(57)【要約】【課題】低Ｓｉ−高Ａｌ系成分の無方向性電磁鋼板に関して、鉄損の低減と磁束密度の向上を両立させるとともに製造コストをより低減する無方向性電磁鋼板の製造技術を確立する。【解決手段】質量％でＣ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ａｌ：１．５％以上３．５％以下、Ｍｎ：０．３％以上１／２Ａｌ％未満、Ｐ：０．１５％以下を含有する成分の鋼を、熱間圧延時の巻き取り温度が７００〜８００℃となる温度条件で熱間圧延し、熱間圧延した後の鋼板に焼鈍を施すことなく圧下率７５〜９５％で冷間圧延し、冷間圧延した後の鋼板に連続焼鈍を施す製造方法によって、従来の高Ｓｉ成分系で熱間圧延後の焼鈍を施した場合と同等の磁気特性を有する電気比抵抗４０〜６５μΩ・ｃｍの無方向性電磁鋼板を製造することができる。【選択図】図１
2005240050.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
電気比抵抗が４０〜６５μΩ・ｃｍの無方向性電磁鋼板の製造方法であって、質量％でＣ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ａｌ：１．５％以上３．５％以下、Ｍｎ：０．３％以上１／２Ａｌ％未満、Ｐ：０．１５％以下を含有する成分の鋼を、熱間圧延時の巻き取り温度が７００〜８００℃となる温度条件で熱間圧延し、熱間圧延した後の鋼板に焼鈍を施すことなく圧下率７５〜９５％で冷間圧延し、冷間圧延した後の鋼板に連続焼鈍を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
熱間圧延した後の鋼板が平均結晶粒径５０μｍ以上の再結晶組織を有する鋼板となるように前記鋼の成分範囲のなかからＡｌとＭｎの含有量の組み合わせを選定することを特徴とする請求項１記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記連続焼鈍において、焼鈍時に鋼板中に含まれるＡｌと窒化反応を起こさない組成のガスを雰囲気ガスとして用いることを特徴とする請求項１または２記載の無方向性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、鉄損の低減と磁束密度の向上を両立させるとともに製造コストを低減する無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
無方向性電磁鋼板は鋼板面内での磁化方向による磁気特性の差が小さいという特性から、主としてモータなどの鉄心に使用されている。モータなどにとってその効率向上は最大の要求事であり、このためには鉄損や銅損、機械損を減少させることが必要で、鉄心として使用されている無方向性電磁鋼板について、さらなる鉄損の低減が求められている。
【０００３】
無方向性電磁鋼板の低鉄損化のために従来種々の手段が講じられており、とくに近年は、鉄損をより低減させる手段として、鋼板の集合組織の制御が採用されている。無方向性電磁鋼板の場合は、磁化容易方向である結晶方位＜１００＞が鋼板の面方向に沿って高密度に分布するように、鋼の成分系、圧延条件、焼鈍条件を制御し、結晶体の｛１００｝面が鋼板表面に平行に集積している｛１００｝＜ｏ・ｖ・ｗ＞集合組織を目指した制御が行われている。
【０００４】
上記のような集合組織を得るための鋼の成分系、圧延条件、鋼板の焼鈍条件に関して、従来種々の改善が行われてきた。しかし、これらの改善策はいずれも鋼板の製造コストや処理コストが高く、量産性や経済性に難点がある。従来の電磁鋼板における製造条件の最大の特徴は、鋼の成分としてのＳｉ含有量が多いということである。Ｓｉ含有量を多くすることによって鋼板の電気比抵抗を高め、これにより鉄損を低減するというものであるが、Ｓｉ含有量が多くなると冷間加工性が低下するので、実際のＳｉ含有量の上限は４質量％程度である。また、Ｓｉ含有量が多くなると鋼板の磁束密度が低下するので、鉄損の低減と磁束密度の向上を両立させることは困難である。
【０００５】
このような問題に対して本発明者は、高Ｓｉを基本とした従来の成分系に代えて、高Ａｌ、高Ｍｎを基本とした成分系の無方向性電磁鋼板を開発し、先に特許出願した（特許文献１参照）。この先願に係る無方向性電磁鋼板は、質量％でＣ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ａｌ：１．５〜３．５％、Ｐ：０．１５％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつＭｎ／Ａｌが０．５〜０．８である成分の鋼を熱間圧延した後に酸洗し、冷間圧延した後の鋼板に対して連続焼鈍を施すことによって製造される無方向性電磁鋼板である。
【０００６】
鋼の成分を低Ｓｉ、高Ａｌ、高Ｍｎとすることで、鉄損の低減と磁束密度の向上を両立させることができ、また、冷間圧延後の鋼板の焼鈍における再結晶温度が従来の高Ｓｉの場合に比して相対的に低くなるので、焼鈍温度を低く設定するか、または連続焼鈍時の通板速度を高めることができ、焼鈍コストを低減することができる。さらに、Ｓｉ含有量を低くしたことにより、熱間圧延後の酸洗における酸洗液として普通鋼板の酸洗に用いられる塩酸や硫酸の水溶液を用いることができるので、酸洗コストを低減できることができる、という効果がある。
【特許文献１】特開２００２−１４６４９０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
ところで、上記先願の特許文献１に記載の発明においては、鋼の成分としてのＭｎを１．０〜２．５％の範囲に、Ｍｎ／Ａｌを０．５〜０．８の範囲に限定している。その限定理由は特許文献１に詳述しているが、要約するとつぎの通りである。Ｍｎは鋼板の電気比抵抗を高め、Ｆｅ−Ａｌ合金状態図においてオーステナイト領域を拡大して｛１００｝＜ｏ・ｖ・ｗ＞集合組織を得るのに寄与するので、１．０％以上を添加する。ただしＭｎ含有量が多くなりすぎると鋼板の磁束密度が低下するので、２．５％を上限とする。Ｍｎ／Ａｌについては、Ｆｅ−Ａｌ合金に或る量のＭｎを添加したときのＦｅ−Ａｌ−Ｍｎ系状態図上のオーストナイト領域とフェライト領域との境界線の先端位置と状態図上の或るＡｌ含有量に対応する縦軸との間隔ｄ（特許文献１の図１参照）が小さいほど、｛１００｝＜ｏ・ｖ・ｗ＞集合組織が得られやすくなり、Ｓｉ含有量が１．０％以下の場合、Ｍｎ／Ａｌが０．５〜０．８の範囲のときに、この間隔ｄがとくに小さくなって、最良の｛１００｝＜ｏ・ｖ・ｗ＞集合組織が得られることから、Ｍｎ／Ａｌを上記の範囲に限定したのである。
【０００８】
しかしながら、その後の本発明者の研究によって、上記のＭｎおよびＭｎ／Ａｌの範囲の限定は、必要以上に狭い範囲に限定したものではないかと考えられるに至った。すなわち、Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｎ系状態図上の間隔ｄと鋼板の｛１００｝＜ｏ・ｖ・ｗ＞集合組織との関係についての解析は、先願の出願時点においては、鋼板の製造段階における条件、とりわけ材料の熱間圧延から冷間圧延の段階における条件の影響に関する検討が十分ではなく、この点の解明如何によっては、良好な｛１００｝＜ｏ・ｖ・ｗ＞集合組織を得ることのできるＭｎの範囲を、Ｍｎ含有量の少ない領域側に拡大できるのではないかと予測された。
【０００９】
本発明の目的は、低Ｓｉ−高Ａｌ成分系の無方向性電磁鋼板の製造において、材料の圧延段階における諸条件と鋼板の｛１００｝＜ｏ・ｖ・ｗ＞集合組織との関係を解明して、鉄損の低減と磁束密度の向上を両立させるとともに製造コストをより低減する無方向性電磁鋼板の製造方法を確立することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者は、低Ｓｉ−高Ａｌ成分系の無方向性電磁鋼板の製造に関して、低鉄損化と磁束密度の向上および｛１００｝＜ｏ・ｖ・ｗ＞集合組織を得るための圧延条件についてあらたな研究を進めた結果、ＡｌとＭｎの含有量を適切に選定することで、熱間圧延時の通常巻き取り温度範囲内において自己焼鈍による再結晶組織が得られること、および、この再結晶組織を有する鋼板を特定の圧下率範囲で冷間圧延することによる相乗効果により、優れた磁気特性が得られ、結果としてＭｎ含有量の範囲を拡大することが可能であるとの知見を得、本発明を完成するに至った。
【００１１】
すなわち本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、電気比抵抗が４０〜６５μΩ・ｃｍの無方向性電磁鋼板の製造方法であって、質量％でＣ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ａｌ：１．５％以上３．５％以下、Ｍｎ：０．３％以上１／２Ａｌ％未満、Ｐ：０．１５％以下を含有する成分の鋼を、熱間圧延時の巻き取り温度が７００〜８００℃となる温度条件で熱間圧延し、熱間圧延した後の鋼板に焼鈍を施すことなく圧下率７５〜９５％で冷間圧延し、冷間圧延した後の鋼板に連続焼鈍を施すことを特徴とする。
【００１２】
ここで、熱間圧延した後の鋼板が平均結晶粒径５０μｍ以上の再結晶組織を有する鋼板となるように前記鋼の成分範囲のなかからＡｌとＭｎの含有量の組み合わせを選定することが望ましい。また、前記連続焼鈍において、焼鈍時に鋼板中に含まれるＡｌと窒化反応を起こさない組成のガスを雰囲気ガスとして用いるのが望ましい。
【発明の効果】
【００１３】
鋼の成分を低Ｓｉ−高Ａｌ−Ｍｎ系の特定範囲とすることにより、熱間圧延時の巻き取り温度が７００〜８００℃の温度域であっても自己焼鈍により熱間圧延後の鋼板が再結晶組織を有する鋼板となる。この再結晶組織を有する鋼板を、圧下率７５〜９５％で冷間圧延し仕上げ焼鈍することで、鉄損の低減と磁束密度の向上を両立させることができる。とくに磁束密度に関しては、熱間圧延後に自己焼鈍により再結晶組織が得られることにより、熱間圧延後の鋼板に焼鈍を施さなくても、従来の高Ｓｉ成分系で熱間圧延後の鋼板に焼鈍を施した場合と同程度の高い磁束密度を得ることができ、熱間圧延後の焼鈍省略による多大なるコスト削減を達成することができる。また、再結晶により結晶粒が、従来の高Ｓｉ成分系で熱間圧延後の鋼板に焼鈍を施した場合の結晶粒径に匹敵する大きさになるので、鉄損も向上する。さらに、冷間圧延後の鋼板の連続焼鈍における再結晶温度が従来の高Ｓｉ成分系の場合に比して相対的に低くなるので、焼鈍温度を低く設定するか、または連続焼鈍時の通板速度を高めることができ、冷間圧延後の焼鈍コストを低減することもできる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
無方向性電磁鋼板には、モータなどの鉄心用に鋼板を打ち抜いた後の鉄心の歪取り焼鈍を行うことを前提に冷間圧延後の焼鈍工程を簡略化したセミプロセス無方向性電磁鋼板と、鉄心の歪取り焼鈍を前提としないフルプロセス無方向性電磁鋼板とがあるが、本発明はいずれの無方向性電磁鋼板にも適用できる。
【００１５】
本発明における鋼の成分系（以下、成分％はすべて質量％である）において、Ｃは鋼板の磁気特性を劣化させるので低いほど好ましく、０．００５％以下とする。Ｓｉは鋼板の電気比抵抗を高める元素であるが、本発明においてはＳｉの含有量を少なくし、その代わりにＡｌ含有量を多くして鋼の電気比抵抗を高める。鋼中のＳｉ含有量が多くなると冷間加工性が低下し、また磁束密度が低下するので、Ｓｉの含有量は１．０％を上限とする。
【００１６】
Ａｌは従来のＳｉに代えて鋼の電気比抵抗を高めるために１．５％以上添加する。ただし、Ａｌ含有量が多くなりすぎると冷間加工性が低下し、また、鋼板の再結晶温度を高める傾向があるので上限を３．５％とする。Ｍｎは鋼の電気比抵抗を高めるとともに、Ｆｅ−Ａｌ合金状態図においてオーステナイト領域を拡大して｛１００｝＜ｏ・ｖ・ｗ＞集合組織を得るのに寄与し、さらにＡｌの添加による鋼板の再結晶温度の上昇を緩和する効果があるので０．３％以上、好ましくは０．５％超を添加する。ただし、鋼板の再結晶温度をほぼ一定のレベルで維持するための必要なＭｎ含有量は、Ａｌ含有量の１／２以内で十分であることを実験で確認したので、必要以上のＭｎ添加によるコスト上昇を抑えるために、Ｍｎ含有量の上限は１／２Ａｌ％未満とする。
【００１７】
上記のＡｌおよびＭｎの含有量範囲内で、電磁鋼板製品のグレード毎に、当該グレードに必要な鋼の電気比抵抗を考慮し、さらに、熱間圧延後の鋼板の平均結晶粒径が５０μｍ以上、好ましくは５０〜２００μｍとなるように、ＭｎとＡｌの最適含有量を設定する。熱間圧延後の鋼板の平均結晶粒径が５０μｍより小さいと、磁気特性上好ましくない｛１１１｝集合組織を含んだ組織となるので磁束密度が低下し、また、冷間圧延後の鋼板の連続焼鈍時の結晶成長性が弱く、良好な鉄損特性が得られ難くなる。
【００１８】
Ｐは硬度を高めるために添加してもよいが、多すぎると加工性が劣化するので０．１５％以下とする。なお、本発明の鋼の成分系においてＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ以外の元素の含有量については規定していないが、鋼板の結晶粒の成長を妨げるＮ，Ｓ，Ｏ，Ｔｉなどは可能な限り少ないことが望ましく、一方、電気比抵抗値に限らず電磁鋼板の特性を向上させるために少量の特殊元素、たとえばＳｎ，Ｓｂ，Ｃｕなどを添加することを妨げるものではない。
【００１９】
以上のように、鋼の成分を低Ｓｉ−高Ａｌ−Ｍｎ系の特定範囲とすることにより、熱間圧延時の巻き取り温度が７００〜８００℃の温度域であっても自己焼鈍により熱間圧延後の鋼板が再結晶組織を有する鋼板となる。従来の低Ａｌ系の無方向性電磁鋼板においては、４０μΩ・ｃｍ以上の電気比抵抗が要求される場合、鋼の成分は高Ｓｉとなって鋼板の再結晶温度が高くなり、通常の巻き取り温度である７００℃前後の温度域では鋼板の再結晶が生じないので、巻き取り温度は６００〜６５０℃として熱間圧延後の鋼板に対して焼鈍を施す方法を採用している。これに対し本発明では、鋼の成分を低Ｓｉ−高Ａｌ−Ｍｎ系の特定範囲とすること、とくにＡｌとＭｎの含有量を適切に選定することにより、熱間圧延後の鋼板の再結晶温度を７００〜８００℃の範囲にすることができ、この温度範囲で熱間圧延鋼板を巻き取ることによって、自己焼鈍による鋼板の再結晶を達成することができる。
【００２０】
上記の再結晶組織を有する熱間圧延後の鋼板を酸洗し、冷間圧延を行い、冷間圧延後の鋼板に対して連続焼鈍（以下、冷間圧延後の連続焼鈍を仕上げ焼鈍という）を施すことによって無方向性電磁鋼板を製造するのであるが、本発明においては、冷間圧延における圧下率を７５〜９５％の範囲とする。冷間圧延における圧下率が７５％より低いと、仕上げ焼鈍後の鋼板の異方性が過大となって磁束密度が低下し、また鋼板の圧延方向およびそれと直角な方向との磁束密度の差も大きくなる。一方、圧下率が９５％を超えると、仕上げ焼鈍後の鋼板の｛１１１｝集合組織が増加し、磁束密度が低下する。本発明において冷間圧延における圧下率を７５〜９５％、さらに望ましくは８０〜９０％の範囲とすることにより、磁束密度が高くかつ鉄損値に優れた無方向性電磁鋼板を得ることができる。熱間圧延鋼板の板厚は、上記の冷間圧延圧下率と鋼板製品の板厚から逆算して決定される。
【００２１】
仕上げ焼鈍の焼鈍条件は、セミプロセス無方向性電磁鋼板とフルプロセス無方向性電磁鋼板とで一部異なる。セミプロセス無方向性電磁鋼板は、打ち抜き後の鉄心の歪取り焼鈍の実施を前提としているので、仕上げ焼鈍は比較的低温かつ短時間ですむ。また、打ち抜き後の鉄心の歪取り焼鈍の条件緩和を可能とするために仕上げ焼鈍の後にスキンパス圧延を行うこともある。一方、フルプロセス無方向性電磁鋼板は、打ち抜き後の鉄心の歪取り焼鈍を実施しなくてもよいようにするために、仕上げ焼鈍はセミプロセス無方向性電磁鋼板の場合よりも高い温度でかつ長い時間が必要である。
【００２２】
また本発明においては、セミプロセス無方向性電磁鋼板とフルプロセス無方向性電磁鋼板の両方の製造方法に共通する利点として、従来の高Ｓｉ成分系に代えて高Ａｌ−Ｍｎ成分系としたことにより、仕上げ焼鈍の焼鈍条件を高Ｓｉ成分系の場合よりも緩和できる点がある。仕上げ焼鈍時における鋼板の再結晶温度は、Ａｌの含有量が多くなると再結晶温度が高くなる傾向にはあるが、Ｓｉに比べると再結晶温度の上昇傾向は小さく、さらに本発明の成分系においては一定量以上のＭｎの存在により再結晶温度の上昇が抑制される。したがって、高Ａｌ−Ｍｎ成分系の場合は、高Ｓｉ成分系の場合に比べて仕上げ焼鈍時に結晶粒が成長しやすく、良好な磁気特性とくに低鉄損化が得られる。あるいは、焼鈍温度を低く設定するか、または連続焼鈍時の通板速度を高めることができるので、焼鈍コストを低減することができる。また、焼鈍温度を低く設定できることから、高ＡｌであってもＡｌＮの生成を抑制することができる。また前述したように、熱間圧延後の鋼板においても、高Ｓｉ成分系の場合に比べて鋼板の再結晶温度が低くなることにより、熱間圧延におけるコイル巻き取り温度が７００〜８００℃の温度範囲で自己焼鈍によって再結晶が進行し、熱間圧延後焼鈍を施さなくても、鋼板の結晶粒径は高Ｓｉ成分系の熱間圧延後焼鈍を施した鋼板の結晶粒径と同程度となる。したがって、高Ａｌ−Ｍｎ成分系の場合は熱間圧延後焼鈍を省略しても、その後の高圧下率冷間圧延と仕上げ焼鈍との相乗効果により、高Ｓｉ成分系の熱間圧延後焼鈍を施した場合と同程度の磁気特性を得ることができるのである。
【００２３】
また、仕上げ焼鈍に際しては、焼鈍時に鋼板中に含まれるＡｌと窒化反応を起こさない組成のガスを雰囲気ガスとして用いるのが望ましい。鋼板中にｓｏｌ．Ａｌの形態で存在しているＡｌは化学的に活性であり、焼鈍時の高温雰囲気ガス中にＮが存在すると、ＡｌとＮが反応してあらたなＡｌＮを生成する。このＡｌＮは、焼鈍時の鋼板表面近傍の結晶粒成長を阻害し、磁気特性の向上を抑制するという悪影響を及ぼす。そこで、焼鈍時の炉内雰囲気ガスとして、鋼板中に含まれるＡｌと窒化反応を起こさない雰囲気ガスを用いる。Ａｌと窒化反応を起こさない雰囲気ガスとしては、Ｈ単独ガス、またはＨとＡｒ、Ｈｅ、Ｎｅのいずれか１種以上との混合ガスを主成分とするガスを用いることができる。鋼板中に含まれるＡｌと窒化反応を起こさない雰囲気ガスを用いることにより、Ａｌを１．５〜３．５％含有する鋼板の場合であっても、焼鈍時にあらたなＡｌＮが生成することはほとんどない。また鋼板の酸化防止のために、炉内雰囲気ガスの露点を連続焼鈍炉の炉入口近傍で０℃以下、中央部付近で−１０℃以下とすることが望ましい。
【実施例１】
【００２４】
以下、実験例に基づいて説明する。表１に示す化学成分の鋼を出発材料として、熱間圧延−焼鈍（無し、または有り）−酸洗−冷間圧延−仕上げ焼鈍−スキンパス圧延（無し、または有り）−絶縁コーティングの工程により最終製品板厚が０．５ｍｍの無方向性電磁鋼板を製造した。冷間圧延の圧下率と冷間圧延後の焼鈍は異なる条件を組み合わせている。主な製造条件と鋼板の磁気特性を表２に示す。
【００２５】
【表１】
2005240050.tif 000003
【００２６】
【表２】
2005240050.tif 000004
注１）発明例の熱延後焼鈍有りは比較のための実験である。
注２）雰囲気ガスのＮ＋Ｈは（９０％Ｎ2＋１０％Ｈ2）ガスを、Ｈ＋Ａｒは（５％Ｈ2＋９５％Ａｒ）ガスを表す。
注３）符号Ｂ−３（スキンパス有りのもの）の磁気特性値は鋼板から打ち抜いた鉄心の歪取り焼鈍後の値を示す。
【００２７】
表１の鋼の成分において、発明例１〜３は鋼の成分が本発明の範囲内にあるものであり、従来例１〜３は高Ｓｉ成分系のものである。鋼の電気比抵抗値に関しては、鋼板製品のグレード毎に従来の成分系の電磁鋼板の電気比抵抗値と同じとなるように鋼の成分を設定したので、電気比抵抗値は発明例、従来例とも同じである。表２の製造条件において、冷間圧延の圧下率は従来例と発明例とで変えているが、同じ圧下率のもとでの磁気特性（Ｂ５０）の比較は図１に示している。
【００２８】
表２からわかるように、ＡｌとＭｎの組み合わせの異なる発明例１〜３のいずれの場合も、熱間圧延後の焼鈍無しの場合でも従来例１〜３の熱間圧延後の焼鈍有りの場合と同程度の磁気特性が得られている。発明例１〜３で熱間圧延後の焼鈍有りの場合は、さらに良好な磁気特性が得られている。符号Ｂ−３は、鋼板から打ち抜いた鉄心の歪取り焼鈍を前提にし、仕上げ焼鈍の焼鈍条件を緩和しスキンパス圧延を実施したもので、鉄心の歪取り焼鈍後の鉄損の向上が著しい。
【００２９】
図１は、従来例１と発明例１の鋼について、熱間圧延後の焼鈍の有無と冷間圧延の圧下率を変えた場合の仕上げ焼鈍後の鋼板の磁束密度を示す図である。同図からわかるように、発明例１の場合は、冷間圧延の圧下率が７５〜９５％のときに良好な磁束密度が得られ、熱間圧延後の焼鈍無しの場合でも、従来例１の熱間圧延後焼鈍有りの場合と同程度の磁束密度が得られている。従来例１の場合、熱間圧延後の焼鈍無しでは十分な磁束密度が得られていない。冷間圧延の圧下率が７０％未満では磁束密度のＬＣ方向差（圧延方向と平行な方向および直角な方向の差）が増大し、熱間圧延鋼板の板厚が薄くなり過ぎコスト高となる。
【産業上の利用可能性】
【００３０】
以上、本発明者による先願発明の無方向性電磁鋼板の成分系においてＭｎ含有量の範囲を低い側に拡大した本発明について説明したが、本発明の場合と同様な圧延条件を採用することにより、先願発明の高Ａｌ−高Ｍｎ成分系の無方向性電磁鋼板においても焼鈍コストを同様に低減することができる。
【図面の簡単な説明】
【００３１】
【図１】実験結果を示す図である。
【図１】
2005240050.tif 000005