(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、Ｓｉ：２．５％以下、および、Ａｌ：１．５％以下を含有し、かつ、Ｍｎ（％）、Ｓｉ（％）およびＡｌ（％）が、
１．２％≦Ｓｉ（％）＋２・Ａｌ（％）−Ｍｎ（％）≦２．０％
を満たす、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼を熱間圧延し、次いで、熱延板に焼鈍を施し、さらに、冷間圧延により最終板厚とし、これに仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、上記熱間圧延を、８７０℃以上、（Ａr1＋Ａr3）／２℃以下の熱延仕上温度で行い、該熱延板の圧延方向断面における板厚中心近傍（１／４ｔ〜３／４ｔ、ｔ：板厚）の金属組織に占めるα相加工粒の面積割合が、５０％以上であり、前記熱延板に施す焼鈍を、連続焼鈍炉で行う場合は、８５０℃以上、（Ａc1＋Ａc3）／２℃以下の焼鈍温度で行い、前記熱延板に施す焼鈍を、箱型焼鈍炉で行う場合は、８００℃以上、（Ａ1＋Ａ3）／２℃以下の焼鈍温度で行うことを特徴とする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、電気機器の鉄心材料として使用する無方向性電磁鋼板の製造方法、特に、磁束密度の高い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】
電気機器の高効率化は、世界的な電力・エネルギーの節減、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、ローターまたはステーターとして用いられる無方向性電磁鋼板においては、現状よりもさらに磁気特性が良好なもの、すなわち、鉄損が低く、かつ、磁束密度が高いものが求められている。
【０００３】
無方向性電磁鋼板においては、低鉄損化を図る手段として、Si、Al、Mn等の合金元素含有量を増加し、電気抵抗を増大させ、渦電流損失を低減することが、広く一般に用いられている。そして、鋼板の成分組成を決定した後は、最終工程の仕上焼鈍において、仕上焼鈍温度を最適化して製品の結晶粒径を適正化することが、鉄損低減に有効であることが知られている。
【０００４】
一方、磁束密度の向上に関しては、上記低鉄損化の手段を採用することを前提にして、最終の冷間圧延前の鋼板における結晶粒の粒径を粗大化するという手段を採用する場合が多い。このような手段は、最終の冷間圧延前の鋼板における結晶粒界の体積を小さくして、冷間圧延、焼鈍後に結晶粒界近傍から、磁気特性に有害な方位、すなわち、[111] 面に平行な方位に再結晶するのを抑制することを目的とするものである。
【０００５】
前記のような磁束密度の改善手段は、高効率材として合金添加量を多くし、変態のない高合金系の電磁鋼材（Si(%), Al(%)およびMn(%) の関係でみると、2%≦Si(%) ＋ 2・Al(%) −Mn(%) である。）に対し、主に採用されてきたが、最近では、低合金系（変態のある成分系）の電磁鋼材に対しても、磁気特性向上の要望から、上記改善手段が試みられるようになってきている。
【０００６】
ところが、変態のある成分系の電磁鋼材においては、最終の冷間圧延前の鋼板における結晶粒径を、同じ様に制御したにもかかわらず、かえって磁束密度が低下するいう現象が発現することが判明した。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、変態のある成分系の無方向性電磁鋼板の製造において、上記磁束密度の低下を解決すべき課題として認識し、高い磁束密度を得るために必要な熱間圧延条件と、同じく必要な、最終の冷間圧延前に行う焼鈍に係る条件を提示するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記課題を解決するため、次の（１）を要旨とするものである。
（１）質量％で、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、Ｓｉ：２．５％以下、および、Ａｌ：１．５％以下を含有し、かつ、Ｍｎ（％）、Ｓｉ（％）およびＡｌ（％）が、
１．２％≦Ｓｉ（％）＋２・Ａｌ（％）−Ｍｎ（％）≦２．０％
を満たす、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼を熱間圧延し、次いで、熱延板に焼鈍を施し、さらに、冷間圧延により最終板厚とし、これに仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、上記熱間圧延を、８７０℃以上、（Ａr1＋Ａr3）／２℃以下の熱延仕上温度で行い、該熱延板の圧延方向断面における板厚中心近傍（１／４ｔ〜３／４ｔ、ｔ：板厚）の金属組織に占めるα相加工粒の面積割合が、５０％以上であり、前記熱延板に施す焼鈍を、連続焼鈍炉で行う場合は、８５０℃以上、（Ａc1＋Ａc3）／２℃以下の焼鈍温度で行い、前記熱延板に施す焼鈍を、箱型焼鈍炉で行う場合は、８００℃以上、（Ａ1＋Ａ3）／２℃以下の焼鈍温度で行うことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を実験に基づき詳細に説明する。
実験室の真空溶解炉にて、Si:1.1% 、Mn:0.5% およびAl:0.3% 、他は不可避的不純物を含有する鋼を作製した。この鋼を約40mmの厚さに熱間圧延し、所定の長さに剪断した。そして、得られた鋼片試料を、1050℃、1100℃、1150℃および1200℃の４つの温度（熱延加熱温度ST）条件下で各1 時間加熱し、さらに、板厚2.3mm に熱間圧延した。熱間圧延後の冷却は空冷とし、 650℃に達した時点で、実ラインでのコイル巻き取りを想定し、１時間保定した。
【００１２】
なお、この成分組成の鋼の熱間圧延冷却時における変態温度は、Ar3 が 960℃、Ar1 が 910℃であった。
上記板厚2.3mm の熱延板に対し、 950℃、60秒の焼鈍を施した後、冷間圧延を施し、0.50mm厚の冷延板となし、次いで、この冷延板に、 850℃、30秒の仕上焼鈍を施した。
【００１３】
なお、この成分組成の鋼板の熱延板焼鈍時、および、仕上焼鈍加熱時における変態温度は、Ac1 が1040℃、Ac3 が1080℃であった。また、そのことから、熱延板焼鈍および仕上焼鈍は、双方ともにα相域で行なったことになる。
上記４つの熱延加熱温度に係る鋼板試料については、冷間圧延前の結晶粒径（冷延前粒径）と、製品の磁束密度を測定した。
【００１４】
熱延加熱温度ST、熱延仕上温度FT、冷延前粒径D 、および、製品磁束密度B50 の関係を表１に示す。表１から、冷延前粒径D は、各試料でほぼ一定であるが、製品磁束密度B50 は、試料a 、b よりも、試料c 、d の方が約0.02T 高いことがわかる。
【００１５】
【表１】
0004678618.tif 000002
【００１６】
この結果は、製品磁束密度に影響を及ぼす因子として、冷延前粒径以外の因子が存在することを示している。そこで、本発明者らは、その因子を冷間圧延前の鋼板における結晶粒の集合組織と推定し、そして、この集合組織を変化させる要因として、各熱延条件で得られる金属組織に着目し、前記実験における熱延板につき、圧延方向断面の金属組織観察を行なった。その結果を表２に示す。
【００１７】
表２から、製品磁束密度B50 が優位の試料c 、d は、製品磁束密度B50 が劣位の試料a 、b と比較し、熱延板中心近傍において圧延方向に伸長した「α相の加工粒」（α加工粒）の形成が顕著なものであることがわかる。
なお、ここで、α加工粒とは、「結晶粒の圧延方向長さ／結晶粒の板厚方向の幅≧４」を満たす結晶粒と定義した。
【００１８】
また、金属組織の観察領域は、熱延板の圧延方向断面における板厚中心近傍(1/4t 〜3/4t、t:板厚) とした。観察領域をこのように限定した理由は、熱延板の表面近傍では、剪断歪や、冷却による歪が導入されやすいため、熱延板の板厚を変化させた際、変態に起因するα加工粒を定量的に評価することは困難であると判断したからである。
【００１９】
以上の実験結果に基づき、本発明者らは、冷間圧延前の鋼板における金属組織の態様が製品磁束密度の良否を左右すること、さらに、製品磁束密度を向上させるには、熱延板の圧延方向断面における板厚中心近傍(1/4t 〜3/4t、t:板厚）のα加工粒の面積割合を、50% 以上とする必要があることを知見した。
次に、上記α加工粒の面積割合と熱延仕上温度FTの関係について詳述する。
【００２０】
熱延板でα加工粒が存在するということは、γ相からα相への変態が生じてから鋼板が加工されたことを示している。
そこで、各試料について、熱延仕上温度（FT）時の金属組織における組織相を判定した結果、表２に示すように、試料a はγ単相、試料b 、c はα＋γ２相、試料d はα単相であった。従って、試料a は、α加工粒の面積割合が0%、試料d は、同面積割合が100%であることは当然といえる。
【００２１】
また、熱延仕上温度（FT）時にα＋γ２相であった試料b 、c に関しては、熱延仕上温度FTと（Ar1 ＋Ar3 )/2 を比較した。この理由は、α＋γ２相域では、熱延仕上温度（FT）時にα相の面積が増大するほど、熱間圧延後のα加工粒の面積が増加するから、２相域中でα相の面積が50% に達すると判断される(Ar1＋Ar3)/2( この実験における試料及び熱延冷却速度では 935℃) を、比較の基準としたからである。
【００２２】
結果を表２に示す。この表２において、熱延仕上温度（ FT ）時にα＋γ２相であった試料b 、c についてみると、試料b は、FT＞(Ar1＋Ar3)/2、すなわち、熱延仕上温度（FT）時のα相の面積が50% 未満と推定されるため、熱間圧延終了時にα加工粒が30% と少なく、従って、製品磁束密度B50 が1.712Tと低く、これに対し、試料c は、FT＜(Ar1＋Ar3)/2、すなわち、熱延仕上温度（FT）時のα相の面積が50% 超と推定されるため、熱間圧延終了時にα加工粒が80% と多く、従って、製品磁束密度B50 が1.732Tと高いことがわかる。
【００２３】
【表２】
0004678618.tif 000003
【００２４】
以上の実験結果より、本発明者らは、熱延仕上温度FTを、８７０℃以上、(Ar1＋Ar3)/2℃以下の範囲内にすると、高い製品磁束密度が得られることを知見した。本発明は、以上の知見に基づいて、完成されたものである。続いて、本発明における他の数値限定に係る理由について説明する。熱延板焼鈍に関しては、連続焼鈍炉で行なう場合と、箱型焼鈍炉で行なう場合がある。連続焼鈍炉で行なう場合には、焼鈍時間は20秒〜5分程度の比較的短時間の場合が多いので、焼鈍温度は、実施例１の結果を踏まえ、下限を850℃、上限を(Ac1＋Ac3)/2℃とした。
【００２５】
熱延板焼鈍の目的は、冷間圧延前の鋼板における結晶粒を粗大化させることであるが、焼鈍温度が 850℃未満では、結晶粒が粗大化できない。また、焼鈍温度が(Ac1＋Ac3)/2℃を超える場合には、熱間圧延時に制御したα加工粒が再度変態し、熱延板焼鈍における冷却時のα変態の際に、集合組織がランダム化し、熱間圧延時のα加工粒の制御が意味をなさなくなる。
【００２６】
なお、上記上限温度が Ac1℃でなく、(Ac1＋Ac3)/2℃である理由は、熱延板焼鈍によって、鋼板における結晶粒のうち50% 以下がγ相に変態しても、致命的な影響を与えないからである。この連続焼鈍炉における熱延板焼鈍温度については、さらに、900 〜 Ac1℃の範囲で行なうことが、より好ましい。
一方、熱延板焼鈍を箱型焼鈍炉で行なう場合には、焼鈍時間は10〜 180分程度の比較的長時間の場合が多いので、焼鈍温度は、実施例２の結果を踏まえ、下限を 800℃、上限を(A1 ＋A3)/2 ℃とした。熱延板焼鈍の目的は、冷間圧延前の鋼板における結晶粒を粗大化させることであるが、 800℃未満では結晶粒が粗大化できない。連続焼鈍炉の場合、下限は 850℃であるが、箱型焼鈍炉の場合は、連続焼鈍炉の場合に比べ焼鈍時間が長いので、 800℃以上で行なうことができる。
【００２７】
焼鈍温度が(A1 ＋A3)/2 ℃を超える場合には、熱間圧延時に制御したα加工粒が再度変態し、熱延板焼鈍における冷却時のα変態の際に、集合組織がランダム化し、熱間圧延時のα加工粒の制御が意味をなさなくなる。
なお、上限がA1℃でなく、(A1 ＋A3)/2 ℃である理由は、熱延板焼鈍によって、鋼板における結晶粒のうち50% 以下がγ相に変態しても、致命的な影響を与えないからである。
【００２８】
また、連続焼鈍炉の場合、上限が(Ac1＋Ac3)/2℃であるのに対し、箱型焼鈍炉の場合、上限が(A1 ＋A3)/2 ℃である理由は、箱型焼鈍炉の場合では、比較的長時間の焼鈍となるので、焼鈍温度が、例えば、(Ac1＋Ac3)/2℃以下であっても、(A1 ＋A3)/2 ℃を超える温度であれば、焼鈍中に、結晶粒が50% を超える割合でγ相に変態してしまうからである。
【００２９】
鋼の成分組成については、Mn:0.05 〜1.5%、Si: 2.5%以下、および、Al: 1.5%以下を含有するとし、かつ、Mn(%) 、 Si(%)およびAl(%) が、Si(%) ＋ 2・Al(%) −Mn≦2%を満たすとした。いずれの元素も、添加量が多い程、比抵抗を増加させる意味で有効であるが、多過ぎると、飽和磁束密度が低くなり好ましくない。
そこで、Mn、SiおよびAlの上限を、それぞれ、1.5%、2.5%および1.5%とした。Siが2.5%と、MnおよびAlの 1.5% よりも多い理由は、Siが比抵抗を増加させる点で効率が良いからである。
【００３０】
また、上記３元素のうち、SiとAlはγ相縮小型の元素であり、Feに単独で添加した場合には、Si:1.8%、Al:1.0%で非変態の鋼となる。一方、Mnはγ相拡大型の元素である。
本発明においては、変態のある成分系の無方向性電磁鋼板を製造することが前提であるから、この鋼板の成分系が変態系の成分系となるように、Mnを0.05〜1.5%添加したうえ、さらに、Mn(%)、Si(%)およびAl(%)を、1.2%≦Si(%)＋2・Al(%)−Mn(%)≦2%、と規定した。
【００３１】
熱延板焼鈍以降の工程については、特に規定しないが、冷延圧下率は、70〜90%の範囲が製品磁束密度の劣化防止の点で好ましい。また、仕上焼鈍は、850〜(Ac1＋Ac3)/2℃の範囲で行なうことが、製品における結晶粒径を適度に確保し、鉄損を低減する意味で好ましい。
【００３２】
【実施例】
（実施例１）
実験室の真空溶解炉にて、Si:1.1%、Mn:0.5%、Al:0.3%、他は不可避的不純物を含有する鋼を作製した。この鋼を約40mmの厚さに熱間圧延し、所定の長さに剪断した。そして、得られた鋼片試料を、熱延加熱温度ST℃(ST=1100、1125、1150)で各1時間、加熱し、さらに、板厚2.2mmに熱間圧延した。熱間圧延後の冷却は空冷とし、650℃に達した時に、実ラインでのコイル巻き取りを想定し、１時間保定した。
【００３３】
なお、この成分組成の鋼の熱間圧延冷却速度における変態温度は、Ar3が960℃、Ar1が910℃であった。
上記板厚2.2mmの熱延板に対し、連続焼鈍炉で、T℃(T=1025、1050、1075)で60 秒の焼鈍を施した後、冷間圧延を施し、0.50mm厚の冷延板となし、次いで、この冷延板に、850℃、30秒の仕上焼鈍を施した。
【００３４】
なお、この成分組成の鋼板の熱延板焼鈍時および仕上焼鈍加熱速度における変態温度は、Ac1 が1040℃、Ac3 が1080℃であった。
仕上焼鈍後、磁束密度B50 を測定した。その結果を、熱延加熱温度ST（℃) 、熱延仕上温度FT（℃）、および、熱延板焼鈍温度 T（℃）とともに、表３に示す。
【００３５】
また、熱延板の圧延方向断面における板厚中心近傍の金属組織中に占めるα加工粒の面積割合を測定した結果、及び、表３中の各温度をもとに、熱延仕上温度FTと(Ar1＋Ar3)/2、熱延板焼鈍温度T と(Ac1＋Ac3)/2の大小関係を比較した結果を、表４に示す。
【００３６】
【表３】
0004678618.tif 000004
【００３７】
【表４】
0004678618.tif 000005
【００３８】
熱延板のα加工粒の面積割合が50%以上となる試料a-１〜３、および、同試料b-１〜３は、FT＜(Ar1＋Ar3)/2℃であり、B50も1.72T以上と良好なものである。このうち、試料a-１、２、および、試料b-１、２は、熱延板焼鈍温度Tが、850℃≦T℃≦(Ac1＋Ac3)/2℃を満足し、B50が1.73Tを超え、さらに良好なものである。さらに、B50が1.74Tを超え最も良好なものは、熱延板のα加工粒の面積割合が80%以上で、かつ、熱延板焼鈍温度T℃が、900℃≦T℃≦Ac1℃を満たす試料a-１である。
(実施例２)
実験室の真空溶解炉にて、Si:0.2%、Mn:0.5%、Al:0.8%、他は不可避的不純物を含有する鋼を作製した。この鋼を約40mmの厚さに熱間圧延し、所定の長さに剪断した。そして、得られた鋼片試料を熱延加熱温度ST℃(ST=1100、1125、1150)で各1時間、加熱し、さらに、板厚2.2mmに熱間圧延した。熱間圧延後の冷却は空冷とし、650℃に達した時に、実ラインでのコイル巻き取りを想定し、１時間保定した。なお、この成分組成の鋼の熱間圧延冷却速度における変態温度は、Ar3が970℃、Ar1が920℃であった。
【００３９】
上記板厚2.2mmの熱延板に対し、箱型焼鈍炉で、T℃(T=975、1000、1025)で60分の焼鈍を施した後、冷間圧延を施し、0.50mm厚の冷延板となし、次いで、この冷延板に、850℃、30秒の仕上焼鈍を施した。なお、この成分組成の鋼板の変態温度は、A1が990℃、A3が1030℃であった。
仕上焼鈍後、磁束密度B50を測定した。その結果を、熱延加熱温度ST（℃）、熱延仕上温度FT（℃）、および、熱延板焼鈍温度T(℃)とともに、表５に示す。
【００４０】
また、熱延板の圧延方向断面における板厚中心近傍の金属組織中に占めるα加工粒の面積割合を測定した結果、及び、表５中の各温度をもとに、熱延仕上温度FTと(Ar1＋Ar3)/2、熱延板焼鈍温度T と (A1＋A3)/2 の大小関係を比較した結果を、表６に示す。
【００４１】
【表５】
0004678618.tif 000006
【００４２】
【表６】
0004678618.tif 000007
【００４３】
熱延板のα加工粒の面積割合が50%以上となる試料a-１〜３、および、同試料b-１〜３は、FT＜(Ar1＋Ar3)/2℃であり、B50も1.73T以上と良好なものである。このうち、試料a-１、２、および、試料b-1、２は、熱延板焼鈍温度Tが、800℃≦T℃≦(A1＋A3)/2℃を満足し、B50が1.74Tを超え、さらに良好なものである。
【００４４】
【発明の効果】
本発明は、モータの鉄損低減に大きく寄与する鉄心の高磁束密度化を可能ならしめるものであり、その工業的意義は大きい。