(57)【要約】【課題】磁束密度が高く鉄損が低い、磁気特性に優れた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：０．００５％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ａｌ：０．１〜１．０％もしくは０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｓ：  ０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ＝０．００１〜０．０１％、ＳｎもしくはＳｂをそれぞれ単独もしくは複合で０．０１〜０．０５％含む鋼を熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、仕上げ焼鈍と順次行うにあたり、冷間圧延前の結晶粒径を３００〜２０００μｍとすることを特徴とする磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法である。【選択図】            図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ａｌ：０．１〜１．０％もしくは０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｓ：  ０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ＝０．００１〜０．０１％、ＳｎもしくはＳｂをそれぞれ単独もしくは複合で０．０１〜０．０５％含む鋼を熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、仕上げ焼鈍と順次行うにあたり、冷間圧延前の結晶粒径を３００〜２０００μｍとすることを特徴とする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】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、モータや発電機の鉄心材料等に使用される電磁鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、省エネルギーニーズの高まりから、モータの高効率化の要望が高まっている。モータ高効率化を達成するためには、コア材として使用される電磁鋼板の高性能化が必須であり、このため磁束密度が高く鉄損の低い電磁鋼板が強く要望されている。電磁鋼板の磁束密度を高めるためには冷間圧延前の結晶粒径を粗大化させることが効果的であり、熱延鋼板にスキンパスを付与し、焼鈍を行なう技術（例えば特許文献１）や、熱間圧延後高温巻取りを行ない、鋼帯の保有する熱で自己焼鈍を行なう技術（例えば特許文献２）が開示されている。さらには、冷間圧延前に二次再結晶を生じさせることにより結晶粒を粗大にし、磁気特性を向上させる技術（例えば特許文献３）が開示されている。
【０００３】
【特許文献１】
特公昭４５−２２２１１号公報
【０００４】
【特許文献２】
特公昭５７−４３１３２号公報
【０００５】
【特許文献３】
特開平３−２１１２５８号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、いずれの技術も、圧延方向の磁気特性は向上するものの、磁気特性の異方性が大きくなり、モータ用途には適さないという問題があった。
【０００７】
本発明はこのような事情に鑑みなされたものであり、磁束密度が高く鉄損が低い、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法を提供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らが上記課題の解決に関し鋭意検討したところ、ＳｎもしくはＳｂを単独もしくは複合で０．０１〜０．０５％添加し、冷間圧延前粒径を３００〜２０００μｍとすることにより異方性が低減され、優れた磁気特性が得られることを見出した。
【０００９】
本発明はかかる知見に基づきなされたもので、以下のような構成を有する。
【００１０】
質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ａｌ：０．１〜１．０％もしくは０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｓ：  ０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ＝０．００１〜０．０１％、ＳｎもしくはＳｂをそれぞれ単独もしくは複合で０．０１〜０．０５％含む鋼を熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、仕上げ焼鈍と順次行うにあたり、冷間圧延前の結晶粒径を３００〜２０００μｍとすることを特徴とする磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】
本発明を実験結果に基づいて詳細に説明する。
【００１２】
最初に、磁気特性に及ぼす冷間圧延前粒径の影響を調査するため、Ｃ：０．００２５％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：０．３０％、Ｐ：０．１０％、Ｓ：０．００４％、ｔｒ．Ａｌ、Ｎ：０．００２１％、Ｖ：０．００２％とした鋼を実験室にて溶解し、熱延後、酸洗を行った。引き続きこの熱延板に７５％Ｈ２−２５％Ｎ２雰囲気で８５０℃×２ｍｉｎ〜２０ｈｒの熱延板焼鈍を施し、その後、板厚０．５０ｍｍまで冷間圧延し、１０％Ｈ２−９０％Ｎ２雰囲気で８００℃×１ｍｉｎ間の仕上焼鈍を行った。図１に、このようにして得られたサンプルの冷間圧延前粒径と磁束密度Ｂ５０、Ｂ５０の異方性（ＢＬ−ＢＣ）／ＢＬの関係を示す。ここで磁気特性の測定は２５ｃｍエプスタイン法にて行った。
【００１３】
図１より、冷間圧延前粒径が３００μｍ以上となった場合に磁気特性が大幅に向上しており、５００μｍ超の領域でより一層優れた磁束密度が得られている。結晶粒径が２０００μｍを超えた場合でも優れた磁気特性が得られるが、冷間圧延時に板破断が生じやすくなるため、冷間圧延前粒径の上限は２０００μｍとする。以上より、冷間圧延前粒径は３００〜２０００μｍとする。
【００１４】
しかし、結晶粒が３００μｍ以上となった場合には、優れた磁束密度が得られていると同時に、異方性も増大していることがわかる。そこで、異方性低減を目的として各種元素の影響について調査した。その結果、見出した元素がＳｎである。以下、実験結果に基づいてＳｎの効果を説明する。
【００１５】
異方性に及ぼすＳｎの効果を調査するため、Ｃ：０．００２６％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：０．２５％、Ｐ：０．０２０％、ｔｒ．Ａｌ、Ｓ：０．００３％、Ｎ：０．００２０％、Ｖ：０．００３％とし、Ｓｎ量をｔｒ．〜６００ｐｐｍの範囲で変化させた鋼をラボ溶解し、熱延後、酸洗を行った。引き続きこの熱延板に７５％Ｈ２−２５％Ｎ２雰囲気で８６０℃×２０ｈｒの熱延板焼鈍を施し、その後、板厚０．５０ｍｍまで冷間圧延し、１０％Ｈ２−９０％Ｎ２雰囲気で８００℃×１ｍｉｎ間の仕上焼鈍を行った。図２に、このようにして得られたサンプルのＳｎ量とＢ５０の異方性（ＢＬ−ＢＣ）／ＢＬの関係を示す。ここで、磁気特性の測定は２５ｃｍエプスタイン法にて行った。
【００１６】
図２より、Ｓｎ量が１００ｐｐｍ以上の領域で異方性が低下することがわかる。ここで、Ｓｎ添加により異方性が低下した理由は明確ではないが、粒界偏析したＳｎが再結晶集合組織を変化させたためと考えられる。しかし、Ｓｎをさらに添加し、Ｓｎ＞５００ｐｐｍとなった場合には、粒成長性が低下し鉄損が増大する。以上より、Ｓｎは１００〜５００ｐｐｍとする。
【００１７】
以上の異方性低減効果はＳｎと同様な粒界偏析型元素であるＳｂを１００ｐｐｍ以上添加した場合にも認められ、５００ｐｐｍ超えの添加で鉄損が増大した。以上よりＳｂもＳｎ同様、１００ｐｐｍ以上とし、鉄損の観点から上限を５００ｐｐｍとする。
【００１８】
さらに、ＳｂとＳｎを複合添加した場合にも、Ｓｂ＋Ｓｎで１００ｐｐｍ以上添加した場合に上記と同様に異方性が低下し、Ｓｂ＋Ｓｎで５００ｐｐｍ超えで添加した場合に鉄損増大が認められた。このことよりＳｂとＳｎを複合添加した場合にはＳｂ＋Ｓｎで１００ｐｐｍ以上とし、鉄損の観点より、５００ｐｐｍ以下とする。
【００１９】
次に、その他の成分の限定理由について説明する。
【００２０】
Ｓｉは鋼板の固有抵抗を上げるために有効な元素であるが、１．５％を超えると磁束密度が低下するため上限を１．５％とした。
【００２１】
ＡｌはＳｉと同様、固有抵抗を上げるために有効な元素であるが、１．０％を超えると磁束密度が低下するため上限を１．０％とした。また、０．００４％超え〜０．１％未満の場合にはＡｌＮが微細化し粒成長性が低下するためＡｌを添加する場合には下限を０．１％とした。また、Ａｌを添加しない場合には０．００４％以下とする。
【００２２】
Ｃは磁気時効の問題があるため０．００５％以下とした。
【００２３】
Ｍｎは熱間圧延時の赤熱脆性を防止するために、０．０５％以上必要であるが、１．０％以上になると磁束密度を低下させるため０．０５〜１．０％とした。
【００２４】
Ｐは鋼板の打ち抜き性を改善するために必要な元素であるが、０．２％を超えて添加すると鋼板が脆化するため０．２％以下とした。
【００２５】
Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒは各々、熱延板焼鈍時に二次再結晶を生じさせ、粗大な冷間圧延前粒径を得るために必要な元素であるため、単独もしくは複合でＶ＋Ｔｉ＋Ｚｒで０．００１％以上とする。一方、Ｖ＋Ｔｉ＋Ｚｒが０．０１％を超えた場合には粒成長性が低下し鉄損が増大するため上限は０．０１％とする。
【００２６】
次に本発明の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
【００２７】
本発明の無方向性電磁鋼板は、成分および冷間圧延前粒径が所定の範囲内となるように製造される。すなわち、本発明の鋼板を得るには、例えば、転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理し所定の成分に調整し、引き続き鋳造、熱間圧延を行う。この時、熱間圧延時の仕上焼鈍温度、巻取り温度は特に規定する必要はなく、通常でかまわない。次いで、熱間圧延後、熱延板焼鈍を行う。ここで、冷間圧延前粒径の調整はこの熱延板焼鈍により行なうことができる。次いで一回の冷間圧延、もしくは中間焼鈍をはさんだ２回以上の冷間圧延により所定の板厚とした後に、最終焼鈍を行う。
【００２８】
【実施例】
表１に示す鋼を用い、転炉で吹練した後に脱ガス処理を行うことにより所定の成分に調整し、次いで、鋳造し、スラブを１２００℃で１ｈｒ加熱した後、板厚２．０ｍｍまで熱間圧延を行った。熱延仕上げ温度は８００℃、巻取り温度は７００℃とした。次いで、表１に示す条件の熱延板焼鈍を施した。その後、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延を行い、８５０℃×１ｍｉｎ間で仕上焼鈍を行った。
【００２９】
上記により得られた鋼板について、磁気特性を行った。なお、ここで、磁気測定は２５ｃｍエプスタイン試験片を用いて行った。各鋼板の磁気特性を表１に併せて示す。
【００３０】
【表１】
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【００３１】
表１より、鋼板成分および冷間圧延前粒径を本発明の範囲に制御した本発明鋼では、異方性が低減され、仕上焼鈍後の磁気特性が優れていることがわかる。特に結晶粒径５００μｍ超の領域で優れた特性が得られている。
【００３２】
一方、比較鋼では、鉄損、磁束密度、異方性のいずれか一つ以上が劣っている。
【００３３】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、鉄損が低く磁束密度の高い鋼板を得ることが出来、本発明の鋼板を使用することにより例えば高効率誘導モータの高効率化が達成できる。さらに本発明の鋼板は、誘導モータ以外のモータの効率向上にも効果的である。
【図面の簡単な説明】
【図１】冷間圧延前粒径と磁束密度、異方性との関係を示す図。
【図２】Ｓｎ量と異方性との関係を示す図。
【図１】
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【図２】
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