(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Si： 5.0wt％以下を含有する無方向性電磁鋼板用素材に熱間圧延を施し、次いで中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を行う一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに当たり、冷間圧延前に、中間焼鈍後の鋼板における、再結晶率が20〜80％となり、かつ板厚中心の｛２００｝方位の歪ｅ200 及び板厚中心の｛２２２｝方位の歪ｅ222 をそれぞれ、ｅ200 ≧0.7 ×10-3かつｅ222 ≦0.4 ×10-3となる１回目の冷間圧延条件及び中間焼鈍条件を求め、該条件で1回目の冷間圧延及び中間焼鈍を行い、次いで２回目の冷間圧延を圧下率５〜30％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】
この発明は、全方位にわたって磁気特性の極めて優れた無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
無方向性電磁鋼板は主に回転機や変圧器の鉄心に使用され、これらのエネルギー効率を高めるために、高い磁気密度及び低い鉄損が要求される。
特に、中型あるいは小型のモーターに用いられる無方向性電磁鋼板は、圧延方向やこれと直角の方向のみならず圧延方向に対して45°の方向など、全方位にわたって磁気特性に優れることが肝要である。
【０００３】
【従来の技術】
無方向性電磁鋼板における磁気特性を全方位にわたって向上するには、集合組織を制御し板面法線方向と平行の＜２００＞の方位、すなわち｛２００｝方位への集積を強めることが、とりわけ重要である。｛２００｝方位は板面内に最も多くの磁化容易軸方向をもつので｛２００｝方位への集積度向上により、板面内全方位の平均磁束密度、および鉄損が改善される。
【０００４】
ここに、｛２００｝方位への集積を強めて磁気特性を全方位で改善する方法として、特公平６−23411 号公報には、２回冷延法において、中間焼鈍後の再結晶率を30〜70％としてから、圧下率６〜15％の範囲で二次冷間圧延を施し、その後仕上焼鈍を施す手法が開示されているが、近年の高磁束密度かつ低鉄損の要求を満足するには到っていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、この発明は、全方位で磁気特性の極めて優れた無方向性電磁鋼板の製造方法について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】
発明者らは、中間焼鈍後に再結晶率及び｛２００｝方位及び｛２２２｝方位の歪が制御された鋼板に、所定の圧下率で圧延を施すことにより、磁気特性が全方位で改善されることを見出し、この発明を完成するに到った。
【０００７】
すなわち、この発明は、Si： 5.0wt％以下を含有する無方向性電磁鋼板用素材に熱間圧延を施し、次いで中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を行う一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに当たり、冷間圧延前に、中間焼鈍後の鋼板における、再結晶率が20〜80％となり、かつ板厚中心の｛２００｝方位の歪ｅ200 及び板厚中心の｛２２２｝方位の歪ｅ222 をそれぞれ、ｅ200 ≧0.7 ×10-3かつｅ222 ≦0.4 ×10-3となる１回目の冷間圧延条件及び中間焼鈍条件を求め、該条件で1回目の冷間圧延及び中間焼鈍を行い、次いで２回目の冷間圧延を圧下率５〜30％で行うことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法である。
【０００８】
【発明の実施の形態】
この発明は、まず、再結晶部と未再結晶部が混在する組織の鋼板に圧延を施すと、再結晶部に歪が導入されるため、その後の焼鈍によっても再結晶部は粒成長せずに、未再結晶部から再結晶粒が生じて粒成長し、再結晶部は未再結晶部より生じた再結晶粒に蚕食されること、さらに、鋼板の再結晶率が20〜80％であって該再結晶部が｛２２２｝方位である一方、未再結晶部が｛２００｝方位よりなる場合に、５〜30％の圧下率の圧延を施してから仕上げ焼鈍を施すと、未再結晶部に｛２００｝方位の再結晶粒が生じ、それが｛２２２｝方位粒を蚕食して成長し、極めて強い｛２００｝集合組織が発達すること、の知見に基づくものである。
【０００９】
次に、上記知見が得られた実験について詳しく説明する。
表１に示す成分組成の鋼スラブを連続鋳造にて製造し、次いで板厚2.2mm まで熱間圧延したのち、１次冷間圧延により板厚0.575mm とした。その後、表２に示す焼鈍条件に従う中間焼鈍を施し、再結晶率を40％に調整した。中間焼鈍後は、圧下率15％の２次冷間圧延を行い、板厚0.50mmに仕上げてから、脱脂後に窒素ガス雰囲気中にて850 ℃で２分間の仕上焼鈍を施した。
かくして得られた仕上げ焼鈍板を、外径100mm 及び内径50mmのリング状試料に打ち抜き、各５枚を積層した各積層体にそれぞれ200 ターンの１次及び２次巻線を施してから、磁気特性を測定した。
【００１０】
【表１】
0004029430.tif 000002
【００１１】
【表２】
0004029430.tif 000003
【００１２】
また、中間焼鈍後の鋼板の｛２００｝及び｛２２２｝方位の歪測定をＸ線回折線プロファイルの幅広がり（積分幅）により行った。すなわち、中間焼鈍後の鋼板を30mm×30mmにせん断し、鋼板の片面より化学エッチングにより減厚し、鋼板の中心層を表面に露出させ、Ｘ線回折プロファイル測定の試片とし、Ｘ線回折装置（理学電機株式会社製）を用い、｛２００｝面及び｛２２２｝面の反射Ｘ線回折プロファイルを測定した。測定した｛２００｝面、｛２２２｝面の各回折線プロファイルからＫα2 除去及びバックグラウンド除去を行った後、次式(1) で定義される積分幅Ｂ（deg ）を求めた。
【数１】
Ｂ＝１／ＩP ×∫Ｉ（２θ）ｄθ----(1)
ここで、ＩP ：ピーク強度、
Ｉ（２θ）：２θ位置での強度
【００１３】
次に、100 ％再結晶した比較試料の積分幅Ｂ0 を同様に測定し、歪による幅広がりｂを次式(2) にて求めた。
【数２】
0004029430.tif 000004
また、歪ｅを次式(3) にて求めた。
【数３】
ｅ＝ｂ／（４・tan θ）×π／180 ----(3)
ここで、θはピーク位置
【００１４】
なお、｛２００｝面の回折線プロファイルより求めた歪ｅをｅ200 、｛２２２｝面の回折線プロファイルより求めた歪ｅをｅ222 とし、ｅが大きいことは、歪が大きく未再結晶部の割合が多いことを、またｅが小さいことは、歪がなく再結晶部が多いことを示す。
【００１５】
中間焼鈍後の歪測定及び仕上焼鈍後の磁気測定の結果を、それぞれ表２に併記するように、同じ再結晶率であっても、ｅ200 ：0.95×10-3以下及びｅ222 ：0.20×10-3になる、中間焼鈍条件Ａによる鋼板は、極めて良好な磁気特性が得られているが、ｅ200 ：0.66×10-3及びｅ222 ：0.43×10-3になる中間焼鈍条件Ｂによる鋼板は、条件Ａの鋼板に比べて磁気特性が劣る結果となった。また、上記の歪測定結果は、中間焼鈍条件Ａにおいて、中間焼鈍後｛２００｝方位の歪が大きく｛２２２｝方位の歪が小さいことを示している。すなわち、｛２００｝方位が未再結晶状態であって｛２２２｝方位が再結晶状態であったために、仕上焼鈍後に強い｛２００｝集合組織が発達したと考えられる。
【００１６】
そこで、磁気特性と歪との関係について、さらに詳細に検討したところ、中間焼鈍後の再結晶率及び２次冷延圧下率が同じであっても、中間焼鈍後の歪を｛２００｝面については0.7 ×10-3以上、｛２２２｝面については0.4 ×10-3以下に制御することにより、極めて良好な磁気特性が得られることが新たに判明したのである。すなわち、表１の組成のスラブを熱間圧延し、板厚2.2mm の熱延板とし、１次冷間圧延により板厚0.575mm とした後、種々の昇温速度、均熱温度および時間で中間焼鈍を施し、再結晶率を40％に調整した後、圧下率15％の２次冷間圧延により板厚0.5mm としてから、N2ガスの雰囲気中で 850℃２ｈの仕上焼鈍を施した。中間焼鈍後の歪ｅ200 ，ｅ222 についてＸ線回折により求めた結果を図１に示す。同図から、ｅ200 ≧ 0.7×10-3ｅ222 ≦ 0.4×10-3のとき仕上焼鈍後のリング磁束密度はＢ50：1.80Ｔを超えていることがわかる。
【００１７】
以下に、この発明の素材の成分限定理由について述べる。
Siは鉄損を小さくするのに有効であり、好ましくは 0.1wt％以上で含有するが、5.0 wt％をこえると冷間圧延性が著しく劣化するため、5.0 wt％以下とする。
【００１８】
なお、この発明ではSi以外の成分については特に限定するものではないが、代表的な成分組成を挙げると以下の通りである。
Ｃ：0.05wt％未満
Ｃは炭化物の析出により磁気特性を劣化させるため、0.05wt％未満とすることが好ましい。
【００１９】
Mn：2.0 wt％未満
Mnは、比抵抗を高めて鉄損を改善するのに有効であるが、過度の添加は磁束密度を低下させるため、2.0wt ％未満とすることが好ましい。
【００２０】
Ｐ：0.5 wt％未満
Ｐは打抜性を改善するが、過度の添加は冷延性を悪化させるため、0.5 wt％未満とすることが好ましい。
【００２１】
Al：2.0 wt％未満
Alは比抵抗を高めて鉄損を改善するのに有効であるが、過度の添加は磁束密度を低下させるため、2.0 wt％未満とすることが好ましい。
【００２２】
次いで、転炉や脱ガス装置など公知の製鋼方法によって溶製した溶鋼を、鋳造して上記の成分組成のスラブと成し、熱間圧延を施して熱延板とする。引き続き熱延板に冷間または温間圧延を行って、その後中間焼鈍を施す。
ここで、均熱温度、均熱時間及び昇温速度を制御して、再結晶率を20〜80％にかつ中間焼鈍後の鋼板板厚中心部での歪みｅ200 及びｅ222 を、それぞれ
ｅ200 ≧0.7 ×10-3かつｅ222 ≦0.4 ×10-3
に調整する。
【００２３】
すなわち、再結晶率が20％未満あるいは80％をこえると、良好な磁気特性が得られないため、再結晶率は20％以上80％以下とする。
また、ｅ200 が0.7 ×10-3未満であると、中間焼鈍後の｛２００｝方位部分の再結晶が進むため、その後の圧延や焼鈍によっても｛２００｝方位への集合組織の集積度を強めることが難しい。一方、ｅ222 が0.4 ×10-3をこえると、中間焼鈍後の｛２２２｝方位部分が未再結晶部として多く残るため、その後の圧延や焼鈍によっても｛２００｝方位への集合組織の集積度を強めることが難しい。従って、ｅ200 及びｅ222 を上記の範囲に調整することが肝要である。
【００２４】
上記の中間焼鈍後は、鋼板に圧下率５〜30％の圧延を施す。
すなわち、圧下率が0.5 ％未満あるいは30％をこえると、良好な磁気特性が得られないため、５％以上30％以下に限定する。
【００２５】
なお、圧延は冷間及び温間のいずれでもよいが、Si含有量が多くて冷延性が悪いときには、250 ℃程度の温間で行うことが望ましい。
また、需要家で歪取り焼鈍を行う、いわゆるセミプロセス電磁鋼板の場合は、圧延板を製品とし、一方、フルプロセス電磁鋼板の場合は、圧延後に常法に従う仕上焼鈍を行う。セミプロセス及びフルプロセスのいずれの電磁鋼板に対しても、公知の方法により絶縁被膜を被成してもよい。
【００２６】
【実施例】
表３に示す成分組成の溶鋼を、転炉を用いた脱ガス処理により溶製し、その後連続鋳造によってスラブとし、さらに熱間圧延により板厚2.5mm の熱延板とした。この熱延板を、１次冷間圧延により冷間圧延板とし、次いで表４に示す条件に従って中間焼鈍を行ったのち、表４に示す条件で２次冷間圧延を施し板厚0.5mm の冷間圧延板とした。その後、鋼板表面を脱脂し絶縁被膜を被成して製品とした。
【００２７】
かくして得られた製品板を、外径100mm 及び内径50mmのリング試料に打ち抜き、Ｎ2 雰囲気中にて750 ℃×２ｈの歪取り焼鈍施したのち、各５枚を積層した積層体にそれぞれ200 ターンの１次及び２次巻線を施してから、磁気特性を測定した。また、中間焼鈍後の冷間圧延板について、その板厚中心層のＸ線回折線プロファイル測定を行い、｛２００｝，｛２２２｝方位の歪を求めた。これらの各測定結果を表４に併記するように、この発明に従って得られた試料No. １〜４及び10では、良好な磁気特性が得られたことがわかる。
【００２８】
【表３】
0004029430.tif 000005
【００２９】
【表４】
0004029430.tif 000006
【００３０】
【発明の効果】
この発明によれば、無方向性電磁鋼板の磁気特性を全方位にわたって改善することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】歪と磁気特性との関係を示す図である。
【図１】
0004029430.tif 000007