(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、C:0.01〜0.5%、Si:4%以下、Mn:2%以下、P:0.2%以下、S:0.005%以下、N:0.005%以下、Al:3%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延後、92%以上の圧延率で最終圧延し、次いで、α域で800秒以下の脱炭焼鈍し、750〜1000℃で10〜60秒の仕上焼鈍する電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
さらに、質量%で、V:0.001〜0.01%およびTi:0.001〜0.005%のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有するスラブを用いる請求項1に記載の電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
さらに、質量%で、Sb:0.001〜0.05%およびSn:0.002〜0.1%のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有するスラブを用いる請求項1または請求項2に記載の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、圧延方向に対して45°方向の磁気特性に優れた電磁鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、モータの高効率化の観点から、ステータコアを打ち抜き加工により周方向に分割し、ティース部に高密度で巻き線を行った後、一体のステータコアとする分割コアが使用されるようになっている。このような分割コア用の電磁鋼板としては、ティース方向とバックヨーク方向に磁気特性の優れた材料が望ましく、結晶方位が{100}<001>または{100}<011>方位に集積した二方向性電磁鋼板が開発されている。
【０００３】
例えば、最終焼鈍時に脱炭と脱Mnを行うことにより、{100}<001>の立方晶方位からの結晶方位差が±15度以内の結晶粒の面積率を70%以上とした二方向性電磁鋼板の製造方法が開示されている(特許文献1)。また、C:0.02〜1%、Si:0.2〜6.5%の珪素鋼板に、1回または中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延を最終圧延の圧延率80%以上で行い、γ域から脱炭焼鈍を行い、γ→α変態を活用することにより方位集積度を高めた柱状結晶粒からなる{100}<011>方位の発達した二方向性珪素鋼板の製造方法が開示されている(特許文献2)。さらに、Si:1.8〜4.8%の珪素鋼板に、まず、圧下率が40〜80%の圧下率で冷間圧延を施し、次に、前記冷間圧延方向に交叉する方向に30〜70%の圧下率で冷間圧延を施し、750〜1000℃の温度域で短時間焼鈍後、900〜1200℃の温度域で最終焼鈍を施して、{100}<001>方位集積度を高めた二方向性電磁鋼板の製造方法が開示されている(特許文献3)。さらにまた、Si:1.8〜6.8%、Al:0.01〜0.05%、N:0.001〜0.012%を含む珪素鋼スラブを熱間圧延し、熱間圧延方向に40〜80%の圧下率で冷間圧延後、該冷間圧延方向と直角方向に30〜70%の圧下率で冷間圧延し、750〜1000℃の短時間焼鈍後、900〜1300℃の仕上焼鈍を施し、その後、最初の熱間圧延方向と同一方向あるいは直角方向に冷間圧延し、焼鈍を行って、{100}<011>に極めて近い方位を持つ方向性の優れた二方向性珪素鋼板の製造方法が開示されている(特許文献4)。
【特許文献１】特許第3316854号公報
【特許文献２】特開平1-252727号公報
【特許文献３】特公平6-96744号公報
【特許文献４】特許第3013000号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかしながら、特許文献1に記載の方法では、長時間の脱炭焼鈍と脱Mn焼鈍が必要となるため著しいコストアップを招く。特許文献2に記載の方法では、表層に形成された(100)粒を板厚中央部まで成長させる必要があるため長時間脱炭が必要であり、かつ実質真空中での焼鈍が必要となることから著しいコストアップを招くだけではなく、得られた製品も柱状結晶粒のため打ち抜き加工性に劣る。特許文献3と特許文献4に記載の方法では、交差圧延を行う必要があるので、コイル状の鋼帯として鋼板を製造することができないため、生産性が著しく劣る。
【０００５】
本発明は、低コストで、生産性を低下させることなく、打ち抜き加工性と圧延方向に対して45°方向の磁気特性に優れた電磁鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者らが、低コストで、生産性を低下させることなく、圧延方向に対して45°方向の磁気特性に優れた電磁鋼板を製造する方法について検討したところ、次のことを見出した。
(1) C量を0.01%以上とし、最終圧延時の圧延率を92%以上にすることにより圧延方向に対して45°方向の磁気特性が向上する。
【０００７】
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量%で、C:0.01〜0.5%、Si:4%以下、Mn:2%以下、P:0.2%以下、S:0.005%以下、N:0.005%以下、Al:3%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延後、92%以上の圧延率で最終圧延し、次いで、α域で800秒以下の脱炭焼鈍し、750〜1000℃で10〜60秒の仕上焼鈍する電磁鋼板の製造方法を提供する。
【０００８】
また、さらに、質量%で、V:0.001〜0.01%およびTi:0.001〜0.005%のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有するスラブを用いると、より優れた磁気特性が得られる。
【０００９】
さらにまた、質量%で、Sb:0.001〜0.05%およびSn:0.002〜0.1%のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有するスラブを用いると、さらに優れた磁気特性が得られる。
【発明の効果】
【００１０】
本発明により、低コストで、生産性を低下させることなく、打ち抜き加工性と圧延方向に対して45°方向の磁気特性に優れた電磁鋼板が製造できる。この電磁鋼板は、分割コアやリラクタンスモータのロータなどに好適である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
以下に、本発明の詳細を説明する。(なお、成分に関する「%」表示は、特に断らない限り、質量%を意味するものとする。)
1. C量と最終圧延の圧延率
本発明のポンイトは、C量と最終圧延の圧延率を適切にコントロールすることにある。そこで、最初に、最終圧延の圧延率とC量の関係について説明する。C:0.002%、Si:0.5%、Mn:0.20%、P:0.01%、S:0.002%、N:0.0020%、Al:tr.、V:0.0020%、Ti:0.0010%を含有し残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼AとC:0.070%、Si:0.5%、Mn:0.18%、P:0.01%、S:0.002%、N:0.0018%、Al:tr.、V:0.0020%、Ti:0.0010%を含有し残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼Bを実験室にて真空溶解し、熱間圧延により板厚2.5mmの熱延板とした。引き続き、熱延板を板厚0.5〜0.1mmの範囲の各種板厚まで、すなわち圧延率を80〜96%の範囲で変えて冷間で最終圧延して冷延板とし、20%H2-80%N2の雰囲気中で、露点+30℃にて800℃×1minの脱炭焼鈍を行い、脱炭焼鈍時に形成された表層スケールを還元するため30%H2-70%N2の乾燥雰囲気中で850℃×10sの仕上焼鈍を行って試料を作製した。そして、試料から長手方向が圧延方向に対して＋45°および−45°の方向に沿った幅30mm、長さ280mmの試験片を切り出し、JIS C2550で定められるエプスタイン法による磁気特性の測定を行った。
【００１２】
図1に、最終圧延の圧延率と圧延方向に対して45°の方向のB50との関係を示す。C量が0.002%の鋼Aでは、圧延率を高めても圧延方向に対して45°方向のB50の向上は小さいが、C量が0.07%の鋼Bでは、圧延率を高めるとともにB50は大きく向上し、特に圧延率92%以上で1.80T以上のB50が得られることがわかる。したがって、最終圧延の圧延率は92%以上とする。
【００１３】
集合組織を調査したところ、C量が0.07%の鋼Bでは、圧延率を92%以上とすると{100}<011>方位への集積度が高かった。この原因は以下のように考えられる。すなわち、最終圧延の圧延率を高めると、最終圧延の安定方位である{100}<011>方位への集積度が高くなるが、{100}<011>方位は再結晶し難い方位であるため、C量の低い鋼Aでは脱炭焼鈍もしくは仕上焼鈍中に{111}など他の方位の結晶粒が再結晶し、{100}<011>方位への集積度が低い。一方、C量の高い鋼Bでは、熱間圧延後にセメンタイトが析出し、最終圧延時にこのセメンタイトの周囲に歪みが蓄積され、{100}<011>方位の再結晶が容易となり、仕上焼鈍後に{100}<011>方位への集積が高くなる。
【００１４】
また、試料の組織を光学顕微鏡で観察したところ、いずれの場合も、打ち抜き加工性に相応しい通常の等軸粒となっており、特許文献2に記載されているような柱状結晶粒は認められなかった。これは、圧延率が高いことと、脱炭焼鈍や仕上焼鈍の時間が短時間であったためと考えられる。以上のように、本発明においては、長時間の脱炭焼鈍を要することなく{100}<011>方位への集積を高めることができることに大きな特徴がある。また、特許文献2で必要とされるような真空中での脱炭焼鈍は必要ないことから大幅なコスト低減が可能となる。さらに、本発明では脱炭焼鈍をα域で行うことを前提としており、特許文献2で記載されているγ→α変態を利用した技術とは全く異なるものである。
【００１５】
次に、最適なC量について説明する。Si:0.5%、Mn:0.20%、P:0.01%、S:0.002%、N:0.0020%、Al:tr.、V:0.0020%、Ti:0.0010%と含有量を一定にし、C量を0.001〜0.4%まで種々に変化させた残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を実験室にて真空溶解した。この鋼スラブを熱間圧延により板厚2.5mmとし、引き続き、板厚0.1mmまで冷間で最終圧延し(圧延率は96%)、20%H2-80%N2の雰囲気中で、露点+30℃にて800℃×1minの脱炭焼鈍を行い、30%H2-70%N2の乾燥雰囲気中で850℃×10sの仕上焼鈍を行った。そして、上記と同様な方法で、圧延方向に対して45°方向のB50を測定した。
【００１６】
図2に、スラブ中のC量と圧延方向に対して45°の方向のB50との関係を示す。スラブ中のC量が0.01%以上で1.80T以上のB50が得られることがわかる。一方、C量が0.5%を超えると脱炭時間が長時間になり、柱状結晶粒が生成し易くなる。したがって、C量は0.01〜0.5%、好ましくは0.05〜0.5%とする。
【００１７】
なお、上記試験では、Ｃ量を鋼の溶製段階、すなわちスラブ中のC量としているが、上記の集合組織の考察によれば最終圧延前のＣ量が重要であり、最終圧延前までにC量が0.01〜0.5%にコントロールされていれば本発明の効果は得られることになる。鋼の溶製段階でＣ量を高くあるいは低く調整し、例えば、熱延板焼鈍を脱炭雰囲気や浸炭雰囲気で行って、最終圧延前にC量を本発明範囲内にコントロールすることもできるが、溶製段階でC量をコントロールするほうがコスト上、有利である。
【００１８】
2. その他の成分
Si: 鋼板の固有抵抗を上げ、鉄損を低下させるのに有効な元素であるが、4%を超えると飽和磁束密度の低下にともない低磁場における磁束密度を低下させるので、4%以下とする。下限は脱酸に必要な0.05%とすることが好ましい。
【００１９】
Mn: 熱間圧延時の赤熱脆性を防止するために効果的であるが、2%を超えると磁束密度が低下するので、2%以下とする。下限は赤熱脆性防止の観点から0.02％とすることが好ましい。
【００２０】
P: 鋼板の打抜き加工性を改善するために有効な元素であるが、0.2%を超えると鋼板が脆化するので、0.2%以下とする。一方、下限は0.005％とすることが好ましい。
【００２１】
S: 鋼板表面に偏析して脱炭反応を阻害し、長時間の脱炭焼鈍が必要となるとともに、粒成長性を阻害して鉄損を増大させるため、0.005%以下とする。
【００２２】
N: 後述するAl、V、Tiと微細な窒化物を形成し、焼鈍時の粒成長を阻害するので、0.005%以下とする。
【００２３】
Al: Siと同様、鋼板の固有抵抗を上げ、鉄損を低下させるのに有効な元素であるが、3%を超えると飽和磁束密度の低下にともない低磁場における磁束密度を低下させるので、3%以下とする。
【００２４】
上記成分元素以外の残部はFeおよび不可避的不純物であるが、以下の理由により、さらに、V:0.001〜0.01%、Ti:0.001〜0.005%、Sb:0.001〜0.05%およびSn:0.002〜0.1%のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有させることが効果的である。
【００２５】
V: 0.001%以上添加すると熱間圧延時の再結晶が抑制され、熱間圧延後の{100}<011>方位の集積度が高まり、最終圧延後および仕上焼鈍後の{100}<011>方位への集積度をさらに高めることができる。一方、0.01%を超えると仕上焼鈍時の粒成長性が低下し、鉄損が高くなる。したがって、Vの量は0.001〜0.01%とする。
【００２６】
Ti: Vと同様、0.001%以上添加すると熱間圧延後の{100}<011>方位の集積度が高まるが、0.005%を超えると仕上焼鈍時の粒成長性が低下し、鉄損が高くなる。したがって、Tiの量は0.001〜0.005%とする。
【００２７】
Sb: 0.001%以上添加すると鋼板表面に偏析して窒化を抑制する作用があるため鉄損が低下するが、0.05%を超えるといたずらにコストアップとなる。したがって、Sbの量は0.001〜0.05%とする。
【００２８】
Sn: 0.002%以上添加すると鋼板表面に偏析して窒化を抑制する作用があるため鉄損が低下するが、0.1%を超えるといたずらにコストアップとなる。したがって、Snの量は0.002〜0.1%とする。
【００２９】
3. 製造条件
本発明の方法では、まず、転炉で吹練した溶鋼に脱ガス処理を施して、上記のような成分に調整した後、鋳造によりスラブとなし、熱間圧延を行って熱延板とする。熱間圧延時の仕上温度、巻取温度は特に規定する必要はなく、通常の条件を適用できる。ただし、仕上圧延後、クエンチ処理等の急冷を行うと、炭素が鋼中に固溶し、最終圧延時の歪が蓄積し難くなるため、クエンチ処理のような急冷は行わないことが好ましい。また、熱延板焼鈍は必須ではないが、必要に応じて行うことができる。次いで、上述したように92%以上の圧延率で最終圧延して冷延板とする。熱間圧延後の圧延は1回以上の中間焼鈍を挟んでもよいが、その場合は最終の中間焼鈍後の圧延(最終圧延)を前記圧延率とする必要がある。最終圧延は冷間圧延でも温間圧延でも構わない。ただし、温間圧延を500℃以上の温度で行うと、回復により歪みの蓄積が有効に行えないため500℃未満の温度で最終圧延することが好ましい。その後、脱炭焼鈍や、脱炭する際に形成された表層スケールを還元するために仕上焼鈍を行うが、脱炭焼鈍は750〜850℃、露点+10〜40℃、時間は10分以下が好ましい。脱炭焼鈍時間を10分超と長時間化した場合には、表層の内部酸化が進行するため鉄損が増大することとなり好ましくない。仕上焼鈍は乾燥雰囲気中で750〜1000℃、時間は10〜60秒程度が好ましい。仕上焼鈍時間を数分〜数時間と長時間化した場合には結晶粒径の粗大化にともない鉄損が増大するだけでなく打ち抜き性も低下するため好ましくない。
【実施例】
【００３０】
表1に示す成分を有する鋼1〜30を、転炉で吹練した後に脱ガス処理を行って溶製し、スラブに鋳造した。このスラブを1200℃で1hr加熱後、800℃の仕上温度で表2に示す板厚まで熱間圧延を行い、650℃の巻取温度で巻取って熱延板とした。その後、この熱延板を表2に示す温度で、表2に示す板厚まで最終圧延を行い、20%H2-80%N2の雰囲気中で、露点+35℃にて、表2に示す温度と時間で脱炭焼鈍を行い、乾燥雰囲気中で、表2に示す温度と時間で仕上焼鈍を行って試料1〜43を作製した。なお、試料43については、P量が高いためと思われるが、最終圧延で割れたため、その後の焼鈍は行っていない。そして、上記と同様な方法で、圧延方向に対して45°方向の磁気特性(B50およびW15/50)を測定した。
【００３１】
結果を表2に示すが、本発明範囲内にある成分を有し、本発明範囲内の製造条件で作製した試料5〜17、20〜37は、圧延方向に対して45°方向の磁気特性に優れていることがわかる。また、これらの試料は、等軸粒の組織を有しているので、打ち抜き加工性にも問題がなかった。
【００３２】
【表１】
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【００３３】
【表２】
0004613748.tif 000003
【図面の簡単な説明】
【００３４】
【図１】最終圧延の圧延率と圧延方向に対して45°の方向のB50との関係を示す図である。
【図２】C量と圧延方向に対して45°の方向のB50との関係を示す図である。
【図１】
0004613748.tif 000004
【図２】
0004613748.tif 000005