(57)【要約】【課題】無方向性電磁鋼板及びその製造方法の提供。【解決手段】低鉄損且つ高透磁率の無方向性電磁鋼板及びその製造方法を開示する。上記鋼板の鋳造スラブは下記成分からなる：Ｓｉ：０．１〜２．０重量％、Ａｌ：０．１〜１．０重量％、Ｍｎ：０．１０〜１．０重量％、Ｃ：０．００５重量％以下、Ｐ：０．２重量％以下、Ｓ：０．００５重量％以下、Ｎ：０．００５重量％以下、及び、残部：Ｆｅ及び他の不可避的不純物。上記鋼板の透磁率は、下記式：μ１０＋μ１３＋μ１５≧１３９８２−５８６．５Ｐ１５／５０；μ１０＋μ１３＋μ１５≧１００００（式中、Ｐ１５／５０は、磁束密度１．５Ｔにおける、５０Ｈｚでの鉄損を表し、μ１０、μ１３及びμ１５は、それぞれ磁束密度が１．０Ｔ、１．３Ｔ及び１．５Ｔにおける、５０Ｈｚでの比透磁率を表す）を満たす。上記鋼板は、高効率モータ及び超高効率モータの製造に使用できる。【選択図】図２
2015516503.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
無方向性電磁鋼板であって、
その鋳造スラブは、Ｓｉ：０．１〜２．０重量％、Ａｌ：０．１〜１．０重量％、Ｍｎ：０．１０〜１．０重量％、Ｃ：０．００５重量％以下、Ｐ：０．２重量％以下、Ｓ：０．００５重量％以下、Ｎ：０．００５重量％以下、及び、残部：Ｆｅ及び他の不可避的不純物
からなり、前記鋼板の透磁率は、下記式（１）及び（２）：
μ１０＋μ１３＋μ１５≧１３９８２−５８６．５Ｐ１５／５０    （１）；
μ１０＋μ１３＋μ１５≧１００００    （２）
（式中、μ１０、μ１３及びμ１５は、それぞれ磁束密度が１．０Ｔ、１．３Ｔ及び１．５Ｔにおける、５０Ｈｚでの比透磁率を表し、Ｐ１５／５０は、磁束密度１．５Ｔにおける、５０Ｈｚでの鉄損を表し、式（１）のＰ１５／５０は無次元値として算出する）
を満たす、鋼板。
【請求項２】
さらにＳｎ及びＳｂのうち一方又は両方を合計で≦０．３重量％含有する、
請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
下記式（３）：
μ１０＋μ１３＋μ１５≧１１０００    （３）
を満たす、
請求項１又は２に記載の鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、
製鋼工程と、熱間圧延工程と、酸洗工程と、冷間圧延工程と、焼なまし工程とをこの順で含む製造方法。
【請求項５】
熱間圧延された熱延板の焼ならし処理プロセスを含まない、
請求項４に記載の製造方法。
【請求項６】
前記熱間圧延プロセスの圧延終了温度（ＦＤＴ）は、下記式（４）：
８３０＋４２×（Ｓｉ＋Ａｌ）＜ＦＤＴ＜８８０＋２３×（Ｓｉ＋Ａｌ）    （４）
（式中、Ｓｉ及びＡｌはそれぞれＳｉ元素及びＡｌ元素の重量％を表し、ＦＤＴの単位は℃である）を満たす、
請求項４に記載の製造方法。
【請求項７】
熱間圧延された熱延板の公称粒径Ｄは３０μｍ以上２００μｍ以下であり、Ｄ＝Ｒ×ｄ（式中、Ｒは再結晶率（％）を表し、ｄは熱間圧延された熱延板の平均再結晶粒径を表す）である、
請求項４に記載の製造方法。
【請求項８】
前記熱間圧延プロセスにおいて、中間スラブの粗圧延を終了してからＦ１スタンドで仕上圧延を開始するまでの時間間隔ｔ１は≧２０秒に制御され、且つ、中間スラブの仕上圧延を終了してからラミナー冷却プロセスを開始するまでの時間間隔ｔ２は≧５秒に制御される、
請求項４に記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は冶金分野に属する。特に、本発明は無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関する。具体的には、本発明は、生産コストが低く、鉄損が少なく、透磁率が高いという特徴を有し、産業用モータに適用できる無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
世界各国で省エネルギーの要求がますます厳しくなるにつれ、モータの効率及び省エネルギーに関してもより厳しい要求が突きつけられている。モータの効率を向上させるためにはモータの損失を低減しなくてはならない。モータの損失は、大まかに言って、固定子及び回転子の銅損と、基本的な鉄損と、機械損と、漂遊損とに分けられ、なかでも銅損及び鉄損がそれぞれ損失全体の４０％及び２０％程度を占めており、両方とも、モータの製造に使用される材料である電磁鋼板の磁束密度及び透磁率に関与している。電磁鋼板の磁束密度及び透磁率を向上させることが銅損及び鉄損を減少させる一助となることから、低鉄損且つ高透磁率を特徴とする無方向性電磁鋼板は、高効率モータを製造する上で好ましい材料となっている。
【０００３】
一般的に、材料の電気抵抗率を高めるためにＳｉ及びＡｌ等の元素が添加され、それにより鉄損が減少する。例えば、特許文献１には、Ａｌを適量添加し、且つ、焼なまし雰囲気を調節することにより、鋼板表面の内部酸化物層が還元され、それにより優れた磁気特性を得ることができることが開示されている。同様に、特許文献２及び３には、Ａｌ又はＲＥＭを添加したり、焼なましの冷却速度を最適化したりすることでも磁気特性が向上し得ることが開示されている。
【０００４】
しかしながら、磁気特性を向上させるために単にＳｉ及びＡｌ等の元素を添加したり、あるいはそれに対応するプロセス最適化を同時に行ったりしても非常に限られた効果しか得られない。これは、よく知られているように、Ｓｉ及びＡｌの添加によって電磁鋼板の磁束密度及び透磁率が低下し、その結果、モータの効率が低下するからである。
【０００５】
特許文献４には、低鉄損且つ高透磁率を特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法が開示されている。この製造方法においては、Ｃ含有量（重量％）を調節することにより、製品の炭化物析出が制御され、さらに、調質圧延法を用いることにより、３．５〜５．０ＡＳＴＭのフェライト結晶粒と、磁化されやすい集合組織成分が得られる。しかしながら、上記特許文献の成分系は低Ｓｉ量且つ高Ｃ量という特徴を有しており、高Ｃ含有量では磁気劣化や高鉄損が起こりやすい。
【０００６】
特許文献５には、異方性が小さく、加工性に優れ、高周波域に適用できる無方向性電磁鋼が開示されている。この特許文献では、高効率（９２％超）のモータを製造するために、鋼板の特性が下記式の条件：Ｂ５０（Ｌ＋Ｃ）≧０．０３Ｗ１５／５０（Ｌ＋Ｃ）＋１．６３、及び、Ｗ１０／４００（Ｄ）／Ｗ１０／４００（Ｌ＋Ｃ）≦１．２を満たすことを必要とする。しかしながら、この特許文献の手法で製造される無方向性電磁鋼は高周波回転モータに主に使用され、生産コストが高いため、一般的な産業用モータには適用できない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開昭５５−７３８１９号公報
【特許文献２】特開昭５４−６８７１６号公報
【特許文献３】特開昭６１−８７８２３号公報
【特許文献４】米国特許第４５４５８２７号明細書
【特許文献５】米国特許第６４２８６３２号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
したがって、生産コストが低く、鉄損が少なく、透磁率が高く、産業用モータに適用できる無方向性電磁鋼板の開発が幅広い市場で期待されている。このため、本発明者らは、以下の着想に基づいて研究プロトコルを設計した。すなわち、熱間圧延プロセスの空冷時間及び圧延終了温度を制御し、且つ、鋼中の介在物を粗大化することにより、熱延板の再結晶率（％）及び結晶粒径がいずれも増大し、低鉄損且つ高透磁率の無方向性電磁鋼板が得られ、それにより、一般的な産業用モータ、さらには高効率及び超高効率の産業用モータの効率を向上させるために使用できる無方向性電磁鋼板が製造できる。特に、本発明は、動作磁束密度が１．０〜１．６Ｔの産業用モータの製造に適用でき、上記モータの効率を１％向上させることができる無方向性電磁鋼板に関する。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
したがって、本発明の目的の１つは、無方向性電磁鋼板であって、
その鋳造スラブは、Ｓｉ：０．１〜２．０重量％、Ａｌ：０．１〜１．０重量％、Ｍｎ：０．１０〜１．０重量％、Ｃ：０．００５重量％以下、Ｐ：０．２重量％以下、Ｓ：０．００５重量％以下、Ｎ：０．００５重量％以下、及び、残部：Ｆｅ及び他の不可避的不純物
からなり、上記鋼板の透磁率は、下記式（１）及び（２）：
μ１０＋μ１３＋μ１５≧１３９８２−５８６．５Ｐ１５／５０    （１）；
μ１０＋μ１３＋μ１５≧１００００    （２）
（式中、μ１０、μ１３及びμ１５は、それぞれ磁束密度が１．０Ｔ、１．３Ｔ及び１．５Ｔにおける、５０Ｈｚでの比透磁率を表し、Ｐ１５／５０は、磁束密度１．５Ｔにおける、５０Ｈｚでの鉄損を表し、式（１）のＰ１５／５０は、その実際の単位（Ｗ／ｋｇ）に関係なく、無次元値として算出する）を満たす、鋼板を提供することである。
【００１０】
上記鋼板の透磁率は下記式（３）：
μ１０＋μ１３＋μ１５≧１１０００    （３）
を満たすことが好ましい。
【００１１】
上記鋼板において、実際の状況に応じてＳｎ及び／又はＳｂを選択的に添加してもよく、それらの合計含有量は≦０．３重量％に制御するのがよい。
【００１２】
換言すれば、本発明は、無方向性電磁鋼板であって、
その鋳造スラブは、Ｓｉ：０．１〜２．０重量％、Ａｌ：０．１〜１．０重量％、Ｍｎ：０．１０〜１．０重量％、Ｃ：０．００５重量％以下、Ｐ：０．２重量％以下、Ｓ:０．００５重量％以下、Ｎ：０．００５重量％以下、Ｓｎ及びＳｂのうち一方又は両方：０．３重量％以下、並びに、残部：Ｆｅ及び他の不可避的不純物
からなり、上記鋼板の透磁率は、下記式（１）及び（２）：
μ１０＋μ１３＋μ１５≧１３９８２−５８６．５Ｐ１５／５０    （１）；
μ１０＋μ１３＋μ１５≧１００００    （２）
（式中、μ１０、μ１３及びμ１５は、それぞれ磁束密度が１．０Ｔ、１．３Ｔ及び１．５Ｔにおける、５０Ｈｚでの比透磁率を表し、Ｐ１５／５０は、磁束密度１．５Ｔにおける、５０Ｈｚでの鉄損を表し、式（１）のＰ１５／５０は、その実際の単位（Ｗ／ｋｇ）に関係なく、無次元値として算出する）を満たす、鋼板を提供する。
【００１３】
本発明の別の目的は、上記無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、製鋼工程と、熱間圧延工程と、酸洗工程と、冷間圧延工程と、焼なまし工程とをこの順で含む製造方法を提供することである。
【００１４】
本発明の製造方法は、熱間圧延された熱延板の焼ならし処理プロセスを含まないことが好ましい。
【００１５】
本発明の製造方法においては、上記熱間圧延プロセスの圧延終了温度（ＦＤＴ）は、下記式（４）：
８３０＋４２×（Ｓｉ＋Ａｌ）＜ＦＤＴ＜８８０＋２３×（Ｓｉ＋Ａｌ）    （４）
（式中、Ｓｉ及びＡｌはそれぞれＳｉ元素及びＡｌ元素の重量％を表し、ＦＤＴの単位は摂氏度（℃）である）を満たすことが好ましい。
【００１６】
本発明の製造方法においては、熱間圧延された熱延板の公称粒径Ｄは３０μｍより大きく、Ｄ＝Ｒ×ｄ（式中、Ｒは再結晶率（％）を表し、ｄは熱間圧延された熱延板の平均再結晶粒径を表す）であることが好ましい。
【００１７】
本発明の製造方法では、上記熱間圧延プロセスにおいて、中間スラブの粗圧延を終了してからＦ１スタンドで仕上圧延を開始するまでの時間間隔ｔ１は２０秒以上に制御され、且つ、中間スラブの仕上圧延を終了してからラミナー冷却プロセスを開始するまでの時間間隔ｔ２は５秒以上に制御されることが好ましい。
【００１８】
本発明の鋼板は、産業用モータ、特に高効率及び超高効率の産業用モータの製造に使用されることが好ましい。
【００１９】
本発明の無方向性電磁鋼板は、生産コストが低く、鉄損が少なく、透磁率が高いという利点を有し、産業用モータの製造に使用した際のコストパフォーマンスが高い材料である。さらに、本発明の製造方法では、熱延板の焼ならし処理が、他の工程のプロセス条件を向上させることにより省略でき、それにより、処理の流れが短縮され、それに応じて無方向性電磁鋼板の生産コストが削減されるとともに、鉄損が少なく、磁気特性に優れた製品が得られる。実験によれば、従来の無方向性珪素鋼製品で作製されたモータと比較して、本発明に従って製造された製品で作製されたモータは、少なくとも１％の効率の向上が可能であり、電気エネルギーを著しく節約することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】無方向性電磁鋼板のμ１０＋μ１３＋μ１５及びＰ１５／５０とモータ効率との相関を示す概略図である。
【図２】磁束密度Ｂ５０に対してＡ型電磁鋼板及びＢ型電磁鋼板の鉄損Ｐ１５／５０を示す曲線グラフである。
【図３】熱延板の金属微細組織を示す写真である。
【図４】熱延板の結晶粒径と最終鋼帯製品の全透磁率（μ１０＋μ１３＋μ１５）との相関を示す概略図である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
添付の図面とともに本発明の技術的提案について以下に詳しく述べる。
【００２２】
定義
中間スラブ
鋼板の熱間圧延プロセスにおいて粗圧延後に得られる鋼スラブであって、仕上圧延前のもの。
【００２３】
Ｆ１スタンド
仕上圧延機群の第１圧延機。典型的な仕上圧延機群は７スタンドの圧延機（略してＦ１〜Ｆ７という）からなる。
【００２４】
公称粒径
本発明において結晶粒径及び再結晶率（％）を説明する際に用いる指標であって、Ｄ（Ｄ＝Ｒ×ｄ（式中、Ｒは再結晶率（％）を表し、ｄは熱延板の平均再結晶粒径を表す））で表される。
【００２５】
本発明の原理
モータ効率は、製造材料である無方向性電磁鋼の鉄損Ｐ及び磁束密度Ｂに密接に関わっているが、鉄損Ｐ及び磁束密度Ｂは互いに背反するパラメータである。モータ効率と電磁鋼板の磁気特性との相関について研究するなかで、本発明者らは、様々なブランドの電磁鋼板を使用して様々な種類の産業用モータを製造した。研究によれば、一般的な産業用モータの動作磁束密度は、通常、１．０Ｔ〜１．６Ｔであり、これは、通常の状況下ではそれらの動作範囲が材料の磁束密度Ｂ５０に達し得ないことを意味し、したがって、モータ効率は、Ｂ５０値によって電磁鋼板の磁気特性を評価するだけでは判断できないことを意味する。例えば、Ｐ１５／５０は同じままで、Ａ型電磁鋼のＢ５０＝１．７５Ｔ、Ｂ型電磁鋼のＢ５０＝１．７０Ｔの場合、Ａ型電磁鋼で作製されたモータの方がより省エネルギーで効率的であるように思われる。しかしながら、図１に示した状況が実際に起こり得る。すなわち、モータが同じように設計されているという前提の下、Ｂ型材料で作製されたモータがＡ型材料で作製されたモータよりもより効率的なものとなる。
【００２６】
図２は、無方向性電磁鋼板のμ１０＋μ１３＋μ１５及びＰ１５／５０とモータ効率との相関を示す概略図である。使用モータは３０ｋＷ−２モータである。図２に示される通り、無方向性電磁鋼板の透磁率（μ１０＋μ１３＋μ１５）及び鉄損Ｐ１５／５０が下記式（１）及び（２）を満たす場合、モータ効率は著しく向上する。
μ１０＋μ１３＋μ１５≧１３９８２−５８６．５Ｐ１５／５０    （１）
μ１０＋μ１３＋μ１５≧１００００    （２）
（式中、式（１）のＰ１５／５０は、その実際の単位（Ｗ／ｋｇ）に関係なく、無次元値として算出する）
【００２７】
電磁鋼の磁気特性と結晶粒組織の関係
本発明は、最終鋼帯製品の透磁率に対する熱間圧延プロセスの影響を詳細に検討し、熱延板の結晶粒組織の大きさと電磁鋼板の透磁率との間には著しい相関性があることを見出した。無方向性電磁鋼の熱間圧延時には、鋼板とローラーとの間の摩擦力がより大きいため、鋼板の表面には複数の拘束力、複素応力状態及び複素歪状態、高い累積蓄積エネルギーが生じる。一方、鋼板の表面の温度は中心部よりも低く、表面に蓄積されるエネルギーの増加率は高まっており、動的回復率は低く、エネルギー消費率は低いことから、動的再結晶のエネルギー条件が満たされ、微細な動的再結晶粒組織が形成される。中心部では、動的回復率は高く、累積蓄積エネルギーは低く、再結晶力は低いため、動的再結晶が起こるには不充分であり、図３に示される通り、仕上圧延後の主たる組織は、変形した結晶粒である。
【００２８】
鋼板の仕上圧延後の温度は比較的高いため、その後の空冷プロセス時には、通常、静的回復及び再結晶、さらには結晶粒成長が起こる。静的回復率は、変形蓄積エネルギー、積層欠陥エネルギー及び温度と関係があり、変形蓄積エネルギー、積層欠陥エネルギー及び温度が高いほど、静的回復率が高い。静的再結晶率は、静的回復度、粒界移動の難易度、及び、温度と関係があり、静的回復が充分であるほど、粒界移動が困難であるほど、また、温度が低いほど、静的再結晶率が低い（再結晶が不可能となりさえする）。
【００２９】
全体として、珪素鋼熱延板の結晶粒組織は、主に、動的回復、動的再結晶、静的回復、静的再結晶及び結晶粒成長等によって決定される。鋼板の表面から中心部までの厚み方向（断面）の組織分布に関して、表面には、主に、動的再結晶粒のさらなる静的回復組織が；中心部には、主に、変形後に動的回復した結晶粒のさらなる静的回復組織又は静的再結晶組織が；表面から中心部までの移行帯には、主に、それぞれ結晶粒の一部を構成する変形後に動的回復した結晶粒及び動的再結晶粒のそれぞれのさらなる静的回復組織又は静的再結晶組織が形成される。
【００３０】
上記再結晶メカニズムに基づいて、本発明者らは、熱間圧延プロセスにおける再結晶及び結晶粒径に直接関与する多くのプロセス条件を探り、圧延終了温度（ＦＤＴ）、粗圧延を終了してからＦ１スタンド処理を開始するまでの中間スラブの保持時間、ラミナー冷却プロセス前の保持時間などのいくつかの条件を改良したり制限したりして、鋼板の再結晶率（％）及び結晶粒粗大化を確保することにより、優れた磁気特性を得た。
【００３１】
電磁鋼の磁気特性と熱延板の結晶粒組織との関係を明らかにするために、本発明者らは、図３に示すように熱延板の結晶粒径を規定し、「熱間圧延された熱延板の公称粒径」の概念を提案する。本発明において、熱間圧延された熱延板の公称粒径はＤ＝Ｒ×ｄ（式中、Ｒは再結晶率（％）を表し、ｄは熱延板の平均再結晶粒径を表す）である。
【００３２】
上記式から分かるように、再結晶率（％）は公称粒径に直接比例する。研究から、熱延板の公称粒径が大きいほど、電磁鋼板の透磁率が高いことが見出された。
【００３３】
動作磁束密度が１．０Ｔ〜１．６Ｔの範囲内の一般的な産業用モータの鋼板に低鉄損という利点を保持させるために、鋼板の熱間圧延において、粗圧延を終了してからＦ１スタンド処理を開始するまでの中間スラブの保持時間、Ｆ７スタンド処理を施してからラミナー冷却プロセスまでの保持時間、及び、圧延終了温度を最適化することができ、それにより鋼板の再結晶率（％）及び結晶粒粗大化を確保することができる。
【００３４】
透磁率を高めるために、本発明では熱間圧延された熱延板の公称粒径は３０μｍ以上である。また、本発明では熱間圧延された熱延板の公称粒径は２００μｍ以下である。
【００３５】
電磁鋼の各成分
本発明において、無方向性電磁鋼板の各種成分はそれぞれ、電磁鋼の鉄損及び磁気特性に対して異なる影響を示す。上記鋼板の鋳造スラブは以下の各成分を含有する。
【００３６】
Ｓｉ：フェライトに固溶可能であり、固溶して置換型固溶体を形成し、基体の抵抗率を高め、鉄損を減少させる。電磁鋼中で最も重要な合金元素の１つである。しかしながら、Ｓｉは磁束密度を損なう場合があり、Ｓｉ含有量が特定値に達した後に引き続き上昇し続けると、鉄損を減少させるＳｉの効果が弱くなってしまう。本発明においては、Ｓｉ含有量は０．１％〜２．０％に制限される。２．０％を超えた場合、電磁鋼の透磁率を高効率モータに必要な条件を満たすものとすることが困難となる。
【００３７】
Ａｌ：フェライトに固溶可能であり、固溶して基体の抵抗率を高め、結晶粒を粗大化し、鉄損を減少させ、さらに脱酸及び窒素固定を可能とするものの、完成した鋼板製品の表面内部の酸化を引き起こしやすい。Ａｌ含有量が１．５％を超えると、製錬、鋳造及び加工が困難となり、磁束密度が低下する場合もある。
【００３８】
Ｍｎ：Ｓｉ及びＡｌと同様であり、鋼の抵抗率を高め、鉄損を減少させることができる。加えて、Ｍｎは不可避的不純物であるＳ元素と結合して、安定したＭｎＳを形成することで、磁気特性に対するＳの悪影響を取り除くことができる。また、熱間脆性を防止できることに加えて、Ｍｎはフェライトに固溶可能であり、固溶して置換型固溶体を形成し、鉄損を減少させる。したがって、Ｍｎを少なくとも０．１％の量で添加することが必要である。本発明においては、Ｍｎ含有量は０．１０％〜１．５０％に制限される。Ｍｎ含有量が０．１％未満の場合、上述した有益な効果がはっきりと現れない。Ｍｎ含有量が１．５０％を超える場合、Ａｃｌ温度及び再結晶温度がいずれも低下して、熱処理においてα−γ相変態が起こり、有益な集合組織が損なわれることとなる。
【００３９】
Ｐ：特定量のリン（０．２％未満）を鋼に添加すると、鋼板の加工性を向上させることができるが、その含有量が０．２％を超えると、冷間圧延での鋼板の加工性が損なわれる場合がある。
【００４０】
Ｓ：加工性及び磁気特性の両方を害するものであり、Ｍｎと共にＭｎＳ微粒子を形成し、最終製品において焼なまし結晶粒の成長を妨げ、磁気特性をひどく損なう傾向がある。加えて、Ｓは、Ｆｅと共に低融点のＦｅＳやＦｅＳ２又は共晶を形成し、熱間加工脆性の問題を引き起こす傾向がある。本発明においては、Ｓ含有量は０．００５％以下に制限される。その含有量が０．００３％を超える場合、ＭｎＳ及び他のＳ化合物の析出量が著しく増え、結晶粒の成長がひどく妨げられ、鉄損が増加することとなる。本発明では、Ｓ含有量は０．００３％以下に制限されることが好ましい。
【００４１】
Ｃ：加工性及び磁気特性の両方を害するものであり、Ｍｎと共にＭｎＳ微粒子を形成し、最終製品の焼なまし結晶粒の成長を妨げ、磁気特性をひどく損なう傾向がある。加えて、Ｓは、Ｆｅと共に低融点のＦｅＳやＦｅＳ２又は共晶を形成し、熱間脆性の問題を引き起こす傾向がある。本発明においては、Ｓ含有量は０．００５％以下に制限される。その含有量が０．００３％を超える場合、ＭｎＳ及び他のＳ化合物の析出量が著しく増え、結晶粒の成長が非常に妨げられ、鉄損が増加することとなる。本発明では、Ｓ含有量は０．００３％以下に制限されることが好ましい。
【００４２】
Ｎ：微細分散した窒化物（ＡｌＮ等）を形成し、結晶粒の成長をひどく妨げ、鉄損を悪化させる傾向がある。本発明においては、Ｎ含有量は０．００２％以下に制限される。その含有量が０．００２％を超える場合、ＡｌＮ及び他のＮ化合物の析出量が著しく増え、結晶粒の成長が非常に妨げられ、鉄損が増加することとなる。
【００４３】
Ｓｎ、Ｓｂ：表面又は表面の粒界に偏析すると、活性化元素として、表面内部の酸化を抑え、活性酸素が粒界に沿って鋼基板中に浸透するのを防ぎ、集合組織を改善し、｛１００｝及び｛１１０｝成分を増加させ、｛１１１｝成分を減少させ、透磁率を著しく向上させることができる。本発明の無方向性電磁鋼は、Ｓｎ及びＳｂのうち一方又は両方を含有することが好ましい。Ｓｎ及びＳｂの合計含有量が０．０４％〜０.１％の範囲内である場合、磁気特性は著しく向上し得る。
【００４４】
Ｆｅ：電磁鋼の主成分。
【００４５】
不可避的不純物：現在の技術的条件のもとでは完全に取り除くことができなかったり、経済的観点から取り除くことが困難であったりする物質であって、特定の量であれば含有されていてもよい物質。電磁鋼中の不純物を粗大化したり、結晶粒生成の際にそれらを析出させやすくしたりすることによって、電磁鋼の磁気特性を向上させることができる。
【００４６】
電磁鋼の製造方法
生産コストが低く、鉄損が少なく、透磁率が高い本発明の無方向性電磁鋼板は、その各成分を制限したり、その処理手法を改良したりすることで製造される。
【００４７】
一般的に、無方向性電磁鋼製品を製造するための典型的な方法は、基本的に以下の工程を含む。
【００４８】
１）製鋼プロセス：転炉吹錬、ＲＨ精錬及び連続鋳造が含まれる。連続鋳造スラブの厚みは、通常、２００ｍｍ〜３００ｍｍである。上記プロセスによって、製品の各成分、不純物及び微細組織を厳密に制御できる。また、上記工程によって、鋼中の不可避的不純物や残留元素が低い濃度に制御され、鋼中の介在物量が減少し、これらの介在物が粗大化され、様々な種類の製品の要件に応じてできるだけ高い等軸晶率の鋳造スラブが合理的なコストで得られる。
【００４９】
２）熱間圧延プロセス：工程１）で得られた様々な鋼種の鋳造スラブに対して、１２００℃未満の各種の温度で行われる加熱、粗圧延、仕上圧延、ラミナー冷却及び巻き取りが含まれる。その結果、最終製品に必要とされる優れた性能及び品質の両条件を満たすホットコイルが得られる。ホットコイル製品の厚みは、通常、１．５ｍｍ〜３.０ｍｍである。
【００５０】
ここでは、粗圧延を終了してから仕上圧延を開始するまでの間に、中間スラブに対して、移送及び放置（又は静置）を含み、さらに再結晶、結晶粒成長及び／又は結晶粒変形を含むプロセスを施さなくてはならない。そのようなプロセスの時間間隔の長さは、鋼板の結晶分布及び結晶変化に影響を及ぼし得る。本出願において、そのような時間間隔を「粗圧延を終了してからＦ１スタンド処理を開始するまでの中間スラブの移送及び放置時間」又は「粗圧延を終了してからＦ１スタンド処理を開始するまでの中間スラブの保持時間」（ｔ１と略す）ということもある。
【００５１】
また、仕上圧延を行ってからラミナー冷却を行うまでの間に、中間スラブに対して、同様に、移送及び放置（又は静置）を含み、さらに再結晶、結晶粒成長及び／又は結晶粒変形を含むプロセスを施さなくてはならない。そのようなプロセスの時間間隔の長さも鋼板の結晶分布及び結晶変化に影響を及ぼし得る。本出願において、そのような時間間隔を「ラミナー冷却前の移送及び放置時間」又は「ラミナー冷却前の保持時間」（ｔ２と略す）ということもある。
【００５２】
３）焼ならし及び酸洗プロセス：工程２）で得られた熱延板の連続焼なましによる高温熱処理が含まれる。焼ならし処理プロセスでは、窒素保護と厳密なプロセス制御が行われ、ショットブラスト及び酸洗プロセスが含まれる。この焼ならし処理プロセスによって、厚みが１．５ｍｍ〜３.０ｍｍの焼ならしコイルが製造される。上記プロセスによって、優れた微細組織、集合組織及び表面品質を得ることができる。
【００５３】
４）冷間圧延プロセス：工程３）で得られた焼ならし板又は工程２）で得られた熱延板の可逆圧延又は連続圧延が含まれる。厚みが０．２ｍｍ〜０．６５ｍｍの冷延製品等、ユーザーの要求にあわせた冷延製品を得ることができる。０．１５ｍｍ〜０．３５ｍｍの厚みを要する製品を得るために、工程５）に記載されるように中間焼なまし及び第２冷間圧延プロセスを採用してもよい。
【００５４】
５）中間焼なまし及び第２冷間圧延プロセス：厚みが０．３５ｍｍ〜０．５ｍｍの第１冷延製品の中間焼なましと、目標の厚みとするためのその後の第２圧延で行う冷間圧延とが含まれる。ここでは、第１冷間圧延の圧下率は２０％以上である。
【００５５】
６）最終焼なましプロセス：工程４）又は工程５）で得られた冷延製品の連続焼なましが含まれる（すなわち、第２冷間圧延プロセスの中間焼なましは含まれても含まれなくてもよい）。それぞれ異なる雰囲気（窒素／水素混合ガス）下で加熱、均熱、冷却及び熱処理を行って、理想的な粗大化結晶粒及び最適化した集合組織成分を形成し、最終製品に優れた磁気特性、力学特性及び表面絶縁性を付与する。本発明の最終製品は鋼帯であり、その厚みは、通常、０．１５ｍｍ〜０．６５ｍｍである。
【００５６】
本発明のプロセスの改良点
研究によって、熱間圧延プロセスの圧延終了温度（ＦＤＴ）は熱延板の公称粒径に直接影響を及ぼすこと、並びに、熱延板の圧延終了温度（ＦＤＴ）及び公称粒径と鋼スラブの各構成成分（特に鋼スラブのＳｉ含有量及びＡｌ含有量）とは本質的に関連していることが見出された。熱間圧延プロセスの圧延終了温度（ＦＤＴ（℃））が下記式（４）：
８３０＋４２×（Ｓｉ＋Ａｌ）＜ＦＤＴ＜８８０＋２３×（Ｓｉ＋Ａｌ）    （４）
を満たす場合、並びに、ｔ１及びｔ２がそれぞれ２０秒以上及び５秒以上に制限される場合、得られる熱延板の公称粒径が３０μｍ以上に達し得ることが多くの実験から明らかとなった。
【００５７】
例えば、基本的成分がＳｉ：１．０重量％、Ａｌ：０．３２重量％、Ｍｎ：０．６５重量％、Ｐ：０．０３５重量％、Ｃ：０．００３０重量％未満、及び、Ｎ：０．００２０重量％未満からなる鋼スラブでは、保持時間及び圧延終了温度を様々に変化させた場合、７２０℃の高温巻き取り後に様々な結晶粒径の熱延組織が得られる。その後、同じプロセスを用いて冷間圧延及び連続焼なましを行う。図４は、得られる熱延板の結晶粒径と透磁率との関係を示す。図４に示される通り、熱延板の公称粒径が３０μｍ以上に達している場合にだけ、最終製品の透磁率を高くすることができる。
【００５８】
以下、本発明をさらに説明するために具体的な実施例をいくつか紹介する。以下の実施例は本発明を説明するために紹介したものに過ぎず、本発明の範囲を何ら限定するものではないことを理解すべきである。
【実施例】
【００５９】
１．実施例Ｉ
転炉プロセス及びＲＨ精錬処理の後、溶鋼を鋳造スラブに鋳造し、その鋳造スラブを使用して、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼なまし及び表面処理を施すことにより無方向性電磁鋼製品を製造する。従来の製造方法のプロセス条件は当業者に周知である。従来の製造方法と本発明の違いは、１）焼ならし工程が省略されていること；２）最終鋼帯製品の透磁率が、熱間圧延プロセスの待機時間及び圧延終了温度を調整して、熱延板の結晶率（％）及び公称粒径を最適化することにより向上していることにある。具体的には、熱間圧延プロセスのスラブを１１００〜１２００℃に加熱した後、熱間圧延により２．６ｍｍ鋼帯に圧延する。その後、２．６ｍｍ熱延鋼帯に冷間圧延プロセスを施して０．５ｍｍ鋼帯に圧延した後、最終焼なまし及び表面処理を施して鋼帯製品を得る。
【００６０】
熱延板の公称粒径、最終鋼帯製品の比透磁率μ１０、μ１３及びμ１５と鉄損Ｐ１５／５０、並びに、３０ｋＷ−２モータの効率を測定し、その結果を表１に示す。
【００６１】
【表１】
2015516503.tif 000003
【００６２】
表中、“ｔｒ．”は、微量又は残留分を表す。
【００６３】
表１から分かるように、比較例１の最終製品の（μ１０＋μ１３＋μ１５）の値は１００００未満であって、上記式の必要条件を満たさず、また、熱延板の公称粒径は小さすぎるため、作製された３０ｋＷ−２モータの効率は、本発明の範囲内の電磁鋼材料で作製されたモータよりもはるかに低い。
【００６４】
実施例１〜実施例５のデータから明らかなように、本発明の無方向性電磁鋼板は、低鉄損且つ高透磁率を特徴とし、高効率の一般的な産業用モータの製造に充分に適用できる。
【００６５】
２．実施例ＩＩ
転炉プロセス及びＲＨ精錬処理の後、溶鋼を鋼スラブに鋳造する。この鋼スラブは下記成分（残部のＦｅ及び他の不可避的不純物は除く）を重量％として以下の通り含有する。Ｓｉ：１．０重量％、Ａｌ：０．３２重量％、Ｍｎ：０．６５重量％、Ｐ：０．０３５重量％、Ｃ：０．００３０重量％未満、及び、Ｎ：０．００２０重量％未満。熱延スラブの加熱温度は１１６０℃に制御する。表２に、粗圧延を終了してからＦ１スタンド処理を開始するまでの中間スラブの保持時間ｔ１、ラミナー冷却前の保持時間ｔ２、及び、ＦＤＴの変更点を示す。７２０℃で高温巻き取りした後、熱間圧延により２．６ｍｍ鋼帯に圧延する。その後、２．６ｍｍ熱延鋼帯に冷間圧延プロセスを施して０．５ｍｍ鋼帯に圧延した後、最終焼なまし及び表面処理を施して鋼帯製品を得る。
【００６６】
熱延板の公称粒径、最終製品の透磁率及び鉄損Ｐ１５／５０、並びに、３０ｋＷ−２モータの効率を測定し、その結果を表２に示す。
【００６７】
【表２】
2015516503.tif 000004
【００６８】
表２から分かるように、比較例２及び比較例３の熱延板の公称粒径はいずれも小さすぎるため、作製されたモータの効率は、本発明の材料で作製されたモータの効率よりも低い。
【００６９】
実施例６〜実施例８の熱間圧延プロセスパラメータはいずれも、本発明により特定された範囲内であるため、作製されたモータの効率は高い。実施例６〜実施例８のデータから明らかなように、本発明の無方向性電磁鋼板は、低鉄損且つ高透磁率であり、高効率の一般的な産業用モータの製造に充分に適用できる。
【００７０】
本発明の技術的提案を詳しく述べるために特定の実施例を上に示したが、これら実施例は、電磁鋼板の透磁率及び熱間圧延プロセスの３つのパラメータ（ｔ１、ｔ２及びＦＤＴ）の検証結果を示したものに過ぎず、当然ながら、本発明は、当業者に全く明らかなさらなるプロセス条件の改良例まで包含するものである。したがって、本発明の概念に従うことを前提とする限り、その概念に基づいて当業者が本発明に加える様々な変更や修正も本発明の範囲内に含まれる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【国際調査報告】
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