(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：４％以下、Mn：２％以下、sol.Al：1.5％以下（０を含む）、Ｓ：0.012％以下、Ｐ：0.2％以下、Ｎ：0.005％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを加熱して熱間圧延した後、冷間圧延し、さらに仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法であって、鋼板組成に応じて鋼板の平均結晶粒径ｄ(μｍ)が(1)式を満たし、かつ、結晶粒の粒度分布Ａを(2)式で定義したときに、粒度分布Ａと鋼板の平均結晶粒径ｄの比が0.24以下の範囲となるように、前記鋼スラブの加熱温度、熱延板焼鈍を行う場合はその焼鈍温度、冷間圧延率、仕上焼鈍時の昇温温度、焼鈍時間を調整することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
14≦d≦60×([%Si]+0.7[%Mn]＋４[%Ｐ]＋0.3)0.45 …(1)
【数１】
0004292707.tif 000007
ここで、[％Si],[％Mn],[％Ｐ]は、それぞれSi、Mn、Ｐの含有量を示し、dnは一辺の長さが４×ｄの正方形領域において測定した鋼板の平均結晶粒径、Ｋは測定領域の数を示す。
【請求項２】
請求項１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、鋼板組成に応じて鋼板の平均結晶粒径ｄ(μｍ)が(3)式を満たすように、前記鋼スラブの加熱温度、熱延板焼鈍を行う場合はその焼鈍温度、冷間圧延率、仕上焼鈍時の昇温温度、焼鈍時間を調整することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
18≦d≦40×([%Si]+0.7[%Mn]＋４[％Ｐ]+0.5)0.55 …(3)
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、前記粒度分布Ａと結晶粒径ｄの比が0.20以下の範囲となるように、前記鋼スラブの加熱温度、熱延板焼鈍を行う場合はその焼鈍温度、冷間圧延率、仕上焼鈍時の昇温温度、焼鈍時間を調整することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、鋼スラブに、さらにCu：0.2％以下および／またはCr：1.0％以下含有する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、モータやトランスの鉄心材料等に使用するのに好適な無方向性電磁鋼板に関するものであり、特にその中で、かしめ加工を行うのに好適な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】
モータやトランスの鉄心材料として広く使用されている無方向性電磁鋼板は、鋼板を積層して使用されるため、積層鋼板の締結方法としてかしめ締結が多く利用されている。このかしめ締結とは、連続打ち抜き工程で、鋼板に幅数ミリの半打ち抜き状態の凸部を形成し、その後、連続自動かしめ工程で、この凸形状の半打ち抜き部を上下の鋼板にはめ込んで鋼板を締結する方法である。従来は、直径1〜2mmのアルミのバーをプレスして締結するリベット方式のかしめ締結や、レーザー溶接やTIG溶接を利用した締結が広く行われていたが、最近では、生産性の観点から上述の打ち抜き方式のかしめ締結が主流となっている。
【０００３】
一方、最近ではモータ類の小型・高効率化に伴ってかしめ部のさらなる小径化や個数の低減が求められつつある。例えば、コンピューターのハードディスク用のスピンドルモータでは、直径３cm程度のモータに４〜12個の直径0.5mm程度のかしめが採用されており、かしめ部のさらなる小径化が求められている。また、コンプレッサー用のモータコアでは、効率を向上させるために塑性変形を受けて磁気特性が劣化しているかしめ部の小径化あるいは個数の低減が重要となる。
【０００４】
しかしながら、かしめ性に対する要求レベルもこれに伴い厳しくなるため、従来の鋼板をそのまま使用した場合には、かしめ不良がしばしば生じて問題となっている。このかしめ不良とは、自動かしめ装置にてかしめの施されたコアを次工程に搬送するまでの間にコアの結束力が弱くばらけが生じる現象である。
【０００５】
このような背景から、さらに結束力の向上するかしめ締結方法の開発、あるいは材質面からのかしめ結束力の向上技術の開発が切望されていた。従来、かしめ性の改善は、かしめ性に関する材質的な知見が少ないこともあり、金型の設計や調整に依存する部分が多かった。つまり、対象となる鋼板ごとに、かしめ締結部の形状と個数、クリアランス、押し込み量（ダイハイト）等の適正化がなされてきた。しかしながら、対象となる鋼板ごとに材質が異なるので、必ずしも十分な対策が採られていないのが実状であった。
【０００６】
一方、材質的な立場からも、いくつかの技術が開示されており、例えば、特開平１−３１５１０４号公報には、鋼板の皮膜厚を0.3〜0.4μｍと通常より薄くし、さらに鋼中の硫化物の量を低減してかしめ締結部の結束力を向上させる方法が開示されている。また特開平５−３３０６３号公報には、Ｃを0.015〜0.05％含有する鋼板にスキンパス圧延を施した後、時効処理して鋼板の硬度をHv：135〜165に調整し、打ち抜き性、スキュー性を向上させる方法が開示されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平１−３１５１０４号公報に開示されている技術では、皮膜厚を薄くすることにより結束力は向上するものの、金型損耗は増加する。また、MnＳ低減による結束力向上の効果は小さく、さらなる材質的な改善が必要である。
【０００８】
一方、特開平５−３３０６３号公報に開示されている技術では、Ｃを多量に含有するうえに、スキンパス圧延を必須としているので、かしめ性に優れているとしても、優れた磁気特性を付与することは難しい。
【０００９】
また、打ち抜き性に着目した技術は多数開示されているが、硬度調整による金型損耗の低減や打ち抜きコアの外周寸法精度の向上に関するものがほとんどであり、かしめ部の結束力の向上に関してなんら知見を与えるものではなかった。
【００１０】
本発明はこのような事情に鑑みなされたものであり、かしめ性に優れ、かしめ加工を行う部材として好適な無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを課題とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
前記課題を解決するための第１の手段は、重量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：４％以下、Mn：２％以下、sol.Al：1.5％以下（０を含む）、Ｓ：0.012％以下、Ｐ：0.2％以下、Ｎ：0.005％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを加熱して熱間圧延した後、冷間圧延し、さらに仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法であって、鋼板組成に応じて鋼板の平均結晶粒径ｄ(μｍ)が(1)式を満たし、かつ、結晶粒の粒度分布Ａを(2)式で定義したときに、粒度分布Ａと鋼板の平均結晶粒径ｄの比が0.24以下の範囲となるように、前記鋼スラブの加熱温度、熱延板焼鈍を行う場合はその焼鈍温度、冷間圧延率、仕上焼鈍時の昇温温度、焼鈍時間を調整することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法（請求項１）である。
14≦d≦60×([%Si]+0.7[%Mn]＋４[%Ｐ]＋0.3)0.45 …(1)
【００１２】
【数２】
0004292707.tif 000002
【００１３】
ここで、[％Si],[％Mn],[％Ｐ]は、それぞれSi、Mn、Ｐの含有量を示し、dnは一辺の長さが４×ｄの正方形領域において測定した鋼板の平均結晶粒径、Ｋは測定領域の数を示す。
【００１４】
前記課題を解決するための第２の手段は、前記第１の手段であって、鋼板組成に応じて鋼板の平均結晶粒径ｄ(μｍ)が(3)式を満たすように、前記鋼スラブの加熱温度、熱延板焼鈍を行う場合はその焼鈍温度、冷間圧延率、仕上焼鈍時の昇温温度、焼鈍時間を調整することを特徴とするもの（請求項２）である。
18≦d≦40×([%Si]+0.7[%Mn]＋４[％Ｐ]+0.5)0.55 …(3)
前記課題を解決するための第３の手段は、前記第１の手段又は第２の手段であって、前記粒度分布Ａと結晶粒径ｄの比が0.20以下の範囲となるように、前記鋼スラブの加熱温度、熱延板焼鈍を行う場合はその焼鈍温度、冷間圧延率、仕上焼鈍時の昇温温度、焼鈍時間を調整することを特徴とするもの（請求項３）である。
前記課題を解決するための第４の手段は、前記第１の手段〜第３の手段のいずれかであって、鋼スラブに、さらにCu：0.2％以下および／またはCr：1.0％以下含有することを特徴とするもの（請求項４）である。
【００１５】
なお、本明細書及び図面において、鋼の成分を示す％は全て重量％である。
【００１６】
（発明に至る過程と結晶粒径、Si、Mn、Ｐ含有量の限定理由）
本発明者らは、無方向性電磁鋼板のかしめ性、すなわちかしめ結束力の向上方法について鋭意研究を重ねた。その結果、打ち抜き方式のかしめ締結では、打ち抜き端面形状の平滑化と、端面の強度向上がかしめ結束力の向上に有効であること、そして端面形状の平滑化および端面の強度向上には結晶粒径、結晶粒度分布、Si、Mn、Ｐ含有量の適正化が重要であることを見いだした。以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。
【００１７】
まず、かしめ性に及ぼす材質因子を見いだすために、ユーザー側でかしめ締結を行ったコアについてかしめ部の詳細調査を行った。その結果、まず、かしめ部の結束力は半打ち抜き状態のかしめ部の端面と、打ち抜かれた鋼板の端面の摩擦力が担っていることが判明した。
【００１８】
そして、さらに詳細に調査を行った結果、かしめ性に優れたコアとかしめ性に劣るコアでは、硬度はほぼ同一でもかしめ性に優れたコアとかしめ性に劣るコアがあることが認められ、かしめ性に劣るコアではかしめ端部の形状が粗く、しかもかしめ部が所定の深さまで押し込まれていないことが判明した。また、そのような端面形態を有する鋼板では、結晶粒径がやや粗大であったり、組織が不均一である傾向が見受けられた。
【００１９】
このような知見に基づき、まず、かしめ部の結束力に及ぼす結晶粒径の影響について調査を行った。Ｃ：0.0025％、Si：1.3％、Mn：0.3％、Ｐ：0.04％、Ｓ：0.0025％、sol.Al：0.31％、Ｎ：0.0018％、Ｏ：0.0011％を含有する鋼板について、種々の焼鈍温度で仕上げ焼鈍を実施して結晶粒径を11〜140μｍの範囲で変化させ、かしめ部の結束力の定量評価を行った。結晶粒径は、鋼板断面の板厚方向に直線を引き、その直線と交差する結晶粒の数を測定することにより求めた。
【００２０】
また、測定個所は20箇所とした。かしめ部の結束力は、自動打ち抜き・かしめ装置にて、スリットフープから20枚のディスクを打ち抜いて自動かしめを行った後に、積層コアを接着剤で冶具に固定して引張試験を行い、その剥離強度を測定て求めた。なお、このときのかしめ形状は、図１に示す平Ｖ形状とした。また、かしめ部の寸法は、幅２mm、長さ５mmとした。
【００２１】
剥離強度の測定結果を図２に示す。なお、図２に示す各点の結晶粒径は、左から順に、１１、１４、１６、１９、３０、４７、５８、６８、７８、８０、８３、９０、９３、107、123、140μｍである。
【００２２】
これより、結晶粒径には適正範囲が存在しており、本成分鋼では結晶粒径が14μｍ付近と80μｍ付近で剥離強度は臨界的に変化しており、この範囲内の結晶粒径で剥離強度は特に優れていることがわかる。また、かしめ部の寸法を幅2.5mm、長さ7mmとして同様の試験を実施したが、剥離強度の絶対値は増加するものの臨界粒径に相違は認められなかった。
【００２３】
そこで、実モータ部材におけるかしめ性と結晶粒径の関係を調査するために、結晶粒径を30μｍ、60μｍ、80μｍ、85μｍ、90μｍに調整した６種類の鋼板からステータコアを200台製造し、かしめ試験を実施した。かしめ性は、ステータコアの上部を固定して持ち上げ、自重でばらけが生じるかどうかで良否を判断した。なお、ステータコアの形状は、上面形状を外寸110mm、一辺約30mmの12角形とし、鋼板の板厚は0.5mm、1個あたりの積層枚数は180枚、ヨーク幅およびティース長さは約13mmとした。コアの重量は約3.5kgであった。かしめ部は、幅2mm、長さ5mm、押し込み量板厚１枚の平Ｖかしめとし、ステータのヨーク部に間隔が均等になるようにかしめ結束部を４箇所施した。金型のクリアランスは7％とした。その結果を表１に示す。
（表１）
【００２４】
【表１】
0004292707.tif 000003
【００２５】
まず、結晶粒径が80μｍを超える鋼板Ｄ、Ｅでは、かしめ部の結束力が弱く、自重によりばらけるコアが頻発した。かしめ部の押し込み量の調整後も３〜８％のばらけコアが発生し、安定製造は困難であった。該鋼板でコアを一体化するには、かしめ部を６個としなければならなかった。一方、結晶粒径が80μｍの鋼板Ｃでは、ばらけの発生頻度は格段に低減され、２％であった。この場合、押し込み量の調整によりばらけは解消された。結晶粒径が60μｍ以下の鋼板Ａ、Ｂでは、コアはさらに強く結束しており、全くばらけは生じなかった。
【００２６】
このように、かしめ部の剥離強度とかしめ性はよく対応しており、剥離強度が弱い鋼板ではコアのばらけが生じやすいことがわかる。また、剥離強度が45Ｎ以上ではコアのばらけの発生頻度が著しく低減され、52Ｎ以上では少ないかしめ部でも十分良好なかしめ性が得られることがわかる。図２において、結晶粒径80μｍおよび60μｍは、それぞれ剥離強度45Ｎおよび52Ｎに対応する。
【００２７】
かしめ試験を実施したコアのかしめ部の断面観察、かしめ部表面のSEM観察を行ったところ、結晶粒径が80μｍを超えたコアでは、押し込み時の摩擦力でかしめ部表層に塑性変形が生じ、所定の位置まで押し込まれていないかしめ部が発生していることが判明した。さらに、塑性変形の発生原因を調査するために、かしめ結束前のかしめ部（Ｖノッチ部）の観察を行った。その結果、かしめ性良好材とかしめ性不良材とで打ち抜き外周寸法に大きな差は認められないものの、かしめ端面においては、かしめ不良材では数100μｍピッチで10〜40μｍ幅の微小なダレが生じており、微小な範囲での寸法精度が劣化していることが判明した。これは、結晶粒径が所定範囲を超えると打ち抜き端面の形態に個々の結晶粒の機械特性の影響が現れてくるためと推測される。また、鋼板の降伏強度が低下したことも塑性変形の発生原因の一つと考えられる。
一方、結晶粒径が20μｍ以下の鋼板では、かしめ端面のせん断面の比率が少ないことが判明した。つまり、細粒材ではせん断面同士の接触面積が減少して剥離強度が低下したものと考えられる。
【００２８】
以上により、かしめ性を支配する因子のひとつとして、鋼板の強度があることが示唆された。そこで次に、かしめ性に及ぼす鋼板成分の影響を調査した。Ｃ：0.001〜0.005％、Si：tr.〜4％、Mn：0.05〜2％、Ｐ：tr.〜0.2％、Ｓ：tr.〜0.02％、sol.Al：tr.〜2％、Ｎ：0.0008〜0.01％、Cr：tr.〜1.5％、Cu：tr.〜0.1％、Ni：tr.〜0.1％、Mo：tr.〜0.2％、Ca：tr.〜0.004％、Ｂ：tr.〜0.002％、Sb：tr.〜0.05％、Sn：tr.〜0.05％を含有する鋼を溶製し、かしめ部の剥離強度に及ぼす各種元素の影響を調査した。
【００２９】
その結果、鋼板成分の中でもSi含有量、Mn含有量、Ｐ含有量が剥離強度に大きな影響を及ぼしており、およそMnはSiの0.7倍、ＰはSiの４倍の効果を有していることが判明した。それ以外の元素は上記の添加量の範囲の中で顕著な効果は認められなかった。また、Ｓ、Ｎ等の元素は、後述するようにMnＳ、AlＮを形成して鋼板の粒度分布に影響を及ぼすが、結晶粒径と粒度分布がほぼ同一であれば、これら自身による顕著な効果は認められなかった。
【００３０】
そこで、Si、Mn、P含有量の異なる種々の鋼板に対してかしめ性の向上する適正粒径を調査した。その結果を図３に示す。これより、鋼板の結晶粒径ｄを
14≦ｄ≦60×([%Si]+0.7[%Mn]＋4[%P]＋0.3)0.45  …(1)
の範囲に制御したときにかしめ部の剥離強度が著しく向上することが判明した。鋼板組成と結晶粒径がこの範囲にあるときに、45N以上の高い剥離強度が得られる。このとき、端面での変形が著しく軽減されていた。以上より、本発明では鋼板の結晶粒径は、上式の範囲に限定する。
【００３１】
さらに鋼板の結晶粒径dを、
18≦ｄ≦40×([%Si]+0.7[%Mn]＋４[%Ｐ]＋0.5)0.55…(3)
の範囲に制御することにより、52Ｎ以上のさらに高い剥離強度が得られる。したがって、結晶粒径はこの範囲とすることが望ましい。
【００３２】
ところが、結晶粒径を本発明範囲に制御しても依然かしめ不良の発生する場合が認められた。そこで、本発明者らがその原因について詳細な調査を実施したところ、鋼板の結晶組織が不均一な場合にかしめ不良が高い頻度で発生していることが判明し、よって、かしめ性に優れた鋼板を得るためには、鋼板の結晶平均粒径と結晶粒度分布を同時に制御する必要があることが明らかになった。
【００３３】
そこで、かしめ部の剥離強度と鋼板組織の均一性との関係を調査するために、Ｃ：0.0025％、Si：1.3％、Mn：0.3％、Ｐ：0.04％、Ｓ：0.0025％、sol.Al：0.31％、Ｎ：0.0018％、Ｏ：0.0011％を含有する鋼板について、スラブの加熱温度、熱延板焼鈍温度、冷間圧延率、仕上げ焼鈍時の昇温速度、焼鈍時間等を調整して鋼板の粒度分布を変化させた鋼板を作製し、剥離強度を調査した。なお、鋼板の結晶粒径は78μｍに調整した。ここで、粒度分布は、鋼板の平均粒径をdとしたときに、一辺が4dで囲まれる正方形領域内での平均粒径dnを個別に20箇所以上求め、それぞれの領域で測定されたdnとｄから下式で求められるＡにより定義した。なお、Ｋは結晶粒径を測定した領域の数を示す（Ｋ≧20）。このようにして得られたＡとｄの比を採用することにより、鋼板の結晶粒度のばらつきが精度よく示されることが確認された。
【００３４】
【数３】
0004292707.tif 000004
【００３５】
得られた結果を図４に示す。図４より、鋼板の粒度分布もかしめ性に多大な影響を及ぼしており、Ａ／ｄを0.24以下とすことにより、高い剥離強度が得られることがわかる。さらにＡ／ｄが0.20以下とすると剥離強度はさらに向上する。A／ｄが0.24以下の鋼板は結晶組織が均一であり、微小範囲での打ち抜き端面の寸法精度が向上していることが判明した。
【００３６】
したがって、本発明において鋼板の結晶粒径ｄと粒度分布を示すＡはこれらの比で0.24以下とする。さらに、これらの比は0.20以下とすることが望ましい。
【００３７】
このように、かしめ締結では、打ち抜き加工で必要とされてきた硬度とは別の結晶粒径、粒度分布といった材質因子を鋼板組成に応じて制御することも重要である。なお、図４に示された点のＡ／ｄの値は、左から順に、0.12、0.15、0.17、0.20、0.22、0.24、0.25、0.26、0.28、0.30である。
【００３８】
このように、かしめ締結では、かしめ部での互いのせん断面での変形を防止することが重要であり、従来、打ち抜き加工で必要とされてきた硬度とは別の因子である結晶粒径、粒度分布も適正化する必要があることがわかる。
【００３９】
（その他の成分の限定理由）
以下に、その他の成分の限定理由について説明する。
Ｃ：Ｃは0.005％を超えて含有されると磁気時効により磁気特性が劣化するので、0.005％以下とする。
Si：Siは鋼板の強度を上昇させてかしめ性を向上させる元素である。また、固有抵抗を上げて鉄損を低減するのに有効な元素である。しかしながら、４％超えでは硬度が高くなり打ち抜き性が著しく劣化するので、Siの含有量は４％以下（但し、０％の場合を含む）とする。
Mn：Mnは鋼板の強度を上昇させてかしめ性を向上させる元素である。また、熱間圧延時の赤熱脆性の防止や、粒成長性の向上にも有効な元素である。しかしながら、２％超えになると磁気特性が劣化するので、Mn の含有量は２％以下（但し、0％の場合を含む）とする。
【００４０】
sol.Al：sol.Alは、Ｎを固定して粒成長性を向上させる元素である。しかしながら、２％を超えで含有させても鉄損の低減効果は小さく、いたずらにコスト上昇を招くので２％以下（但し、０％の場合を含む）とする。
Ｓ：Ｓは0.012％を超えると組織が不均一となりやすい。また、磁気特性が劣化する。したがって、Sは0.012％以下（但し、0％の場合を含む）とする。
Ｐ：ＰはSiと同様に鋼板の強度、固有抵抗を上げてかしめ性、磁気特性を向上させる元素である。ただし、0.2％を超えて添加すると著しい脆化を招くため、0.2％以下(但し、０％の場合を含む)とする。
Ｎ：Ｎは0.005％を超えると磁気特性が劣化する。また、組織も不均一となりやすい。したがって、値は0.005％以下とする。
【００４１】
これ以外の元素として、Cu、Cr、Ni、Mo、Ca、Ｂ、Sb、Sn等を添加しても本発明の効果は損なわれないので磁気特性を向上させる目的で添加してもよい。例えば、Cuは集合組織を改善する目的で、Cr、Ni、Moは固有抵抗を高める目的で、Caは硫化物や酸化物を粗大化して粒成長性を向上させる目的で、Ｂは窒化物を粗大化して粒成長性を向上させる目的で、または鋼板の内部酸化を防止する目的で、Sb、Snは集合組織を向上させる目的で、または鋼板表層の酸化や窒化を防止する目的で添加することができる。
【００４２】
（製造方法）
次に本発明のかしめ性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
まずはじめに、仕上焼鈍後の粒度分布を制御する方法について述べる。鋼板成分においては、Ｓ、Ｎを極力少なくすることが重要である。これは、MnＳ、AlＮなどの析出物はクラスター化しやすいので、これらが存在すると熱延板焼鈍後や引き続く仕上焼鈍後の組織が不均一になりやすいためである。
熱延時のスラブ加熱温度は出来るだけ高い方が良く、好ましくは1140℃以上とすることである。これにより、MnＳ、AlＮのクラスター化が軽減され、より結晶組織が均一化する。熱延板の焼鈍温度は低い方が好ましい。磁気特性、とりわけＬ方向の磁気特性を改善するには、冷延前の結晶粒径を大きくすることが効果的であるが、かしめ性を考慮する場合にはむしろ冷延前の結晶粒径は小さいほどよい。冷延前粒径は300μｍ以下とすることが好ましい。
【００４３】
冷間圧延率は高い方が好ましい。最終冷間圧延率を50〜70％とすると磁気特性は効果的に改善されるが、冷間圧延率が65％以下では組織が不均一になりやすいので、かしめ性の観点からは65％以上とすることが好ましい。
【００４４】
引き続く仕上焼鈍では焼鈍速度を極力小さくすることが重要である。これは、焼鈍後の結晶組織は仕上焼鈍の再結晶組織の影響を特に強く受けるためであり、仕上焼鈍の昇温速度が速いと、冷延前組織や冷延での転位密度の分布状態の影響を顕著に受けて再結晶組織が不均一になる。生産性の観点からはライン速度を大きくすることが望ましいが、かしめ性の観点からはライン速度を小さくして昇温速度を小さくすることが肝要である。
【００４５】
昇温速度は30℃/sec以下とすることが望ましい。なお、ここで昇温速度は、400〜740℃の範囲の平均昇温速度を採用するのがよい。これは、この温度範囲で再結晶が顕著に進行するためである。焼鈍時間は長い方が好ましい。これは、焼鈍時間の長時間化により再結晶組織がある程度均質化されるためである。好ましくは40sec以上とすることである。
【００４６】
以上の製造条件を組み合わせることにより、結晶組織がより均一になり、かしめ性が向上する。とくに、この中でも冷延前の結晶粒径と仕上焼鈍の昇温速度の効果が大きい。また、スラブの加熱温度、Ｓ、Ｎ量、冷間圧延率も含めて、これらはその効果が互いに加算されるので磁気特性、生産性等を勘案しながら製造条件を適正化する必要がある。
【００４７】
例えば、磁気特性を向上させるために冷延前の結晶粒径を300μｍ以上とする場合には、引き続く仕上焼鈍の昇温速度を20℃/sec以下にすることが有効である。あるいは、ある程度の生産性も考慮して昇温速度を25℃/sec程度とするならば、Ｓ、Ｎはともに0.002％以下に低減し、スラブの加熱温度は1140℃以上、冷間圧延率は77％以上とし、均熱時間も極力長くすることが有効である。
【００４８】
適正粒径を得るためには、焼鈍温度、焼鈍時間を適正化する必要がある。適正焼鈍条件は、Si含有量、Ｓ、Ｎ含有量、冷延前粒径、冷圧率により変化するが、730〜950℃の範囲で30〜80sec行うのがよい。
【００４９】
本発明においては、その他の製造条件は通常の無方向性電磁鋼板を製造する方法で構わない。すなわち、転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理し所定の成分に調整し、引き続き鋳造を行う。熱間圧延条件は、スラブの加熱温度を1100〜1250℃、仕上圧延温度は750〜850℃、巻取り温度は600〜730℃の範囲とするのが好ましいが特に規定するものではない。また、熱間圧延後の熱延板焼鈍は行ってもよいが必須ではない。次いで一回の冷間圧延、もしくは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延により所定の板厚とした後に、仕上げ焼鈍を行う。
【００５０】
また、打ち抜き性や絶縁性を向上する目的で有機／無機混合被膜を塗布してもよい。この場合、皮膜厚は薄い方が好ましい。好ましい範囲は、0.5μｍ以下である。
【００５１】
【実施例】
転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理し、所定の成分に鋳造後、スラブを1150℃で１hr加熱して板厚3.6mm、2.0mm、1.4mmまで熱間圧延を行い、680℃で巻取った後、酸洗を行った。Siを1％以上含有する鋼については800〜900℃×３hrの熱延板焼鈍を実施して冷延前の結晶粒径を調整した。その後、板厚0.5mmまで冷間圧延を行った後に、10％Ｈ2−Ｎ2の雰囲気で昇温速度を14〜35℃/secとして740℃〜945℃×34〜78secの仕上焼鈍を行った。
【００５２】
仕上げ焼鈍後の鋼板をスリットして幅100mmのフープとした後に、20枚のディスクを打ち抜いて自動かしめを行い、かしめサンプルを作製した。このときのかしめ部の形状は平Ｖ形状とした。かしめ部の結束力は、積層コアを接着剤で冶具に固定して引張試験を行い、その剥離強度を測定して求めた。また、幅2mm、長さ5mmのかしめ部を４箇所有するコアをそれぞれ200個作製し、かしめ性を評価した。コア形状および重量は、外寸110mm、鋼板積層枚数180枚、重量約3.5kgとした。かしめ性は、３段階で評価し、コアのばらけが、押し込み量を板厚1枚で全く生じなかった場合に◎、最大で板厚２枚までの押し込み量の調整によりコアのばらけが防止できた場合を○、押し込み量を調整しても1個以上のばらけが発生した場合を×とした。
【００５３】
鋼板の化学成分を表２に示す。
鋼板の冷延前粒径、冷間圧延率、仕上焼鈍の昇温速度、仕上焼鈍の焼鈍温度、焼鈍温度における均熱時間、結晶粒径、粒度分布および、かしめ部の剥離強度、かしめ性の評価結果を表３に示す。なお、昇温速度は、400℃から740℃の範囲の平均値を記載した。また、表３において臨界粒径d*として示されているものは、
d*=60([%Si]+0.7[%Mn]+4[%Ｐ]+0.3)0.45  …(4)
で示される値であり、(1)式で示されたｄの上限値に対応する値である。
【００５４】
表２及び表３より、鋼板の化学成分、結晶粒径、粒度分布を適正範囲に制御した本発明例においては、かしめ部の剥離強度が高いことがわかる。
一方、鋼板No.13では焼鈍温度が高く、鋼板の結晶粒径が本発明範囲外となっている。鋼板No.14では焼鈍温度が低く、焼鈍時間も短いので鋼板の結晶粒径が本発明範囲外となっている。鋼板No.15では焼鈍温度が高く、鋼板の結晶粒径が本発明範囲外となっている。鋼板No.16では熱延板の結晶粒径が大きいうえに昇温速度も大きいため、粒度分布が本発明範囲外となっている。鋼板No.17では冷間圧延率が低いうえに昇温速度も速いため、粒度分布が本発明範囲外となっている。鋼板No.18ではS量が高いうえに昇温速度がやや大きくなっているため、粒度分布が本発明範囲外となっている。したがって、鋼板No.13〜18の鋼板はいずれもかしめ性に劣る。
【００５５】
（表２）
【表２】
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【００５６】
(表３)
【表３】
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【００５７】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明により製造された無方向性電磁鋼板は、かしめ性に優れており、製品とする際にかしめ加工を行う無方向性電磁鋼板として用いるのに好適である。本発明に係る無方向性電磁鋼板を使用すれば、かしめ部の小径化によるモータ類の小型化、コア特性の向上、あるいはユーザー側での生産性の向上に寄与することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】かしめの剥離強度を測定した測定サンプルの形状を示す概要図である。
【図２】鋼板の結晶粒径とかしめ部の剥離強度の関係を示す図である。
【図３】  Si、Mn、Ｐの含有量、結晶粒径とかしめ部の剥離強度の関係を示す図である。
【図４】鋼板の結晶粒径、粒度分布とかしめ部の剥離強度の関係を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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