(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．００５％以下、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、
Ｍｎ：０．０５〜０．６％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｎ：０．００３０％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｂ：Ｎとの比で  Ｂ／Ｎ＝０．９〜１．２
を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、
平均直径１０〜２００ｎｍの非磁性析出物ＡｌＮを、個数密度１０個／μｍ３以下含有し、かつ、未再結晶組織を含まないフェライト粒からなる組織であり、前記フェライト粒の平均粒径が３０〜２００μｍであり、
圧延方向と圧延直角方向の平均の磁束密度Ｂ５０が１．７５Ｔ以上であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｓｎ、Ｓｂの少なくとも一方を０．０５〜０．２％含有し、圧延方向と圧延直角方向の平均の磁束密度Ｂ５０が１．７７Ｔ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。
【請求項３】
請求項１または２に記載の鋼組成を有するスラブに熱間圧延を施し、熱延板焼鈍を施すことなく冷間圧延し、その冷延鋼板に仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法であって、熱間圧延工程において、スラブ加熱温度を１０５０℃〜１２５０℃、コイルの巻き取り温度を７８０℃〜Ａｃ１変態点とし、コイル巻き取り後１０分以上保持した後水冷し、仕上げ焼鈍工程における焼鈍温度を８００℃〜Ａｃ１変態点とすることを特徴とする請求項１または２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、α−γ変態（フェライト−オーステナイト変態）を有し、磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板に関するものであり、さらには、熱延板焼鈍を省略しても、高い磁束密度と低鉄損を発揮でき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、低級グレードの無方向性電磁鋼板が使われてきた分野においても、機器の高効率化要求が高まっている。使用される電磁鋼板には、コストを抑えながら、高磁束密度化と低鉄損化が求められる。ここで、低級グレード無方向性電磁鋼板とは、一般にＳｉ含有量が低くα−γ変態を持つ成分組成範囲であることが多い。このような低級グレード無方向性電磁鋼板において、熱延板焼鈍を省略し磁気特性を向上させる方法が多数提案されている。
【０００３】
例えば、特許文献１には、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を終了し、Ａｒ３変態点からＡｒ１変態点の温度域を５℃／ｓｅｃ以下で緩冷する方法が提案されている。しかし、この冷却速度を実機の熱延で行うことは困難である。
また、特許文献２には、鋼にＳｎを添加し、Ｓｎ濃度に応じて熱延の仕上げ温度を制御し、高い磁束密度を得る方法が提案されている。しかしこの方法はＳｉ濃度が０．４％以下に限定されており、低い鉄損を得るには不十分である。
【０００４】
特許文献３は、熱延時の加熱温度や仕上げ温度を限定することによって、高い磁束密度と歪取り焼鈍時の粒成長性に優れる鋼板を提案している。この方法は、熱延板焼鈍に代わる自己焼鈍などの工程がないため、高い磁束密度を得ることはできていない。
特許文献４は、熱延において、仕上げ圧延前の粗バーをオンラインで加熱し、熱延の仕上げ温度をＡｒ１＋２０℃以上とし、巻き取り温度を６４０〜７５０℃とすることを提案している。この方法は析出物の無害化を目的としており、高い磁束密度は得られていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平６−１９２７３１号公報
【特許文献２】特開２００６−２４１５５４号公報
【特許文献３】特開２００７−２１７７４４号公報
【特許文献４】特開平１１−６１２５７公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
α−γ変態を持つ無方向性電磁鋼板についてこれまで提案された熱延板焼鈍省略に関する発明は、上記の様に、実機製造性や鋼板の特性を全て同時に満足するものではなかった。
本発明の課題は、今までにない高磁束密度、低鉄損の無方向性電磁鋼板を、低コストで提供することであり、そのために、成分組成や製造条件を最適化することである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、熱延板焼鈍を省略する技術として、熱延直後のコイルに施す自己焼鈍技術に着目した。そして、α−γ変態を有する鋼の場合、自己焼鈍および仕上げ焼鈍時の粒成長を阻害する最も大きな要因が熱延の冷却過程で析出するＡｌＮであることを見出し、さらにそのＡｌＮを制御する方法を検討することにより本発明に至ったものである。
【０００８】
そのようになされた本発明は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．０５〜０．６％、Ｐ：０．１００％以下、Ｎ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：Ｎとの比でＢ／Ｎ＝０．９〜１．２を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、平均直径１０〜２００ｎｍの非磁性析出物ＡｌＮを、個数密度１０個／μｍ３以下含有し、かつ、未再結晶組織を含まないフェライト粒からなる組織であり、前記フェライト粒の平均粒径が３０〜２００μｍであり、圧延方向と圧延直角方向の平均の磁束密度Ｂ５０（周波数５０Ｈｚ、磁化力５０００Ａ／ｍで励磁した時の磁束密度）が１．７５Ｔ以上であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
（２）さらに、質量％で、Ｓｎ、Ｓｂの少なくとも一方を０．０５〜０．２％含有し、圧延方向と圧延直角方向の平均の磁束密度Ｂ５０が１．７７Ｔ以上であることを特徴とする前記（１）に記載の無方向性電磁鋼板。
【０００９】
（３）前記（１）または（２）に記載の鋼組成を有するスラブに熱間圧延を施し、熱延板焼鈍を施すことなく冷間圧延し、その冷延鋼板に仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
熱間圧延工程において、スラブ加熱温度を１０５０℃〜１２５０℃、コイルの巻き取り温度を７８０℃〜Ａｃ１変態点とし、コイル巻き取り後１０分以上保持した後水冷し、仕上げ焼鈍工程における焼鈍温度を８００℃〜Ａｃ１変態点とすることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１０】
本発明により、低鉄損、高磁束密度の鋼板が低コストで得られる。モータなど各種機器の高効率化に寄与することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】仕上げ圧延終了温度ＦＴと磁束密度Ｂ５０の関係を示す図である。
【図２】仕上げ圧延終了温度ＦＴと鉄損Ｗ１５／５０の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
最初に本発明を導くに至った実験結果について述べる。
表１に示す成分組成の鋼ＸとＹよりなる鋼塊をそれぞれ実験室で溶製した。どちらの鋼も、Ａｒ１変態点は９６０℃、Ａｒ３変態点は１０２０℃、Ａｃ１変態点は１０５５℃であることをフォーマスタ試験で確認した。
【００１３】
【表１】
0005724837.tif 000002
【００１４】
これらの鋼塊を１１５０℃の温度で１時間加熱し、熱間圧延を施した。その際、仕上げ圧延終了温度ＦＴを８８０℃〜１０８０℃の範囲で変化させた。仕上げ厚は２．５ｍｍである。実機コイルでの自己焼鈍を模擬するため、仕上げ圧延終了直後の熱延材を、炉温８５０℃の炉に挿入し１５分保持しその後取り出し空冷した。これらの熱延材を酸洗後、板厚０．５ｍｍに冷延し、その後９００℃、３０秒の仕上げ焼鈍を行った。
【００１５】
得られた冷延焼鈍板から５５ｍｍ×５５ｍｍの試験片を切り出し、ＪＩＳ  Ｃ  ２５５６に定める励磁電流法によって圧延方向（Ｌ方向）と圧延方向に直角の方向（Ｃ方向）の磁気測定を行った。二つの鋼について、仕上げ圧延終了温度ＦＴとＬ・Ｃ方向の平均磁束密度Ｂ５０（周波数５０Ｈｚ、磁化力５０００Ａ／ｍにおける磁束密度）の関係を図１に示す。
Ｂ無添加の鋼Ｘでは、ＦＴが高くなるほど磁束密度Ｂ５０が低下する。一方、Ｂ添加の鋼Ｙでは、Ｂ５０の低下はほとんど見られない。模擬自己焼鈍後の組織は、鋼ＸではＦＴ上昇と共に微細になるが、鋼Ｙではほとんど変化しない。
【００１６】
鋼Ｘ、Ｙについて、ＦＴが最も高い約１０６０℃の熱延板の微細組織をＳＥＭで観察すると、鋼Ｘでは粒界にＡｌＮの微細析出物が観察されるが、鋼Ｙには粒界の析出物は観察されなかった。図２には、ＦＴと鉄損Ｗ１５／５０（周波数５０Ｈｚ、最大磁束密度１．５Ｔにおける鉄損）の関係を示す。ＦＴが高温であっても、Ｂを添加した鋼Ｙで鉄損が低減されている。
【００１７】
このようなＢ添加鋼とＢ無添加鋼における析出物の変化は下記の様に考えられる。
ＡｌＮは、その溶解度がγ相よりもα相で小さくなるため、母相がγからαに変態すると多量に析出する。一方、γ粒に加工を施すと、変態前のγ相の組織は、場合によっては未再結晶組織を含み、再結晶したとしてもその粒径は圧下前のγ粒径より小さい。そして母相が変態すると、旧γ粒界を析出サイトとしてα核が生じ、微細なα相組織となる。変態と同時にＡｌＮは析出しやすくなるので、α粒の粒界は析出サイトとなり、ＡｌＮは微細に多量に析出する。そこにＢが添加されると、γ域でＢＮが優先的に形成され、変態時のＡｌＮの析出が抑制できる。このことによって、自己焼鈍時および冷延後仕上げ焼鈍時の粒成長が良好になり、磁束密度と鉄損が向上する。
【００１８】
上記実験から、α−γ変態を持つ成分組成を有する鋼にＢを添加することによって、仕上げ熱延終了温度が高い場合にも優れた磁気特性を得ることができることが確認された。
本発明は、このような検討結果に基づきなされたものであり、以下、本発明で規定する無方向性電磁鋼板及びその製造方法の要件について、順次詳細に述べる。
【００１９】
まず、本発明の無方向性電磁鋼板に用いる鋼の成分組成の限定理由について説明する。以下で含有量の％は、質量％を意味する。
＜Ｃ：０．００５％以下＞
Ｃは鉄損を劣化させ、磁気時効の原因にもなる有害な元素なので、０．００５％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。
＜Ｓｉ：０．１〜２．０％＞
Ｓｉは鋼の固有抵抗を増加させ鉄損を低下させる元素であり、下限は０．１％とする。過剰な添加は磁束密度を低下させる。従ってＳｉの上限は２．０％とする。好ましくは０．１〜１．６％である。
【００２０】
＜Ｍｎ：０．０５〜０．６％＞
Ｍｎは鋼の固有抵抗を高め、また硫化物を粗大化して無害化する。ただし過剰な添加は鋼の脆化、コストの上昇に繋がる。従って０．０５〜０．６％とする。好ましくは０．１〜０．５％である。
＜Ｐ：０．００１〜０．１％＞
Ｐは再結晶後の鋼板の硬度を確保するために添加する。過剰な添加は鋼の脆化を招く。従って０．００１〜０．１％とする。好ましくは０．００１〜０．０８％である。
【００２１】
＜Ｎ：０．００３０％以下＞
ＮはＢＮ、ＡｌＮなどを生成し、微細に析出すると、自己焼鈍あるいは冷延後仕上げ焼鈍時に結晶粒成長を劣化させる。それを防ぐため、０．００３０％以下とする。好ましくは０．００２０％以下である。
＜Ａｌ：０．０１〜０．０５％＞
Ａｌは脱酸剤として有用であるので下限を０．０１％とする。過剰になるとＢよりも優先してＡｌＮを微細に析出するので０．０５％以下とする。好ましくは０．０２〜０．０４％である。
【００２２】
＜Ｂ  ：Ｎとの比で  Ｂ／Ｎ＝０．９〜１．２＞
Ｂは、Ａｌ含有量が上記のように限定された下で、Ｎとの比でＢ／Ｎ＝０．９〜１．２となるような範囲で含有すれば、Ａｌに優先してＮを固定し粗大なＢＮを生成する。従って、γからαに変態した時のＡｌＮの微細析出を抑え、自己焼鈍あるいは冷延後仕上げ焼鈍時に結晶粒成長性を良好にする。Ｂ／Ｎが０．９未満であれば、微細ＡｌＮの生成が粗大ＢＮの生成に優先する。Ｂ／Ｎが１．２より大きければ、Ｂは固溶し、冷延再結晶後の集合組織を劣化させ、磁束密度Ｂ５０を低下させる。好ましくはＢ／Ｎ＝０．９〜１．１である。
【００２３】
＜Ｓｎ、Ｓｂの少なくとも一方：０．０５〜０．２％＞
ＳｎやＳｂは、冷延再結晶後の集合組織を改善して磁束密度を向上させるために必要に応じて添加される。ただし過剰な添加は鋼を脆化させる。このため、添加する場合は０．０５〜０．２％とするのがよい。好ましくは０．０５〜０．１５％である。
【００２４】
本発明の無方向性電磁鋼板は以上のようなα‐γ変態系の鋼組成を有するものであり、組成の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。
続いて本発明の無方向電磁鋼板のその他の特徴について説明する。
【００２５】
本発明では、鋼板内における平均直径１０〜２００ｎｍの非磁性析出物ＡｌＮの個数密度を１０個／μｍ３以下に抑える。
上記のような観察の結果、本発明の成分系では自己焼鈍時や仕上げ焼鈍時の粒成長に最も影響を与えるＡｌＮの平均直径は１０〜２００ｎｍであった。従ってこのサイズのＡｌＮの個数密度を規定する。その個数密度が１０個／μｍ３を超えると、自己焼鈍時に熱延板の再結晶、粒成長が十分でなく、磁束密度の低下に繋がる。更に、冷延後仕上げ焼鈍時の再結晶、粒成長にも悪影響を与える。好ましくは、５個／μｍ３以下である。
【００２６】
また、本発明の鋼板の組織は、未再結晶組織を含まないフェライト粒からなる組織であって、そのフェライト粒の平均粒径が３０〜２００μｍであるようにする。平均粒径が３０μｍ未満ではヒステリシス損失が大きくなり、トータルの鉄損が増加する。好ましくは４０μｍ以上、更に好ましくは６０μｍ以上である。２００μｍを超えると渦電流損が増大し、全鉄損が増加してしまう。好ましくは１５０μｍ以下である。
【００２７】
更に、本発明の鋼板において、圧延方向と圧延直角方向の平均のＢ５０は１．７５Ｔ以上であり、鋼板がＳｎ、Ｓｂの少なくともどちらか一方を含む場合は１．７７Ｔ以上である。先に説明したように、ＳｎやＳｂは、冷延再結晶後の集合組織を改善して、その磁束密度Ｂ５０を向上させる作用を持つ。
【００２８】
次に、本発明の電磁鋼板を得る為の製造方法を説明する。
本発明の製造方法は、上記に記載の鋼組成を有するスラブに対して熱間圧延を施し、熱延巻き取りの熱による自己焼鈍を施し、冷間圧延を施し、その後仕上げ焼鈍を施す工程からなる。
【００２９】
熱間圧延工程のスラブ加熱温度は、硫化物などの不純物の再固溶−微細析出を防ぎ、鉄損を劣化させないため１２５０℃以下とする。ただし低すぎると熱延の能力低下を招くので１０５０℃以上とする。好ましくは１１００℃〜１２００℃である。
続いて行われる粗圧延やデスケーリングは、通常の方法で行えば良く、特に条件を限定するものではない。
熱間圧延の仕上げ圧延終了温度ＦＴは、先の実験で示したように磁性への影響は小さいので特に規定しないが、Ａｒ1変態点＋２０℃以下にすることが好ましい。鉄損も磁束密度も良好になるからである。
【００３０】
熱延後のコイル巻き取り温度を７８０℃〜Ａｃ１変態点とする。コイルを水冷する場合は、水冷開始までの時間を１０分以上とする。これにより熱延板は自己焼鈍される。そのことにより、熱延組織は粗大化し、磁束密度は向上する。また析出物も粗大化し、冷延後仕上げ焼鈍時の粒成長を良好にする。好ましくは８００℃以上、更に好ましくは、８５０℃以上である。
【００３１】
尚、巻取り温度がＡｃ１変態点を超えると、冷却過程で再度変態し、冷延前の組織が微細になり、冷延・再結晶後の磁束密度が低下するので好ましくない。また巻き取り直前の熱延板を加熱し、昇温することにより巻き取り温度を確保することもできる。その方法は特に限定しないが、誘導加熱などを用いることができる。この場合もＡｃ１変態点以上に加熱すると磁束密度が低下するので好ましくない。
【００３２】
次に熱延材は、熱延板焼鈍施されることなく酸洗後、冷間圧延され、仕上げ焼鈍される。仕上げ焼鈍工程においては、焼鈍後の組織を、未再結晶組織を含まないフェライト相とし、かつ、そのフェライト粒の平均粒径を３０〜２００μｍとする。フェライト粒の平均粒径を３０μｍ以上とするために焼鈍温度を８００℃以上とする。ただし変態点Ａｃ１を超えると、組織は細粒化するので、Ａｃ１変態点以下とする。好ましくは８５０℃〜Ａｃ１変態点である。
【００３３】
本発明は、以上のような高磁束密度で低鉄損の無方向性電磁鋼板及びその電磁鋼板を熱延板焼鈍を省略して低コストで製造できる製造方法を特徴とするものであるが、以下、実施例を用いて、そのような本発明の実施可能性及び効果についてさらに説明する。
【実施例】
【００３４】
＜実施例１＞
転炉で溶製した溶鋼を真空脱ガス処理し、表２に示した成分組成に調整後、連続鋳造してスラブとし、このスラブに熱間圧延を施し、厚さが２．５ｍｍの熱延板とした。その際、スラブ加熱温度は１２００℃、仕上げ圧延の終了温度は１０２０℃、巻き取り温度は８５０℃とし、巻き取ったコイルは、巻き取り後１５分間保持した後に水冷した。この熱延板を酸洗後０．５ｍｍまで冷間圧延し、８５０℃×約３０秒の連続仕上げ焼鈍を行った。
得られた材料の磁気特性の評価をエプスタイン法（ＪＩＳ  Ｃ  ２５５６）で行い、粒径測定（ＪＩＳ  Ｇ  ０５５２）、析出部観察も行った。結果を同じく表１に示す。磁気特性は、Ｌ方向とＣ方向の平均値で示した。
本発明範囲の成分組成の無方向性電磁鋼板は、優れた磁気特性が得られる。
【００３５】
【表２】
0005724837.tif 000003
【００３６】
＜実施例２＞
質量%で、Ｃ：０．００１１％、Ｓｉ：０．５％、Ｍｎ：０．１７％、Ｐ：０．０７３％、Ｎ：０．００１９％、Ａｌ：０．０３％、Ｂ：０．００１８％、Ｓｎ：０．０９５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物の成分組成のスラブを転炉で溶製した。この鋼のＡｒ１変態点は９５５℃、Ａｒ３変態点は９８５℃、Ａｃ１変態点は１０１８℃であった。
このスラブを１０３０℃〜１３００℃の温度で加熱し、熱間圧延を施した。仕上げ圧延の終了温度は８８０℃〜１０８０℃の範囲で変化させた。その後巻き取り温度を７５０℃〜１０２０℃として巻き取り、コイルで１５分保持し、その後水冷した。なお、巻き取り温度６５０℃の例は、比較のため、熱延終了直後に注水して巻き取ったものである。その後、熱延板を酸洗し、０．５ｍｍまで冷間圧延し、７５０℃〜１０５０℃×約３０秒間の仕上げ焼鈍を行った。
得られた材料いついて、実施例１と同様に、磁気測定、粒径測定、析出部観察を行った。製造条件と測定結果を表３に示す。
本発明範囲の製造方法で製造した無方向性電磁鋼板は、優れた磁気特性が得られている。
【００３７】
【表３】
0005724837.tif 000004
【図１】
0005724837.tif 000005
【図２】
0005724837.tif 000006