添加されるSiの一部あるいは全てをAlに置換することを含め、本発明の方策を適用することで、これまで特に薄手・高級材では難しかったL方向の著しい磁性の優位性を実現することが可能になったのである。
【００２７】
このようにL方向の磁気特性が飛躍的に向上させる従来の知見としては、特許文献３では鋼板の長手方向に対し45°以内の角度方向にスキンパス圧延することが開示されているが、斜め方向にスキンパス圧延することは工業的に難しいと推察される。
【００２８】
なお、特許文献４、および特許文献５には、本発明と同様な高Alでスキンパスを行った無方向性電磁鋼板が開示されているが、同公報の方法では、本発明のようなB50L/Bs≧0.85の無方向性電磁鋼板は得られない。なぜならば、これらの発明例では熱延板焼鈍を実施しておらず、特性の発現に必要なスキンパス前のGoss方位(｛110｝<001> )およびその近傍方位方位が十分に富加されないからである。
【００２９】
次に、本発明の製品における数値限定理由について述べる。
【００３０】
Siは電気抵抗を増加させるために有効な元素であるが、2.0%を超えて添加するとL方向の磁性改善効果が十分得られなくなることから、2.0%を上限とした。下限については、電気抵抗を増加させるため、好ましくは0.4%以上、より好ましくは0.5%以上、さらに好ましくは0.7%以上がよい。特に本発明のように高Alの場合、Siを低下しすぎると酸洗後のAl2O3スケールが増加するので、Siは1.0%超が特に好ましい。
【００３１】
Mnは硫化物の生成と電気抵抗を高める効果あるため、0.1%以上の添加が望ましい。上限はコストを考慮して3.0%と規定した。
【００３２】
Alは本発明の必須元素である。1.0%未満では仕上焼鈍時にGoss方位（｛110｝<001>）およびその近傍方位方位が十分に発達せず、歪取焼鈍後に優れたL方向の磁気特性を得ることができないため1.0%以上とした。B50L/Bsの観点からは、1.5％以上、さらには2.0％以上が好ましい。またAl添加はSiとほぼ同等の高い固有抵抗が得られるため、目標とする鉄損に応じて添加量を調整することができる。特に高周波鉄損の低減のためには積極的に添加することが望ましい。ただし鋳造等の生産性を考慮し、3.0%を上限とした。操業の容易さを考慮すると2.7％以下、さらには2.5％以下が好ましい。
【００３３】
SnおよびSbは仕上焼鈍時にGoss方位を増やす効果あり、また焼鈍時の窒化や酸化を抑制する効果があることから添加が望ましい。効果の得られる添加量として0.002%以上とした。また0.5%を超えて添加しても効果が飽和することから、0.5%以下に規定した。
【００３４】
CuおよびNiについては焼鈍時の窒化や酸化を抑制する効果のあることから添加しても良く、特にSnとの複合添加が望ましい。効果の得られる添加量として0.002%以上とし、0.5%を超えて添加しても効果が飽和することから、0.5%以下に規定した。
【００３５】
Crは高固有抵抗化と耐錆性向上、Pは結晶方位と打抜き性改善、REM、Ca、Mgは熱延板焼鈍、仕上焼鈍および歪取焼鈍時の結晶粒成長を改善する効果があり、いずれも無方向性電磁鋼板の特性を改善する。効果の得られる添加量として0.002%以上とし、0.5%を超えて添加しても効果が飽和することから、0.5%以下に規定した。
【００３６】
L方向の磁気特性については実験結果より、磁束密度と飽和磁束密度の比(B50L/Bs)を0.85以上、商用周波数の鉄損W15/50Lを2.0W/kg以下と規定した。ここで飽和磁束密度Bsは質量%で、2.1561-0.0413×Si-0.0198×Mn-0.0604×Alの式にて算出するものとする。
【００３７】
次に本発明における製造条件の限定理由を示す。
【００３８】
熱延板焼鈍及び中間焼鈍については、十分に結晶粒成長させる必要性から800℃以上とした。ただし結晶粒が粗大になりすぎると表面性状が損なわれるため1100℃以下に規定した。
【００３９】
冷延圧下率については仕上焼鈍時にGoss方位を増やす目的から60%以上75%以下が望ましい。熱延板焼鈍と1回の冷延でこれを満足しない場合、熱延板焼鈍後に中間冷延と中間焼鈍を施し、最終冷延前の圧下率を60%以上75%以下にしてもよい。ただし製造コストとの兼合いから、この範囲の冷延圧下率は必須ではない。
【００４０】
スキンパス前の結晶粒径については大きすぎると歪取焼鈍でほとんど粒成長しなくなってしまうため、上限を50μmに規定した。下限は特に定めるものではなく、再結晶が完了していれば問題ない。
【００４１】
スキンパス圧下率は歪取焼鈍時に特定方位を優先成長させる重要な因子である。3%未満では歪み付与が十分ではないために下限を3%とした。また10%を超えると一様に歪みが付与され、優先成長が起こらなくなってしまうために上限を10%とした。
【００４２】
なお歪取焼鈍については鋼板の製造過程で実施してもよいし、あるいは鉄心としてコアに打抜いた後に需要家で実施してもよく、さらに鋼板の製造過程とコア打抜き後で2回実施しても構わない。焼鈍条件は特に規定するものではなく、結晶粒が十分に粗大化する条件であれば箱焼鈍あるいは連続焼鈍のいずれでも構わない。ここで言う結晶粒が十分に粗大化した状態とは、鋼板断面の平均結晶粒径が60μm以上であることを指す。また焼鈍温度は、一般的に焼鈍時間が10分以上と長い箱焼鈍の場合は700〜850℃、焼鈍時間が10〜60秒程度と短い連続焼鈍の場合は850〜1000℃が望ましい条件である。
【実施例１】
【００４３】
質量%でSi:1.0〜3.0%、Mn:0.5%、Al:0.3〜2.4%の鋼を溶製した。これらの鋼塊を熱延して板厚1.8mmとし、1050℃で60秒の熱延板焼鈍を施し、一回の冷延にて板厚0.37mmとした。冷延板は850℃で15秒の仕上焼鈍を行ない約40μmの粒径とした後、圧下率5%のスキンパスを経て800℃で1時間の歪取焼鈍を施した。こうして得られた試料についてL方向の磁気測定を行なった。その結果、表3に示す通り、Si:2.0%以下かつAl:1.0%以上の試料3,4,7,8で鉄損、磁束密度ともに良好で、W15/50Lで2.0W/kg以下、B50/Bs:0.85以上であった。
【００４４】
【表３】
2006265720.tif 000004
【実施例２】
【００４５】
質量%でSi:1.3%、Mn:1.0%、Al:1.8%、Sn:0.003〜0.2%の鋼を溶製した。これらの鋼塊を熱延して板厚2.0mmとし、950℃で60秒の熱延板焼鈍を施し、さらに中間冷延で0.65〜2.0mm (2.0mmは中間冷延なし)とし、900℃で60秒の中間焼鈍(2.0mmは中間焼鈍なし)を施した後、最終冷延にて板厚0.26mmとした。冷延板は仕上焼鈍にて約30μmの粒径にした後、圧下率5%のスキンパスを経て750℃で2時間の歪取焼鈍を施した。こうして得られた試料についてL方向の磁気測定を行なった。その結果、表4に示す通り、いずれの試料もW15/50Lで2.0W/kg以下、B50L/Bs:0.85以上の良好な磁気特性が得られたが、特にSnを0.01%以上添加し、かつ最終の冷延圧下率を60〜75%とした試料5,6,9,10において、極めて良好な鉄損と磁束密度が得られた。
【００４６】
【表４】
2006265720.tif 000005
【実施例３】
【００４７】
質量%でSi:1.5%、Mn:1.5%、Al:2.3%、Sn:0.05%、Cu:0.2%、Ni:0.3%の鋼を溶製した。これらの鋼塊を熱延して板厚2.5mmとし、1000℃で60秒の熱延板焼鈍を施した後、冷延厚を0.30〜0.35mmに変化させた。冷延板は仕上焼鈍にて約30μmの粒径にした後、板厚が0.30mmになるまでスキンパス圧延し(冷延厚0.30mmはスキンパス圧延なし)、750℃で2時間の歪取焼鈍を施した。こうして得られた試料についてL方向の磁気測定を行なった。その結果、表5に示す通り、仕上焼鈍の粒径が50μm以下でかつ、スキンパス圧下率が3〜10%の試料4,5,7,8,10,11において、極めて良好な鉄損と磁束密度が得られた。
【００４８】
【表５】
2006265720.tif 000006