(57)【要約】【課題】低磁場においても安定した磁気特性を発現できる無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】無方向性電磁鋼板の製造に際し、特に成分中窒化物形成元素であるＡｌを１０　ｐｐｍ以下、Ｂを１　ｐｐｍ以下に抑制すると共に、最終焼鈍工程において（１）　均熱時の鋼板に対して７ＭＰａ　以上の張力を付加し、（２）　均熱温度：７００　〜９００　℃で３０〜１２０　秒間の焼鈍を施し、（３）　均熱温度から　４００℃まで平均冷却速度：１５℃／ｓ以下で冷却する。【選択図】　　　　図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：１００ｐｐｍ以下、Ｓｉ：１．０　ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．１　〜１．０　ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３　ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．１　ｍａｓｓ％以下およびＳ：０．００５　ｍａｓｓ％以下を含有し、かつＡｌ：１０　ｐｐｍ以下、Ｂ：１　ｐｐｍ以下に抑制した珪素綱スラブを、熱間圧延後、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、冷間圧延し、ついで最終焼鈍を施すことによって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、上記最終焼鈍工程において
（１）　均熱時の鋼板に対して７ＭＰａ　以上の張力を付加する、
（２）　均熱温度：７００　〜９００　℃で３０〜１２０　秒間の焼鈍を施す、
（３）　均熱温度から　４００℃まで平均冷却速度：１５℃／ｓ以下で冷却する
ことを特徴とする低磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
Ｃ：１００ｐｐｍ以下、Ｓｉ：１．０　ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．１　〜１．０　ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３　ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．１　ｍａｓｓ％以下およびＳ：０．００５　ｍａｓｓ％以下を含有し、かつＡｌ：１０　ｐｐｍ以下、Ｂ：１　ｐｐｍ以下、さらに（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ＋Ｚｒ）を　１００　ｐｐｍ未満に抑制した珪素鋼スラブを、熱間圧延後、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、冷間圧延し、ついで最終焼鈍を施すことによって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、上記最終焼鈍工程において
（１）　均熱時の鋼板に対して７ＭＰａ　以上の張力を付加する、
（２）　均熱温度：７００　〜９００　℃で３０〜１２０　秒間の焼鈍を施す、
（３）　均熱温度から　４００℃まで平均冷却速度：１５℃／ｓ以下で冷却する
ことを特徴とする低磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
熱間圧延工程におけるスラブ加熱温度を１１００℃以下とすることを特徴とする請求項１または２記載の低磁場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、主に冷蔵庫や発電機、電動機などの回転機、エアコン用などの小型モータ、小型制御用モータおよびインバータ駆動用モータ等の鉄心材料として好適な、低磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、省エネルギーに対する要請の強化に伴い、電気機器類の高効率化および高性能化が求められている。それに伴いモータの駆動形式としては、インバータ駆動が採用されるようになってきた。
【０００３】
従来、モータ等に使用される無方向性電磁鋼板には、磁気特性として、鉄損Ｗ１５／５０　が低くかつ磁束密度Ｂ５０が高いことが求められていた。
しかしながら、インバータ駆動のＡＣモータは、安定状態では　１．０Ｔ前後で励磁されることから、これまで以上に低磁場における磁気特性が重要となってきている。
【０００４】
低磁場での磁気特性を向上させる従来技術として、特開平９−３０２４１３号公報には、ＶＮの析出物制御を行うことにより低磁場特性を向上させる技術が提案されている。
また、特開平１０−３３０８３９号公報には、縦型連続焼鈍炉内での焼鈍時における所定の炉内張力下における炉内ロール径、板厚、通板速度およびロールクラウンテーパー角度を適正化することにより、低磁場における磁気特性の向上を図る技術が提案されている。
しかしながら、発明者らの調査によれば、上記の各公報に開示の技術では、低磁場における特性が芳しくない場合があることが判明した。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、低磁場においても安定した磁気特性を発現できる無方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、
ａ）ＡｌＮおよびＢＮなどの窒化物の析出を抑制した上で、高張力下で焼鈍した場合に低磁場特性が向上する、
ｂ）一方、最終焼鈍時の冷却中に導入される歪が鋼板に蓄積された場合に、低磁場特性の劣化が著しい
ことを見出し、かかる知見に基づいて本発明を完成させるに至った。
【０００７】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：１００ｐｐｍ以下、Ｓｉ：１．０　ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．１　〜１．０　ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．１　ｍａｓｓ％以下およびＳ：０．００５　ｍａｓｓ％以下を含有し、かつＡｌ：１０　ｐｐｍ以下、Ｂ：１　ｐｐｍ以下に抑制した珪素綱スラブを、熱間圧延後、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、冷間圧延し、ついで最終焼鈍を施すことによって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、上記最終焼鈍工程において
（１）　均熱時の鋼板に対して７ＭＰａ　以上の張力を付加する、
（２）　均熱温度：７００　〜９００　℃で３０〜１２０　秒間の焼鈍を施す、
（３）　均熱温度から　４００℃まで平均冷却速度：１５℃／ｓ以下で冷却する
ことを特徴とする低磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【０００８】
２．Ｃ：１００ｐｐｍ以下、Ｓｉ：１．０　ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．１　〜１．０　ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．１　ｍａｓｓ％以下およびＳ：０．００５　ｍａｓｓ％以下を含有し、かつＡｌ：１０　ｐｐｍ以下、Ｂ：１　ｐｐｍ以下、さらに（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ＋Ｚｒ）を　１００　ｐｐｍ未満に抑制した珪素鋼スラブを、熱間圧延後、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、冷間圧延し、ついで最終焼鈍を施すことによって無方向性電磁鋼板を製造するに際し、上記最終焼鈍工程において
（１）　均熱時の鋼板に対して７ＭＰａ　以上の張力を付加する、
（２）　均熱温度：７００　〜９００　℃で３０〜１２０　秒間の焼鈍を施す、
（３）　均熱温度から　４００℃まで平均冷却速度：１５℃／ｓ以下で冷却する
ことを特徴とする低磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【０００９】
３．熱間圧延工程におけるスラブ加熱温度を１１００℃以下とすることを特徴とする上記１または２記載の低磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明を由来するに至った実験結果について説明する。
（実験１）
真空溶解にてＡｌ，Ｂ量を種々に変化させた表１に示す成分組成の鋼塊を作製し、これらの鋼塊を１０８０℃に加熱したのち、熱間圧延により　２．６ｍｍ厚の熱延板とし、引き続き冷間圧延にて０．５　ｍｍ厚の冷延板とした。ついで、均熱時の鋼板に対する付加張力を１ＭＰａ　から２０　ＭＰａまで種々に変化させて、　８００℃で６０秒間の焼鈍を施し、引き続き　４００℃まで平均冷却速度：８℃／ｓで冷却した。
かくして得られた製品板からＬ方向およびＣ方向にそれぞれ３０ｍｍ×２８０ｍｍ　のエプスタインサンプルを採取し、（Ｌ＋Ｃ）８枚のエプスタイン測定にて周波数：５０Ｈｚで　１．０Ｔまで磁化した時の鉄損Ｗ１０／５０　を測定した。
図１に、鋼板に対する付加張力とＷ１０／５０　との関係について調べた結果を示す。
【００１１】
【表１】
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【００１２】
同図から明らかなように、ＡｌおよびＢ量を低減したサンプルａでは、均熱時の付加張力が７ＭＰａ　以上でＷ１０／５０　に顕著な改善が見られた。しかしながら、ＡｌおよびＢの少なくともいずれかの含有量が比較的多いサンプルｂ〜ｄでは、付加張力を増加してもサンプルａのような鉄損の改善効果は認められなかった。
すなわち、ＡｌおよびＢ量を低減した上で、均熱時の鋼板に対する付加張力を７ＭＰａ　以上とすることにより、低磁場特性が向上することが新たに見出された。
【００１３】
（実験２）
実験１で成分調整した無方向性電磁鋼板の鋼塊ａを使用し、この鋼塊ａを１０８０℃に加熱したのち、熱間圧延により　２．６ｍｍ厚の熱延板とし、引き続き冷間圧延にて　０．５ｍｍ厚の冷延板とし、ついで均熱時の鋼板に対する付加張力：１０　ＭＰａ、均熱温度：８００　℃、均熱時間：６０秒の条件で均熱処理後、均熱温度から　４００℃までの平均冷却速度を４〜５０℃の範囲で種々に変化させて冷却した。
かくして得られた製品板からＬ方向およびＣ方向にそれぞれ３０ｍｍ×２８０ｍｍ　のエプスタインサンプルを採取し、（Ｌ＋Ｃ）８枚のエプスタイン測定にて鉄損Ｗ１０／５０　を測定した。
図２に、均熱温度から　４００℃までの平均冷却速度とＷ１０／５０　との関係について調べた結果を示す。
【００１４】
同図から明かなように、均熱温度から　４００℃までの平均冷却速度が１５℃／ｓを超える速度で冷却した場合には、Ｗ１０／５０　は著しく劣化することがわかる。
従って、均熱温度から　４００℃までの平均冷却速度は１５℃／ｓ以下とする必要があることが新たに見出された。
【００１５】
上述したように、ＡｌおよびＢ量を低減し、かつ高張力下で焼鈍することによって低磁場特性が向上する理由については、必ずしも明らかではないが、以下のような理由によるものと考えられる。
すなわち、高張力下で焼鈍することにより、鋼板内の温度不均一に起因する歪が緩和されるため、低磁場での特性が向上するものと考えられるが、一方で高張力下での焼鈍では、冷延時に導入された転位等欠陥にＡｌＮおよびＢＮなどの微細窒化物が析出し易く、その結果上記の低磁場特性改善効果が減殺される。従って、高張力下で焼鈍を行う場合には、ＡｌおよびＢ量を低減してはじめて、その低磁場特性改善効果が顕著に発現するものと考えられる。
また、冷却速度に関しては、最終焼鈍後の冷却において均熱温度から　４００℃までの平均冷却速度が１５℃／ｓを超えた場合には、冷却歪が蓄積されるため、これが低磁場特性の改善を阻害するものと考えられる。
【００１６】
【作用】
次に、本発明において素材の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：１００　ｐｐｍ　以下
Ｃは、磁気特性の面からは有害な成分であり、極力低減するのが望ましいので、Ｃ量は　１００　ｐｐｍ以下に制限する。より好ましくは５０　ｐｐｍ以下である。なお、下限は特に限定しないが、経済上の埋由から１ｐｐｍ　程度とするのが望ましい。
【００１７】
Ｓｉ：１．０　ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、電気抵抗を高め鉄損を改善するのに有用であり、鉄損の低減には不可欠な元素である。しかしながら、含有量が１．０　ｍａｓｓ％を超えると磁束密度が劣化するので、Ｓｉ量は１．０　ｍａｓｓ％以下に制限する。
【００１８】
Ｍｎ：０．１　〜１．０　ｍａｓｓ％
Ｍｎは、スラブ加熱時における固溶Ｓの低減に効果があり、またＳに起因した熱間脆性を抑制するために添加されるものであるが、含有量が０．１　ｍａｓｓ％未満ではその効果に乏しく、一方１．０　ｍａｓｓ％を超えると磁気特性の劣化を招くので、Ｍｎ量は　０．１〜１．０　ｍａｓｓ％の範囲に限定する。
【００１９】
Ｎ：０．００３　ｍａｓｓ％以下
Ｎは、粗大介在物の核となる窒化物を形成し、また微細な介在物として鋼中にも存在する。そして、０．００３　ｍａｓｓ％を超えるＮを含んでいると鉄損の劣化を招くので、Ｎ量は０．００３　ｍａｓｓ％以下に制限する。
【００２０】
Ｐ：０．１　ｍａｓｓ％以下
Ｐは、鉄損の改善に有効であるが、０．１　ｍａｓｓ％を超えると冷延性が著しく劣化するので、Ｐ量は０．１　ｍａｓｓ％以下に制限する。
【００２１】
Ｓ：０．００５　ｍａｓｓ％以下
Ｓは、不純物成分の中でも特に重要であり、硫化物を形成して磁気特性を劣化させるので、Ｓ量は０．００５　ｍａｓｓ％以下に成分する必要がある。
【００２２】
Ａｌ：１０　ｐｐｍ以下
Ａｌは、通常では鋼の脱酸などに寄与する他、Ｓｉと同様、電気抵抗を高めて鉄損を向上させる点でも有効な成分であるが、本発明では、ＡｌＮが僅かでも生成すると、高張力下での焼鈍時に転位等に析出して低磁場での磁気特性を劣化させるので、極力低減することが望ましい。そこで、本発明では、Ａｌ量については１０　ｐｐｍ以下に抑制するものとする。なお、Ａｌを１０　ｐｐｍ以下にする手段としては、例えばＡｌ脱酸を実施しないことが有利に作用する。
【００２３】
Ｂ：１　ｐｐｍ以下
Ｂも、Ａｌと同様、Ｎと結合して僅かでもＢＮを生成すると、低磁場での磁気特性を劣化させるので、Ｂ量は１ｐｐｍ　以下に抑制するものとする。なお、Ｂを１ｐｐｍ　以下とするためには、例えばＢを含まないモールドパウダーの使用することが有利に作用する。
【００２４】
（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ＋Ｚｒ）：１００　ｐｐｍ　未満
上記したＡｌやＢの他、微細な窒化物や炭化物を形成する元素として、Ｔｉ，　Ｎｂ，Ｖ，　Ｚｒ等が挙げられる。そこで、これらの元素に起因した低磁場特性の劣化を回避するためには、これらの（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ＋Ｚｒ）量を　１００　ｐｐｍ未満とすることが好ましい。
【００２５】
その他の成分としては、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｓｎ，Ｂｉ，Ｃａ，ＧｅおよびＲＥＭ　などを必要に応じて添加することができる。
上記した各成分の好適添加量はそれぞれ、Ｎｉ：２．０　ｍａｓｓ％以下，Ｃｕ：２．０　ｍａｓｓ％以下，Ｃｒ：１．０　ｍａｓｓ％以下，Ｓｎ：０．２０ｍａｓｓ％以下，Ｂｉ：０．１０ｍａｓｓ％以下，Ｃａ：０．０１０　ｍａｓｓ％以下，Ｇｅ：０．０１０　ｍａｓｓ％以下，ＲＥＭ　：０．０１０　ｍａｓｓ％以下である。
【００２６】
次に、本発明に従う製造工程について説明する。
熱間圧延工程においてスラブ加熱を行う際、加熱温度が高くなるとＡｌＮやＢＮなどの窒化物は固溶し、その後の熱間圧延の際に歪が導入されると、これらの窒化物は微細に析出する。このような微細な析出物は、粒成長を妨げるのみならず、前述したとおり低磁場特性を劣化させるので、スラブ加熱温度は低い方が好ましく、この観点からはスラブ加熱温度は１１００℃以下することが望ましい。
その他の熱延条件については、公知の技術の適用が可能である。
【００２７】
上記の熱間圧延後、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、冷間圧延により冷延鋼板としてから、最終焼鈍を施す。
この最終焼鈍における焼鈍温度が　９００℃を超えると、変態により磁気特性が劣化するので、上限は　９００℃とする。一方下限については、冷延板の再結晶温度以上であれば十分であり、通常　６００℃以上であれば良い。なお、磁気特性確保の観点からは　７００℃以上とすることが好ましい。また、焼鈍時間に関しては、３０秒未満の場合には、冷延板の残留歪が残留して透磁率の低下をきたし、一方　１２０秒を超す場合には、焼鈍板の形状が不良になる。
【００２８】
この最終焼鈍において特に重要なのが、均熱時に鋼板に付加する張力である。すなわち、前掲図１に示したように、均熱時に鋼板に対する付加張力が７ＭＰａ　に満たないと、十分な低磁場特性の改善が望めないので、均熱時に鋼板に対して７ＭＰａ　以上の張力を付加することが肝要である。
また、上記の最終焼鈍後、　４００℃までの平均冷却速度が１５℃／ｓを上回ると、やはり低磁場特性が劣化するので、均熱温度から　４００℃まで平均冷却速度は１５℃／ｓ以下に制限する。
【００２９】
【実施例】
表２に示す成分組成に調整した溶鋼を、連続鋳造により厚さ：２２０　ｍｍのスラブとしたのち、表３に示す種々の温度でスラブ加熱後、熱間圧延により２．６　ｍｍ厚の熱延板とし、ついで冷間圧延により０．５　ｍｍ厚の冷延板としてのち、　８００℃の温度で３０秒間の最終焼鈍を施した。なお、この最終焼鈍に際しては、表３に示すように、鋼板に対する付加張力を種々に変化させると共に、均熱温度から　４００℃までの冷却速度も種々に変化させた。
かくして得られた製品板からＬ方向およびＣ方向にそれぞれ３０ｍｍ×２８０ｍｍ　のエプスタインサンプルを採取し、（Ｌ＋Ｃ）８枚のエプスタイン測定にて周波数：５０Ｈｚで　１．０Ｔまで磁化した時の鉄損Ｗ１０／５０　を測定した。また、　３００　Ａ／ｍの磁場における磁束密度Ｂ３　も測定した。
得られた結果を表３に併記する。
【００３０】
【表２】
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【００３１】
【表３】
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【００３２】
表３から明かなように、発明例はいずれも、比較例に比べると、低磁場での鉄損Ｗ１０／５０　が向上している。
【００３３】
【発明の効果】
かくして、本発明に従い、ＡｌおよびＢ等の窒化物形成元素量を低減すると共に、最終焼鈍時の鋼板に対する付加張力および冷却速度を制御することにより、低磁場特性を安定して向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼板に対する付加張力とＷ１０／５０　との関係を示したグラフである。
【図２】均熱温度から　４００℃までの平均冷却速度とＷ１０／５０　との関係を示したグラフである。
【図１】
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【図２】
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