(57)【要約】【課題】同一の鋼板からロータ材及びステータ材の同時採取をしながら、ロータ材においては高い磁束密度及び高強度を、ステータ材においては高い磁束密度及び低鉄損を達成し得る高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。【解決手段】鋼板組成が質量比でＳｉ：０．１％〜１．２％及びＭｎ：０．００５〜０．５０％を含有し、Ｃ：０．００５０％以下（０を含む）、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００４％以下（０を含む）、Ｎ：０．００３０％以下（０を含む）に制限され、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、鋼板中に分散する粒成長阻害延性非金属介在物の個数密度が１０００個／ｃｍ２以下（０を含む）である回転機用高磁束密度無方向性電磁鋼板を製造するに当たり、前記熱延板焼鈍を結晶粒径が５０μｍ以上５００μｍ以下となるように行うものである。【選択図】          図２
2004270011.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
スラブを熱間圧延して熱延板を得、該熱延板に熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延を行って最終板厚に仕上げ、さらに最終焼鈍を施して、鋼板組成が質量比でＳｉ：０．１％〜１．２％及びＭｎ：０．００５〜０．５０％を含有し、Ｃ：０．００５０％以下（０を含む）、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００４％以下（０を含む）、Ｎ：０．００３０％以下（０を含む）に制限され、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、鋼板中に分散する粒成長阻害延性非金属介在物の個数密度が１０００個／ｃｍ２以下（０を含む）である回転機用高磁束密度無方向性電磁鋼板を製造するに当たり、
前記熱延板焼鈍を結晶粒径が５０μｍ以上５００μｍ以下となるように行うことを特徴とする回転機用高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造方法。
ここに粒成長阻害延性非金属介在物とは最終焼鈍された鋼板の平均再結晶粒径をＤとしたとき、長さが３×Ｄ〜９×Ｄの介在物をいう。
【請求項２】
鋼板組成が質量比でＳｂ：０．００５〜０．１０％およびＳｎ：０．００５〜０．２％から選んだ１種または２種をさらに含有することを特徴とする請求項１記載の回転機用高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
鋼板組成が質量比でＰ：０．００１〜０．２％およびＮｉ：０．００１〜０．２％から選んだ１種または２種をさらに含有することを特徴とする請求項１又は２記載の回転機用高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
鋼板組成が質量比でＲＥＭ：０．０００１〜０．１０％およびＣａ：０．０００１〜０．０１％から選んだ１種または２種をさらに含有することを特徴とする請求項１、２または３記載の回転機用高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
不可避不純物のうちＳ及びＯが質量比でＳ：０．００５０％以下（０を含む）、０：０．０２００％以下（０を含む）に制限されていることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の回転機用高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項６】
不可避不純物のうちＴｉ、Ｎｂ及びＶが質量比でＴｉ：０．００２０％以下（０を含む）、Ｎｂ：０．００５０％以下（０を含む）、およびＶ：０．００６０％以下（０を含む）に制限されていることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の回転機用高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項７】
平均再結晶粒径Ｄが６〜５０μｍであることを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の回転機用高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項８】
最終焼鈍を７００〜８００℃の温度で施すことを特徴とする請求項１〜７のいずれかに記載の回転機用高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項１〜８のいずれかに記載の製造方法により製造された回転機用高磁束密度無方向性電磁鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、回転機の組み立てに用いられる無方向性電磁鋼板の製造方法、特に回転機のロータに組み立てたときには高磁束密度であるとともに高強度であり、ステータ用として用いるときには高磁束密度であるとともに低鉄損であるというすぐれた特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
回転機のエネルギー消費を低下させるには、その鉄心（ロータ及びステータ）の磁束密度を上げるとともに、低鉄損化を図ることが効果的である。このうち、鉄損を低減する手段としては、Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｎ等の含有量を高めて鉄心材料の電気抵抗を増加させる手段が広く用いられている。これらの手段のほか、たとえば特許文献１に記載されているようなＢを添加する方法、特許文献２に記載されているようなＮｉを添加する方法等が知られている。また、電磁鋼板の集合組織を、たとえば〈１００〉〈ＵＶＷ〉方位を有する結晶粒を優先的に成長させたものとすることにより磁気特性を向上させる方法があり、たとえば特許文献３に提案されている。この手段により回転機鉄心内の磁束流を適正化することができ、高磁束密度で低鉄損の鉄心の製造が可能になっている。
【０００３】
ところで、回転機用鉄心の製造に当たっては、材料の歩留まりを高く維持するために、一般に、同一の鋼板からロータ用鉄心板とステータ用鉄心板がプレスによって打ち抜かれる。そして、これらロータ用鉄心板とステータ用鉄心板をそれぞれ積層してロータ及びステータに組み立てることが行われる。
【０００４】
このうち、ロータは、回転部材であり、高速回転に伴う高い応力が掛かるので強度が高いことが必要とされる。特に近年においては、回転機（モータ）の効率を上げるために、希土類磁石を埋め込んだ形式のロータが発達し、ロータの回転速度は著しく高くなっている。そのため、ロータを構成する電磁鋼板に対しては磁束密度及び強度、たとえば上降伏点（ＹＰ）、が従来に比べてより高いことが要求されるようになっている。一方、ステータは、高い磁束密度を有し、かつ鉄損が低いことが回転機の小型化と省エネルギー化のため重要である。
【０００５】
【特許文献１】
特開昭５８−１５１４３号公報
【特許文献２】
特開平３−２８１７５８号公報
【特許文献３】
特開昭５８−１８１８２２号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
このように、同じモータに使用される電磁鋼板であっても、ロータの組み立てに使用される鋼板（以下、「ロータ材」という）とステータの組み立てに使用される鋼板（以下、「ステータ材」という）とでは、要求特性が大きく異なる。従来提案されている技術は、ロータ材あるいはステータ材としての特性を個別に満たすものであっても、これら双方の特性を満たすように仕向けられたものではなかった。
【０００７】
本発明は、同一の鋼板からロータ材及びステータ材の同時採取をしながら、ロータ材においては高い磁束密度及び高強度を、ステータ材においては高い磁束密度及び低鉄損を達成し得る高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造方法を提案するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、無方向性電磁鋼板の飽和磁束密度は素材の鉄の含有量（主として質量％によって表される）によって決まるものであり、鉄以外の元素、たとえばＳｉの含有量が高いと飽和磁束密度が低下することは避けられないこと、一方、磁束密度および強度は鋼板の結晶粒径によって支配されることに着目した。また、需要家での回転機のロータ及びステータの組み立て工程においては、鋼板からロータ用鉄心板とステータ用鉄心板を打ち抜いた後、歪取り焼鈍が行われることに着目した。さらに、Ｓｉ含有量の低い無方向性電磁鋼板の結晶粒径を上記ロータおよびステータの製造プロセスにおいて適正化することによりロータおよびステータにそれぞれ必要な特性を付与できることに着目した。
【０００９】
さらに、ステータの組み立て過程で行われる歪取り焼鈍工程で結晶粒径の成長を支配する要因を探求し、ＡｌＮなどの微細析出物を抑制し、かつ鋼板中に分散する延性非金属介在物の個数密度を最終焼鈍された鋼板の平均結晶粒径と関係付けて所定値以下に制限することにより需要家でのステータの組み立て過程で行われる歪取り焼鈍工程（７５０℃で２時間程度）で結晶粒径を十分成長させることができることの知見を得た。そして、上記目的を達する回転機用高磁束密度無方向性電磁鋼板の組成的充足条件及び組織的充足条件を明らかにするとともにその好適な製造条件、特に無効性電磁鋼板の製造過程で行われる熱延板焼鈍において結晶粒径を適正化することによって製品の磁束密度を向上できることを知った。
【００１０】
本発明は、スラブを熱間圧延して熱延板を得、該熱延板に熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延を行って最終板厚に仕上げ、さらに最終焼鈍を施して、鋼板組成が質量比でＳｉ：０．１％〜１．２％及びＭｎ：０．００５〜０．５０％を含有し、Ｃ：０．００５０％以下（０を含む）、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００４％以下（０を含む）、Ｎ：０．００３０％以下（０を含む）に制限され、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、鋼板中に分散する粒成長阻害延性非金属介在物の個数密度が１０００個／ｃｍ２以下（０を含む）である回転機用高磁束密度無方向性電磁鋼板を製造するに当たり、前記熱延板焼鈍を結晶粒径が５０μｍ以上５００μｍ以下となるように行うものである。ここに粒成長阻害延性非金属介在物とは最終焼鈍された鋼板の平均再結晶粒径をＤとしたとき、長さが３×Ｄ〜９×Ｄの介在物をいう。
【００１１】
上記発明において、鋼板組成を質量比でＳｂ：０．００５〜０．１０％およびＳｎ：０．００５〜０．２％から選んだ１種または２種をさらに含有すること、あるいは質量比でＰ：０．００１〜０．２％およびＮｉ：０．００１〜０．２％から選んだ１種または２種をさらに含有することが好ましい。また、質量比でＲＥＭ：０．０００１〜０．１０％およびＣａ：０．０００１〜０．０１％から選んだ１種または２種をさらに含有させることができる。
【００１２】
また、鋼板組成における不可避不純物のうちＳ及びＯは、質量比でＳ：０．００５０％以下（０を含む）、０：０．０１００％以下（０を含む）に制限されていることが好ましい。同様に上記不可避不純物のうちＴｉ、Ｎｂ及びＶが質量比でＴｉ：０．００２０％以下（０を含む）、Ｎｂ：０．００５０％以下（０を含む）、およびＶ：０．００６０％以下（０を含む）に制限されていることが好ましい。
【００１３】
上記発明において、最終焼鈍後の鋼板の平均再結晶粒径Ｄは６〜５０μｍとすることが好ましく、最終焼鈍を７００〜８００℃の温度で施すこととするのが好ましい。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明の高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造方法は、質量比で以下の化学組成及び組織を有するものに適用される。
【００１５】
Ｓｉ：０．１〜１．２％
鋼板の電気抵抗を増大させ、鉄損を低減するには、少なくとも０．１％のＳｉを含有させる必要があるが、Ｓｉ含有量が１．２％を超えると、磁束密度が低下するだけでなく、硬度が上昇し、加工性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１〜１．２％の範囲とする。
【００１６】
Ｍｎ：０．００５〜０．３０％
Ｍｎは良好な熱間圧延の際の加工性を得るために必要な成分であり、そのためには０．００５％以上含有させることが必要である。しかし、０．３０％を超えると磁束密度が低下する。したがってＭｎの含有量は０．００５〜０．３０％とする。
【００１７】
Ｃ：０．００５０％以下（０を含む）
Ｃは、磁気時効劣化を抑制するためには極力低くする必要がある。また、本発明で採用される極低Ａｌ化の条件の下で集合組織の改善効果を十分に発揮させるためには、０．００５０％以下に低減する必要がある。しかしながら、このＣの低減は、必ずしも出発材料である溶鋼あるいはスラブの段階で達成されていなければならないものではなく、鋼板の製造過程中最終焼鈍を行うまでに達成されればよい。
【００１８】
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００４％以下（０を含む）
優れた粒成長性と磁気特性を得るためには、鋼板のＡｌ量を０．０００４％以下に低減することが必要である。Ａｌ含有量が０．０００４％を超えると鋼板中にＡｌＮが析出し、最終焼鈍された製品の磁束密度が低下する。また、ステータに打ち抜き後に行われる歪取り焼鈍の際の粒成長性が阻害され、鉄損値を十分低下させることができなくなる。
【００１９】
Ｎ：０．００３０％以下（０を含む）
ＮはＡｌと結合して窒化物（ＡｌＮ）の析出原因となるほか、Ｔｉ等と結合して種々の窒化物を形成し、最終焼鈍された製品の磁束密度を低下させる原因になる。また、ステータに打ち抜き後行われる歪取り焼鈍の際の粒成長性を阻害し、鉄損値の十分な低下を阻害する原因になる。そのためＮ量は０．００３％以下、好ましくは０．００２５％以下に低減させることが必要である。
【００２０】
本発明の高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造方法は、以上の基本組成を有するものに適用されるが、それだけでは本発明の目的を達成し得ない。最終焼鈍された鋼板中に分散する粒成長阻害延性非金属介在物、すなわち延性非金属介在物のうち鋼板の平均再結晶粒径をＤとしたとき、長さが３×Ｄ〜９×Ｄの延性非金属介在物の個数密度が１０００個／ｃｍ２以下（０を含む）であることが必要である。
【００２１】
ここに、平均再結晶粒径とは、鋼板の０．５ｍｍ２の面積中に存在する結晶粒の個数を測定し、それに基づいて結晶粒１個あたりの平均面積を算出し、その平均面積に等しい円の直径をいう。この平均結晶粒径は鋼板の板幅方向に垂直な断面を光学顕微鏡で観察することにより測定される。
【００２２】
延性非金属介在物とは、圧延方向に長く延びた棒状の介在物及び圧延方向に連続して並ぶ介在物をいう。また、１０μｍ以内の距離にある２以上の介在物が圧延方向に対して±５°以内の方向に並んでいるときは、これらの介在物を繋がっているものととして１の延性介在物とみなす。
【００２３】
延性介在物の長さとは、地鉄と介在物の界面における任意の２点間で引いた線分の長さの最大値、すなわち延性介在物の両端部間の距離をいう。その存在個数の測定は、鋼板の板幅方向に垂直な断面を研磨し、研磨まま（腐食処理等は行わずに）の面を光学顕微鏡で観察し、地鉄部分と色が異なる小さな領域を介在物と認定し、１つの試料に対しての観察視野を５ｍｍ２として上記により認定した介在物のうち延性介在物と認められるものの個数を計測し１ｃｍ２当たりに割り戻して個数密度とする。介在物には上記延性介在物のほかに孤立した円形の介在物があるが、これは非延性介在物として延性介在物にはカウントしない。
【００２４】
（実験１）
質量比でＣ：０．００２％、Ｓｉ：０．７％、Ｍｎ：０．２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００４％以下、Ｓ：０．００２％、Ｏ：０．０２％以下、Ｔｉ：０．００２％、Ｎｂ：０．００１％、Ｖ：０．００１％、残部不可避不純物を除きＦｅを基本成分とし、これにＮを０．００１０〜０．００６０％の範囲で添加したスラブを製造した。得られたスラブを１１００℃に加熱し２．３ｍｍ厚まで熱延したのち、８００℃で５ｈｒ保持する熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、冷間圧延して０．３５ｍｍの最終板厚に仕上げ、さらに、８００℃、１５秒間の再結晶焼鈍を施して最終焼鈍板（製品）とした。なお、延性介在物の存在量、及び形態（長さ）の調整は、たとえば、酸素含有量とＡｌ含有量の変更や熱間圧延での圧下スケジュールを変えることによって行った。
【００２５】
得られた製品について平均結晶粒径の測定を行うとともに介在物の観察を行って延性介在物の長さ及び個数密度を測定した。ついで、上記製品に対し、需要家での歪取り焼鈍に相当する条件である窒素（Ｎ２）雰囲気にて７５０℃、２ｈｒの焼鈍（以下、単に「歪取り焼鈍」という）を施し、最終焼鈍板と同様平均結晶粒径の測定を行った。
【００２６】
図１はこのようにして得られた最終焼鈍後の鋼板の平均結晶粒径に対する歪取り焼鈍後の鋼板の平均結晶粒径の比（以下「歪取り焼鈍結晶粒成長比」という）とＮ含有量の関係を、平均再結晶粒径をＤとしたとき、長さが３×Ｄ〜９×Ｄの介在物（以下「粒成長阻害延性介在物」という）の個数密度をパラメータとして表したグラフである。
【００２７】
図１から分かるように、Ｎ含有量が０．００３０％以下のとき、粒成長阻害延性介在物の個数密度が、１０００個／ｃｍ２以下であれば、歪取り焼鈍結晶粒成長比が２以上となる。しかしながら、粒成長阻害延性介在物の個数密度が、１０００個／ｃｍ２以下であっても、Ｎ含有量が０．００３０％を超えるとき、あるいは粒成長阻害延性介在物の個数密度が、１０００個／ｃｍ２を超えるときは、歪取り焼鈍結晶粒成長比が２未満となる。
【００２８】
（実験２）
表１に示す組成を有する厚さ２５０ｍｍのスラブを３本製造し、これらのスラブから機械加工により、厚さが２５、５０、１００、２００ｍｍ厚さになるように試料をそれぞれ切り出した。その後、これらの試料を１０７０℃に加熱後、熱間圧延にて２．５ｍｍとした後、８００℃において５ｈｒの均熱を行なう熱延板焼鈍を施し、酸洗してから冷間圧延によって最終板厚０．５ｍｍに仕上げた。この熱延板焼鈍後の粒径はいずれも５０〜５００μｍの範囲内にあった。ついで、再結晶焼鈍条件を７００〜８００℃の範囲で調整し、製品板の結晶粒径が１２μｍまたは１４μｍである製品板とした。
【００２９】
得られた製品板にはＡｒ雰囲気中で７５０℃、２時間の歪取り焼鈍を施した。これらの製品板（再結晶焼鈍板）および歪取り焼鈍板の板幅方向に垂直な断面を光学顕微鏡で観察し、その平均結晶粒径を測定した。また、製品板については粒成長阻害延性介在物の個数密度を測定した。その結果を表２に示す。同表に示したように、製品板の粒成長阻害延性介在物の個数密度が１０００個／ｃｍ２以下である試料では、歪取り焼鈍結晶粒成長比が大きい。
【００３０】
【表１】
2004270011.tif 000003
【００３１】
【表２】
2004270011.tif 000004
【００３２】
上記により分かるように、組成を一定範囲に制限し、かつ粒成長阻害延性介在物の個数密度を適正に制限すれば、歪取り焼鈍後の鋼板（ステータに組み上げられた鉄心材料）の平均結晶粒径を前記最終焼鈍後の粒径の２倍以上とすることができる。これによりステータにおける鉄損は大きく低減される。一方、ロータは最終焼鈍された状態の結晶粒が前記のように相対的に小さい状態の鋼板で組み立てられるから、その状態で使用することにより、強度、特に上降伏点（ＹＰ）を高く維持することができ、高速回転用の回転機を効率的に組み立てることが可能になる。
【００３３】
鋼板強度を支配する平均結晶粒径の大きさは、回転機の特性に応じて要求されるロータの強度レベルに応じて設計すればよい。しかしながら、一般的な回転機であれば鋼板の最終焼鈍後における平均結晶粒径は６〜５０μｍが好適である。
【００３４】
なお、本発明の権利範囲の解釈に影響を与えるものではないが、粒成長阻害延性介在物の個数密度によって歪取り焼鈍結晶粒成長比が支配される理由は以下のように考えられる。
【００３５】
まず、結晶粒径と同程度の長さの介在物が、最も粒成長性を阻害すると考えられるからである。すなわち、延性介在物は一つの、あるいは二つ以上の結晶粒界を横切って存在し、その結晶粒の成長性を阻害する確率が高くなる。しかしながら、電磁鋼板中に存在する非金属介在物の総量が一定の場合は、その鋼中に占める体積分率はほぼ一定と見られるので、ツェナー（Ｚｅｎｅｒ）の式の示すところにより、結晶粒径に比べて極端に長い介在物は粒成長性を阻害する可能性が低くなる。いいかえれば、延性介在物が粒成長性を阻害する程度は、介在物の長さによって異なり、本発明者等の知見では延性非金属介在物の長さが最終焼鈍板の平均結晶粒の３〜９倍であるとき、すなわち粒成長阻害延性介在物のとき、最大となるのである。一方、非金属介在物の量は、直接、結晶粒の成長性を支配する。したがって、この範囲の長さの延性非金属介在物、すなわち「粒成長阻害延性介在物」の個数密度により「歪取り焼鈍結晶粒成長比」が影響を受けるのである。
【００３６】
上記のように、無方向性電磁鋼板のＳｉ、Ｍｎ、Ｃ、Ｓｏｌ．Ａｌ及びＮ含有量を制限しさらに粒成長阻害延性介在物の個数密度を１０００個／ｃｍ２以下に押さえることによって歪取り焼鈍結晶粒成長比を大きくとることができ、回転機用に適した高磁束密度無方向性電磁鋼板とすることができるが、鋼板組成においてＴｉ、Ｎｂ及びＶ、さらにＳｂ、Ｓｎを制限あるいは添加することにより、その効果を一層確実にすることができる。そのことは、以下の実験により確認できた。
【００３７】
（実験３）
表３に示す組成からなる鋼塊を製造し、これらの鋼塊を１０７０℃に加熱後、熱間圧延にて２．５ｍｍとした後、８００℃で５ｈｒの均熱を行なう熱延板焼鈍を施し、酸洗してから冷間圧延によって最終板厚０．５ｍｍに仕上げた。このときの熱延板焼鈍後の粒径はいずれも５０〜５００μｍであった。ついで、８００℃、１０秒間の再結晶焼鈍をおこない製品板としたのち、７５０℃、２時間の歪取り焼鈍を施して製品板とした。得られた製品板および歪取り焼鈍後の製品板から、圧延方向と平行および圧延方向に直角に、それぞれサンプルを切りだし、ＪＩＳ  Ｃ  ２５５０に準拠して磁束密度および鉄損を測定し、それらの平均値を求めた。測定結果は表３に併せて示す。
【００３８】
【表３】
2004270011.tif 000005
【００３９】
表３から分かるように、Ｔｉを０．００２０％以下、Ｎｂを０．００５０％以下、およびＶ量を０．００６０％以下に制限することによって歪取り焼鈍後の磁気特性を一層良好にすることができる。また、ＳｂまたはＳｎの１種または２種を添加することによって、歪取り焼鈍後の鉄損が大幅に改善できる。Ｔｉ、ＮｂおよびＶ量を低減することによって、磁気特性が改善する理由は必ずしも明らかでないが、ＴｉおよびＮｂ、そしてＶはともに窒化物形成元素であり、これらの窒化物が微細に析出すると、集合組織形成および結晶粒成長性に悪影響を及ぼす微細析出ＡｌＮと同様の害を与えるため、これらの元素を低減することによってこの種の害が防止される結果、良好な磁気特性が得られるものと考えられる。
【００４０】
歪取り焼鈍後の磁気特性に影響を及ぼす理由も明らかではないが、低Ａｌの含Ｓｉ鋼にＴｉ、ＮｂおよびＶ量が多いと、熱延板焼鈍や再結晶焼鈍時に部分的に固溶した窒化物または炭化物が、歪取り焼鈍時に窒化物または炭化物として析出し、磁壁の移動を阻害する結果、鉄損の劣化が生じるものと考えられる。
【００４１】
また、ＳｂまたはＳｎの１種または２種を添加することによって、歪取り焼鈍後の鉄損が大幅に改善される理由も明らかではないが、ＳｂやＳｎの偏析がＶ等の析出挙動に影響を与え、析出の抑制と析出物の粗大化が起こるためであると考えられる。
【００４２】
このように溶銑やＳｉ原料から不可避的にに混入する、Ｔｉ，ＮｂおよびＶの量を制限することによって、上記したＳｏｌ．Ａｌの低減による効果が一層高まるとともに、磁気特性のさらなる向上が達成される。特に、Ａｌを極力低減した成分系では、ＴｉおよびＮｂ量の制限に加えて、Ｖ量を制限することが有利である。その効果は、特に歪取り焼鈍後の鉄損のが劣化防止において大きい。上記微量元素の制限についてまとめると以下のとおりである。
【００４３】
Ｔｉ：０．００２０％以下（０を含む）、Ｎｂ：０．００５０％以下（０を含む）、およびＶ：０．００６０％以下（０を含む）
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、微細な窒化物又は炭化物を形成して、集合組織の形成および結晶粒の成長性を阻害する。特に本発明にしたがい、ｓｏｌ．Ａｌ及びＮ含有量を低く制限した無方向性電磁鋼板ではその傾向が著しい。これら元素をそれぞれＴｉ：０．００２０％以下、Ｎｂ：０．００５０％以下、Ｖ：０．００６０％以下に低減すれば、その窒化物又は炭化物形成傾向が抑制されて、特に歪取り焼鈍後の鉄損の劣化が防止できる。
【００４４】
Ｓｂ：０．００５〜０．１０％およびＳｎ：０．００５〜０．２％から選んだ１種または２種
ＳｂおよびＳｎは、窒化物の微細析出を抑制するとともにその粒成長阻害効果を低減することにより、磁気特性上有利な集合組織の形成を効果的に促進させる。その効果はＳｂ：０．００５％以上、Ｓｎ：０．００５％以上で現れるが、それぞれ０．１０％超え、０．２％超えでは却って粒成長性を阻害する。
【００４５】
上記のほか、下記の元素を制限あるいは添加することにより本発明鋼の特性をより効果的に発揮させることができる。
【００４６】
Ｐ：０．００１〜０．２％およびＮｉ：０．００１〜０．２％から選んだ１種または２種
本発明の無方向性電磁鋼板は、低Ｓｉであるためその硬度が低く、打ち抜きの際にダレやつぶれが発生したり、打ち抜き時に発生するカエリが大きくなって鋼板の占積率を低下させる等の問題が発生するおそれがある。Ｐ及びＮｉは電磁鋼板の硬度を上昇させる効果がある。したがって、電磁特性、特に磁束密度を害しない範囲内で需要家の要求に応じこれら元素を添加することができる。
【００４７】
ＲＥＭ：０．０００１〜０．１０％およびＣａ：０．０００１〜０．０１％から選んだ１種または２種
ＲＥＭやＣａは硫化物を粗大化して鉄損を向上する作用を有する。したがって、これら元素をその効果の発現範囲、すなわちＲＥＭ：０．０００１〜０．１０％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％において適宜添加することができる。
【００４８】
Ｓ：０．００５０％以下（０を含む）、０：０．０１００％以下（０を含む）
Ｓは、０．００５０％を超えると、ＭｎやトランプエレメントのＣｕなどと結合してＭｎＳやＣｕ２Ｓを形成する傾向が強くなり、結晶粒成長を妨げる。また、Ｏは、０．０１００％を超えると酸化物が増え、結晶粒成長を妨げる。したがってこれら元素は上記範囲内に制限するのが好ましい。
【００４９】
本発明においては、最終焼鈍された鋼板の結晶粒径は、無方向性電磁鋼板に要求される強度レベル、鉄損レベルが、製造される回転機の特性によって変化するので一律に決定する必要はない。しかしながら、平均再結晶粒径Ｄを６〜５０μｍとすることは、先に述べた歪取り焼鈍結晶粒成長比を比較的大きく、たとえば、３以上とすることに有利に作用する。
【００５０】
本発明の適用対象は、上記の組成上、及び組織上の特徴を持たせた無方向性電磁鋼板、特に、回転機用高磁束密度無方向性電磁鋼板であるが、本発明の特徴はその製造過程中、熱延板焼鈍において結晶粒径が５０μｍ以上５００μｍ以下となるように調整する点にある。無方向性電磁鋼板は、一般に好適組成に調整された溶鋼を連続鋳造法によってスラブとし、これを熱間圧延して熱延板とし、必要に応じて熱延板焼鈍した後、１回以上の冷間圧延を施して最終板厚に仕上げることによって製造されるが、本発明では、上記組成的、組織的特徴を有する無方向性電磁鋼板を製造するに当り、上記熱延板焼鈍において結晶粒径が５０μｍ以上５００μｍ以下となるように調整するのである。
【００５１】
図２は、表３のうち、鋼記号１５及び２１の組成を有する鋼塊を１０７０℃に加熱後、熱間圧延にて２．５ｍｍとした後、７５０〜８００℃で５ｈｒ以内の均熱を行なう熱延板焼鈍を施して結晶粒径を５〜１０００μｍとなるように調整したものについて、酸洗後、冷間圧延を行なって最終板厚０．５ｍｍに仕上げ、ついで８００℃、１０秒間の再結晶焼鈍をおこない製品板としたものの熱延板焼鈍後の、すなわち冷延前の鋼板の結晶粒径と製品板の磁束密度の関係を示すグラフである。図２から分かるように、熱延板焼鈍後の結晶粒径が５０μｍ、より確実には１５０μｍ以上となると、製品板の磁束密度が顕著に向上する。しかしながら、その効果は、熱延板焼鈍後の結晶粒径２００μｍでほぼ飽和し、５００μｍを超えると冷延の際に鋼板が破断し易くなるという問題が生ずる。したがって、熱延板焼鈍は、熱延板焼鈍後の結晶粒径が５０μｍ以上５００μｍ以下、好ましくは１５０μｍ以上５００μｍ以下となるように行なう。
【００５２】
その他の製造条件は、一般の無方向性電磁鋼板において採用されているもので十分である。しかしながら、本発明特有の組織的特徴を得るため、特に介在物のうち延性介在物の量、及び存在形態、特に平均結晶粒径に対する長さが所定範囲内となる延性介在物を低減するために、すなわち粒成長阻害延性介在物の量を１０００個／ｃｍ２以下にするために、以下の手段のいずれか一又はそれらの組み合わせて製造することが望ましい。
【００５３】
その一は、酸素含有量を低減することによりスラブ中の介在物の絶対量を減少させることである。これに代え、スラブ中の介在物をＡｌやＭｎ量の増加により延性化させたり、逆にＡｌやＭｎ量の低減により非延性化（微細化）させる手段もとり得る。また、熱延以後の累積圧下率が大きくなれば延性介在物は長くなり小さくなれば短くなる傾向にあるので、スラブ圧下率を増減、あるいは製品板厚の増減により非金属介在物の長さを調整して最終焼鈍された鋼板の平均再結晶粒径の３倍未満または９倍超とすることもできる。さらに、最終焼鈍での温度や均熱時間等の条件を変更して平均結晶粒径を増減させ、その結果として非金属介在物の長さを平均結晶粒径の３倍未満または９倍超とすることもできる。
【００５４】
なお、上記製造プロセスにおいて、最終板厚に冷間圧延した冷延板に施す連続焼鈍の焼鈍温度を７００〜８００℃とすることは、平均結晶粒径を６〜５０μｍに調整し、あるいは鋼板の硬度を適当なレベル、たとえばビッカース硬さ（Ｈｖ）を１００〜１７０に調整する上で好ましい。
【００５５】
このようにして製造された無方向性電磁鋼板は、回転機用の鉄心に打ち抜き、ロータ及びステータに組み立てることができる。その際、同一の鋼板からロータとステータようの鉄心材料を同時に打ち抜き、それぞれ積層してロータ及びステータ部材に組み立てた後、ステータ部材にのみ歪取り焼鈍を施して、粒成長を促し、その鉄損を下げることができる。この歪取り焼鈍の条件は、歪取り焼鈍結晶粒成長比が２以上になるものであればよいが、たとえば不活性ガス雰囲気中で７５０℃、２ｈｒ程度とすることが望ましい。この際、ロータ用鉄心部材には粒成長を伴う歪取り焼鈍は行わず、高い強度を保ったままにするのがよい。
【００５６】
なお、最終焼鈍された無方向性電磁鋼板には、さらに軽度の歪み、たとえば０．５〜５％程度の圧延歪みを付与した後、７００〜８００℃の歪取り焼鈍を施し、再結晶を促して結晶粒径を３０〜１００μｍ程度に成長させることができる。このように処理された鋼板は、特に低鉄損が要求されるステータの組み立てに利用することができる。
【００５７】
【実施例】
以下、実施例に基づき本発明の実施形態をより具体的にする。
【００５８】
表４に示す成分組成を有する厚さ２１５ｍｍのスラブを連続鋳造法により製造した。これらのスラブを１１１０℃で４０分間加熱した後、仕上圧延を行い厚さ２．５ｍｍの熱延板とした。得られた熱延板について、表５に記載した条件のとおり熱延板焼鈍を施した後、酸洗するか、もしくは熱延板焼鈍を施さずにそのまま酸洗した後、冷間圧延により厚さ０．５０ｍｍの冷延板に仕上げた。ついで、容量比で水素：５０％と窒素：５０％の雰囲気中で、７８０℃、１０秒の最終焼鈍を施した。得られた最終焼鈍板には重クロム酸塩と樹脂からなる半有機コーティング液を塗布し、３００℃で焼きつけて最終製品とした。なお、粒成長阻害延性介在物の量は、スラブ厚さの変更や熱間圧延での圧下スケジュールの変更によって変動させた。
【００５９】
得られた製品からサンプルを切出し、ＪＩＳ  Ｃ２５５０に準拠して磁束密度、鉄損、上降伏点（ＹＰ）およびビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。また、平均結晶粒径および粒成長阻害延性介在物の個数密度を測定した。なお、測定は幅方向に垂直な面について行った。
【００６０】
ついで、上記製品を窒素（Ｎ２）雰囲気中にて７５０℃、２ｈｒの歪取り焼鈍を行ったのち、前記製品について行ったのと同様にして鉄損および平均結晶粒径を測定するとともに、歪取り焼鈍結晶粒成長比を求めた。
【００６１】
【表４】
2004270011.tif 000006
【００６２】
得られた結果を表５に示す。表４及び表５に示すように、本発明にしたがう成分組成及び粒成長阻害介在物個数密度を有するものは歪取り焼鈍結晶粒成長比が大きく、製品（最終焼鈍状態）の上降伏点（ＹＰ）およびビッカース硬さ（Ｈｖ）が比較的高いことと相俟って、回転機のロータ及びステータを同時に打ち抜いて製作するのに適したものとなっている。
【００６３】
【表５】
2004270011.tif 000007
【００６４】
【発明の効果】
本発明により同一の鋼板からロータ材及びステータ材の同時採取をしながら、ロータ材には高い磁束密度及び高強度を、ステータ材には高い磁束密度及び低鉄損を付与し得る高磁束密度無方向性電磁鋼板を提供できる。これにより、回転機用部材、ひいては回転機の製造効率、出力特性を大幅に向上し得る。併せて、本発明により製造される無方向性電磁鋼板は、鋳造の際のリサイクル性に優れ、打ち抜き材のスクラップをリサイクルする場合の鋳造性が改善される。
【図面の簡単な説明】
【図１】最終焼鈍後の鋼板の平均結晶粒径に対する歪取り焼鈍後の鋼板の平均結晶粒径の比とＮ含有量の関係を粒成長阻害延性非金属介在物の存在個数をパラメータとして表したグラフである。
【図２】熱延板焼鈍後の鋼板の結晶粒径と製品板の磁束密度の関係を示すグラフである。
【図１】
2004270011.tif 000008
【図２】
2004270011.tif 000009