(57)【要約】【課題】回転機鉄心に使用される無方向性電磁鋼板であって、全周における磁気特性の異方性が小さくかつ加工性の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．０１０％、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、Ｓｉ：０．８〜４．０％、Ａｌ：０．１〜４．０％であり、かつＳｉ＋２Ａｌ−Ｍｎ≧２の関係を満たし、残部はＦｅ及び不可避不純物元素より成る鋼素材を熱間圧延し、得られた熱延板を焼鈍し、次いで冷間圧延を施した後に再結晶焼鈍し、さらにスキンパス圧延後を経て最終焼鈍を実施する無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍温度Ｔｈ℃を１０００≦Ｔｈ≦１１５０、冷間圧延率ＣＲ％を８５≦ＣＲ≦９３とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．０１０％、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、Ｓｉ：０．８〜４．０％、Ａｌ：０．１〜４．０％を含有し、かつ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎの含有量がＳｉ＋２Ａｌ−Ｍｎ≧２の関係を満たし、残部はＦｅ及び不可避不純物元素より成る成分の鋼素材を熱間圧延し、得られた熱延板を焼鈍し、次いで冷間圧延を施した後に再結晶焼鈍し、さらにスキンパス圧延を経て最終焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法であって、熱延板の焼鈍温度Ｔｈを１０００℃≦Ｔｈ≦１１５０℃とし、冷間圧延の圧延率ＣＲを８５％≦ＣＲ≦９３％とすることを特徴とする全周特性かつ加工性の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記再結晶焼鈍の焼鈍温度Ｔｒを７５０℃≦Ｔｒ≦９５０℃とすることを特徴とする請求項１記載の全周特性かつ加工性の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記スキンパス圧延の圧延率ＳＰを３％≦ＳＰ≦１５％とすることを特徴とする請求項１または２記載の全周特性かつ加工性の良好な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、電気機器鉄心材料として使用される磁気特性の優れた電磁鋼板の製造方法に関し、特に、全周にわたり良好な磁気特性を有しかつ加工性を良好とするセミプロセス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】
電気機器の高効率化は、世界的な電力・エネルギー節減さらには地球環境保全の動向の中で近年強く要望されている。特に最近、回転機の高効率化が進展する中でロータまたはステータとして用いられる無方向性電磁鋼板においては、現状よりもさらに鉄損の低く磁束密度の高い材料が求められつつある。
【０００３】
従来、無方向性電磁鋼板の低鉄損化の手段として、ＳｉあるいはＡｌ、さらにはＭｎ等の含有量を増加させ電気抵抗を増大させ渦電流損失を低減するという方法が存在する。
しかしながら、回転機の鉄心として用いられる無方向性電磁鋼板の場合、その方法を適用して鉄損や磁束密度のＬＣ平均値を良好な値に制御したとしても、全周における磁気特性の角度異方性が大きければ、回転機鉄心として使用する際に単板磁気特性の平均値として期待される特性値が得られない場合が生じてしまう。このため全周の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を製造する必要に迫られてきた。
【０００４】
この問題を解決するため、特許文献１に、熱延板焼鈍温度及び冷間圧延率を高くすることによりＬＣ両方向の磁気特性を改善する方法が提示されている。この方法において、鉄損の絶対値をさらに良好ならしめるためには、仕上焼鈍温度を高くし製品板における結晶粒径を粗大化させる必要がある。ところが製品板の結晶粒径が大き過ぎると、モータコア等の複雑な打ち抜き加工を施した際に端面でダレ、カエリ等の不良が生じ、鋼板を積層できなくなってしまうという問題が生じてきた。
【０００５】
【特許文献１】特開平４−３２５６２９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
そこで、本発明は、回転機鉄心に使用される無方向性電磁鋼板において、上記のような問題を解決して、全周における磁気特性の異方性が小さくかつ加工性を損なわずに鉄損の良好なセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記課題を解決するために、本発明は、
（１）質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．０１０％、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、Ｓｉ：０．８〜４．０％、Ａｌ：０．１〜４．０％を含有し、かつ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎの含有量がＳｉ＋２Ａｌ−Ｍｎ≧２の関係を満たし、残部はＦｅ及び不可避不純物元素より成る成分の鋼素材を熱間圧延し、得られた熱延板を焼鈍し、次いで冷間圧延を施した後に再結晶焼鈍し、さらにスキンパス圧延を経て最終焼鈍を実施する無方向性電磁鋼板の製造方法であって、その際の熱延板の焼鈍温度Ｔｈを１０００℃≦Ｔｈ≦１１５０℃とし、冷間圧延の圧延率ＣＲを８５％≦ＣＲ≦９３％とする。
【０００８】
（２）前記無方向性電磁鋼板の製造方法において、さらに、前記再結晶焼鈍する際の焼鈍温度Ｔｒを７５０℃≦Ｔｒ≦９５０℃とする。
（３）前記無方向性電磁鋼板の製造方法において、さらに、前記スキンパス圧延の圧延率ＳＰを３％≦ＳＰ≦１５％とする。
【発明の効果】
【０００９】
本発明は、全周における磁気特性の異方性を大きく改善できるとともに、焼鈍温度を高くしなくても結晶粒を成長させることができ、それによって加工性を損なわないで鉄損の絶対値を良好にできるセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することができる。したがって、本発明によれば、回転機鉄心に好適な無方向性電磁鋼板を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】
【００１０】
本発明らは、前記特許文献１に提示された電磁鋼板の製造方法において、焼鈍温度を高くしなくても結晶粒を成長させる方法について検討した。
その結果、熱延板焼鈍温度と冷間圧延率とを特定範囲とした上で、冷間圧延後の再結晶焼鈍に引き続いて、さらにスキンパス圧延を経て最終焼鈍を実施すれば、焼鈍温度を高くしなくても結晶粒を成長させることができ、全周における異方性を小さくできるとともに加工性を損なわないで鉄損の絶対値を良好にできることを見出した。
【００１１】
以下に、その知見が得られた実験結果について説明する。
実験室の真空溶解炉において、質量％でＣ：０．００１０％、Ｍｎ：０．２０％、Ｓｉ：２．１％、Ａｌ：０．３％の成分を有する鋼塊を作製し、この鋼塊を１１５０℃にて１時間の加熱を施した後、熱間圧延して種々の板厚の熱延板を作製した。これら熱延板について、種々の焼鈍温度で６０秒間の熱延板焼鈍を施し、酸洗した後冷間圧延を実施し、全て板厚が０．３５ｍｍの冷延板とした。これらの冷延板を９００℃で３０秒間再結晶焼鈍し、引き続いて圧下率８％でスキンパス圧延を実施した後、７９０℃で１時間の最終焼鈍を行い製造条件の異なる試料を得た。
【００１２】
この時の、熱延板焼鈍温度Ｔｈ（℃）、冷延圧下率ＣＲ（℃）、再結晶焼鈍温度Ｔｒ（℃）、スキンパス圧延圧下率ＳＰ（％）を表１に示し、最終焼鈍後の試料について、ＳＳＴ法により得られた磁気特性結果を表２に示す。
【００１３】
ここで、Ｂ５０Ｌ、Ｂ５０Ｄ、Ｂ５０Ｃは、５０Ｈｚにて５０００Ａ／ｍ付与時の磁束密度であって、それぞれ、圧延方向、圧延方向より面内に４５°回転させた方向、圧延直角方向の磁束密度であり、Ｂ５０ＡＶＥは、Ｂ５０ＡＶＥ＝（Ｂ５０Ｌ＋２×Ｂ５０Ｄ＋Ｂ５０Ｃ）／４で示される全周平均値であり、ΔＢ５０は、Ｂ５０Ｌ、Ｂ５０Ｄ、Ｂ５０Ｃの中の最大値から最小値を差し引いた値であり、Ｗ１５／５０ＡＶＥは、１．５Ｔ、５０Ｈｚにおける鉄損Ｗ１５／５０においてＢ５０ＡＶＥと同様にして導出した全周平均値である。
【００１４】
表２より、冷延圧下率８０％の試料Ａ１〜Ａ５は、いずれも全周磁束密度の異方性を示す指標であるΔＢ５０が０．１２Ｔ超と大きいため劣位であった。また、冷延圧下率９４％の試料Ｅ１〜Ｅ５では、ΔＢ５０は０．１２Ｔ以下で良好であるものの、磁束密度の全周平均値Ｂ５０ＡＶＥが１．６８Ｔ未満であり劣位であった。さらに、冷延圧下率が８５％以上９３％以下のＢ１〜Ｂ５、Ｃ１〜Ｃ５、Ｄ１〜Ｄ５に関しては、熱延板焼鈍温度Ｔｈが９５０℃であるＢ１、Ｃ１、Ｄ１において、Ｂ５０ＡＶＥが１．６８Ｔ未満かつΔＢ５０が０．１２Ｔ超であり劣位であった。
【００１５】
以上より、再結晶焼鈍後さらにスキンパス圧延を経て最終焼鈍を実施した場合、熱延板焼鈍温度Ｔｈが１０００℃≦Ｔｈ≦１１５０℃であり、かつ冷延圧下率ＣＲが８５％≦ＣＲ≦９３％であれば、Ｂ５０ＡＶＥ≧１．６８ＴかつΔＢ５０≦０．１２Ｔであり、さらにＷ１５／５０ＡＶＥ≦３．０Ｗ／ｋｇである磁気特性が良好な無方向性電磁鋼板が得られることがわかった。
【００１６】
【表１】
2008045151.tif 000002
【表２】
2008045151.tif 000003
【００１７】
以上の知見に基づきなされた本発明につき、以下で順次説明する。
まず、本発明で用いる鋼素材の成分の限定理由について説明する。
Ｃの下限を０．０００５％、上限を０．０１０％としたのは、０．０００５％未満の鋼板を実現するためには生産性を著しく阻害することになり、０．０１０％超では炭化物の存在により鉄損が劣化するからである。
【００１８】
Ｍｎの下限を０．０５％、上限を１．５％としたのは、０．０５％未満ではＭｎＳが微細に析出してしまい鉄損に悪影響を及ぼすためであり、１．５％超では飽和磁束密度の低下が大きくなってしまうためである。
Ｓｉの下限を０．８％、上限を４．０％としたのは、０．８％未満では電気抵抗が小さ過ぎ鉄損が劣位となるためであり、４．０％超では鋼が硬く成り過ぎ圧延が困難となるためである。
Ａｌの下限を０．１％、上限を４．０％としたのは、０．１％未満ではＡｌＮが微細に析出してしまい鉄損に悪影響を及ぼすためであり、４．０％超では飽和磁束密度の低下が大きくなってしまうためである。
【００１９】
さらに、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌの含有量においてはＳｉ＋２Ａｌ−Ｍｎ≧２を満たす範囲とした。この理由は、本範囲内とすることにより、変態を生じることなく比較的高温で熱延板焼鈍が可能になるからである。
また、上記Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌの範囲でさらに好ましい範囲は、０．１％≦Ｍｎ≦０．５％、１．０％≦Ｓｉ≦３．２％、０．２％≦Ａｌ≦２．５％である。
【００２０】
本発明で使用する鋼素材は、以上の元素を基本成分とするものであるが、鋼素材中に、不可避的に混入される元素、または磁気特性を良好ならしめるための元素として、Ｐ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｂｉ、Ｐｂ等が混入されていたとしても本発明の主旨を損なうものではない。
本発明では、鋼中に含有される不純物、例えばＳ、Ｎ、Ｔｉ等の濃度に関しては、３０ｐｐｍ以下に制御することが好ましい。また、これら不純物を無害化するための元素として、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ等を添加しても全く差し支えない。
【００２１】
次に、本発明の製造条件について説明する。
本発明では、前記成分からなる鋼素材として、転炉で溶製され連続鋳造あるいは造塊−分塊圧延により製造される鋼スラブを用いることができる。鋼スラブは公知の方法にて加熱され、引続き熱間圧延されて所要板厚の熱延板とされる。この熱延板を１０００〜１１５０℃の所定の温度で焼鈍する。
【００２２】
ここで、熱延板焼鈍温度Ｔｈ（℃）の下限を１０００℃とした理由は、Ｔｈが１０００℃未満では冷延前粒径が小さくなり、スキンパス圧延前の一次再結晶の段階において磁気特性に有害な｛１１１｝//ＮＤ方位を有する結晶粒が増加し、ひいてはスキンパス圧延、最終焼鈍終了後の集合組織中にも同｛１１１｝方位粒が増加するためである。また、Ｔｈの上限を１１５０℃とした理由は、１１５０℃を超えると焼鈍設備への負荷が大きくなり好ましくないからである。
Ｔｈのより好ましい範囲は、１０５０℃≦Ｔｈ≦１１５０℃であり、さらに好ましくは１０８０℃≦Ｔｈ≦１１３０℃である。焼鈍時間については特に規定しないが、生産性の観点から３０秒から１５０秒程度で実施することが好ましい。
【００２３】
焼鈍後の鋼板は、酸洗され、冷間圧延率ＣＲ（％）が８５％≦ＣＲ≦９３％で冷間圧延される。
ここで、冷延圧下率ＣＲの下限を８５％とした理由は、ＣＲが８５％未満ではスキンパス圧延前の一次再結晶の段階において、全周磁気特性に良好なキューブ系方位（｛１００｝//ＮＤ）を有する結晶粒がスキンパス圧延前の一次再結晶の段階において増加せず，ひいてはスキンパス、最終焼鈍終了後の集合組織中にも増加しないためと推察される。
また、ＣＲが９３％以下で特性が良好な理由は、ＣＲが大き過ぎると、スキンパス圧延前の一次再結晶の段階でキューブ系方位粒が減少してしまうためと推察される。
このＣＲのより好ましい範囲は、８６％≦ＣＲ≦９１％であり、より好ましくは８７％≦ＣＲ≦９０％である。
【００２４】
冷間圧延後の鋼板は再結晶焼鈍が実施される。その際、焼鈍温度Ｔｒ（℃）を７５０℃≦Ｔｒ≦９５０℃とするのが好ましい。これは、Ｔｒが７５０℃未満の場合再結晶が完了せず、磁気特性に好ましいキューブ系方位を有する結晶粒が発達しないためであり、Ｔｒが９５０℃を越えると結晶粒径が成長し過ぎ、逆にキューブ系方位粒が減少してしまうからであること、及びスキンパス圧延前の粒径が大き過ぎるとモータコア加工時の剪断端面において剪断面、破断面境界の凹凸が激しくなりダレ、カエリ等の不良を引き起こすからである。
Ｔｒのより好ましい範囲は、８００℃≦Ｔｒ≦９２５℃である。また、焼鈍時間に関しては特に規定しないが、生産性の観点から１５秒から１２０秒程度で実施することが好ましい。
【００２５】
再結晶焼鈍後の鋼板は、引き続いてスキンパス圧延を経て最終焼鈍が実施される。
スキンパス圧延に関しては、圧延率ＳＰ（％）を３％≦ＳＰ≦１５％とするのが好ましい。これは、スキンパス圧下率ＳＰが３％未満の場合スキンパス圧延による最終焼鈍時の結晶粒成長が不十分となり鉄損が劣位となるからであり、ＳＰが１５％を超えると導入される歪量が大き過ぎ、結晶粒界近傍から新たな再結晶核が発生してしまい、最終焼鈍後に好ましい集合組織が得られなくなるからである。ＳＰのより好ましい範囲は５％≦ＳＰ≦１０％である。
【００２６】
スキンパス圧延後の最終焼鈍に関しては、バッチ焼鈍の場合は焼鈍温度７００〜９５０℃、焼鈍時間２０〜３００分、また、連続焼鈍で行なう場合は焼鈍温度７５０〜１０００℃、焼鈍時間１５〜１２０秒で実施することが、いずれも特性確保及び生産性の観点から好ましい。
【００２７】
以下、実施例を用いて、本発明の実施可能性及び効果についてさらに説明する。
なお、実施例に用いた条件はその確認のための一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、特許請求の範囲に記載される事項によってのみ規定されており、本発明を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【実施例１】
【００２８】
質量％でＣ：０．００１２％、Ｍｎ：０．２０％、Ｓｉ：１．１％、Ａｌ：１．２％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物元素より成る鋼片を作製し、これを１１００℃にて１時間の加熱を施した後、熱間圧延して３．２ｍｍの板厚の熱延板を作製した。この熱延板に焼鈍温度１１００℃で、６０秒間の熱延板焼鈍を施し、酸洗した後冷間圧延を実施し、板厚０．３５ｍｍの冷延板とした。この冷延板を種々の温度Ｔｒ（℃）で３０秒間再結晶焼鈍し、続いて圧下率８％でスキンパス圧延を施した後、７９０℃で１時間最終焼鈍して試料を得た。
【００２９】
製造条件及びスキンパス圧延（ＳＰ）前の粒径と剪断不良箇所を表３に示し、最終焼鈍後の試料について、ＳＳＴ法により得られた磁気特性結果を表４に示す。
なお、剪断不良箇所とはスキンパス圧延前試料の剪断断面において、長手方向に剪断したＬ断面とその垂直方向に剪断したＣ断面各２５ｍｍ長さ（合計５０ｍｍ長さ）のうち、剪断面比率が板厚に対し８０％を超えるものの箇所の個数である。
加工性に問題ない場合、通常、剪断面比率は板厚の５０〜６０％である。また、破断面比率（＝全厚１００％−剪断面比率）は５０〜４０％で均一であるものの、結晶粒径が大きく加工時にバリ、カエリが存在する場合には、剪断面比率が８０％を超える箇所が多くなる。
【００３０】
表４の結果より、全周磁束密度の異方性を示す指標であるΔＢ５０は、いずれの試料も０．１２Ｔ以下であり良好であった。しかし、再結晶が完了していないＦ１及び結晶粒径が大き過ぎるＦ１０、Ｆ１１は、磁束密度の全周平均値Ｂ５０ＡＶＥが１．６８Ｔ未満、かつ全周鉄損Ｗ１５／５０ＡＶＥが３．０Ｗ／ｋｇ以上であり劣位であった。再結晶焼鈍温度Ｔｒが７５０℃≦Ｔｒ≦９５０℃の範囲のＦ２〜Ｆ９はいずれの磁気特性も良好であった。この中でさらに好ましい例は、８００℃≦Ｔｒ≦９２５℃であるＦ３〜Ｆ８であった。剪断不良箇所はＴｒ≧９７５℃、すなわち結晶粒径１００μｍ以上で確認されたため、Ｆ１０、Ｆ１１は加工性の観点からも好ましくなかった。
【００３１】
【表３】
2008045151.tif 000004
【表４】
2008045151.tif 000005
【実施例２】
【００３２】
質量％でＣ：０．０００９％、Ｍｎ：０．５０％、Ｓｉ：１．４％、Ａｌ：０．９％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物元素より成る鋼片を作製し、これを１１００℃にて１時間加熱した後、熱間圧延して種々の板厚の熱延板を作製した。この熱延板の板厚は、スキンパス圧延後の最終板厚が０．３２ｍｍとなるような範囲で作製した。これら熱延板につき、１０８０℃、８０秒間の熱延板焼鈍を施し、酸洗した後８８％の圧下率にて冷間圧延を施して冷延板とした。その後この冷延板を温度７６０℃で３０秒間再結晶焼鈍し、続いて種々の圧下率でスキンパス圧延を実施した後、７９０℃で１時間最終焼鈍し試料を得た。
【００３３】
製造条件を表５に示し、最終焼鈍後の試料についてＳＳＴ法により得られた磁気特性結果を表６に示す。
表６の結果より、全周磁束密度の異方性を示す指標であるΔＢ５０は、いずれの試料も０．１２Ｔ以下であり良好であった。しかし、スキンパス圧延を実施していないＧ１、及びスキンパス圧下率ＳＰが大き過ぎるＧ６は、磁束密度の全周平均値Ｂ５０ＡＶＥが１．６８Ｔ未満、かつ全周鉄損Ｗ１５／５０ＡＶＥが３．０Ｗ／ｋｇ以上であり劣位であった。スキンパス圧延の圧下率ＳＰが３％≦ＳＰ≦１５％の範囲のＧ２〜Ｇ５はいずれの磁気特性も良好であった。この中でさらに好ましい例は５％≦ＳＰ≦１０％であるＧ３、Ｇ４であった。
【００３４】
【表５】
2008045151.tif 000006
【表６】
2008045151.tif 000007