(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、１．５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦４．０％を含有し、かつ、Ｓ：０．００５％を超えないように含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物元素よりなる鋼片を熱間圧延後、熱延板焼鈍を施し、次いで、一回または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施し、次いで連続焼鈍ラインにおける仕上焼鈍を施す、結晶粒径が５０μｍ以下であり、かつ０．１μｍ以下の析出物存数をＮ（個／ｍｍ2）としたとき、任意の断面においてＮ≦５０００を満足する無方向性電磁鋼板の製造方法において、
前記熱延板焼鈍における焼鈍温度をＴ（℃）、焼鈍時間をｔ（ｓ）、鋼片のＭｎ含有量を［Ｍｎ］（質量％）としたとき、下記式（１）を満足し、
９２０＋１５０×［Ｍｎ］≦Ｔ≦１０２０＋１５０×［Ｍｎ］  ・・・（１）
かつ、ｔ≧６０を満足する条件で熱延板焼鈍を行うことを特徴とする加工性が良好で、加工して歪取焼鈍した後の鉄損が低い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、電気機器鉄心材料として使用される無方向性電磁鋼板に関し、加工性が良好であり、かつ加工して歪取焼鈍した後の鉄損が低い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】
電気機器の高効率化は、世界的な電力・エネルギー節減さらには地球環境保全の動向の中で近年強く要望されている。特に最近、回転機の高効率化が進展する中でローターまたはステーターとして用いられる無方向性電磁鋼板においては、現状よりもさらに磁気特性の良好、すなわち鉄損が良好である材料が求められつつある。
【０００３】
無方向性電磁鋼板の低鉄損化の手段としては、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ等の合金元素含有量を増加し電気抵抗を増大させ渦電流損失を低減する方法が広く一般に用いられている。さらに成分決定後は、製品板結晶粒径を１００〜１５０μｍ程度に調節することにより、鉄損の最適化を図ることが肝要である。
また、加工性に関しては、モータコア打ち抜きの際に、製品板の結晶粒径が大き過ぎるとバリ、カエリ等の問題が発生することが最近判明してきた。ところが、製品板結晶粒径が小さ過ぎるとコアの鉄損が劣化してしまう。このため、コア打ち抜き時には結晶粒径が小さく、コアの歪取焼鈍の際にある程度結晶粒成長するような手段が必要となってきた。
【０００４】
結晶粒成長を著しく阻害させる不純物として最も有害である析出物は、比較的固溶温度の低いＭｎＳであることが知られている。本析出物低減のため、鋼中ＳをＣｅ等の希土類元素（ＲＥＭ）を用い固溶温度の高い析出物として固定する方法（特開昭５１−６２１１５号公報）や、Ｃａを用いてＳを固定する方法（特開昭５９−７４２１３号公報）等により、微細ＭｎＳの析出を抑制する方法が開示されている。
【０００５】
しかしながら、上記方法にて十分な効果を得るためには、高価な副原料を多量に添加する必要が有り、著しいコストアップとなる。そこで、ＣａやＲＥＭ等の副原料を添加することなく、結晶粒成長性を改善することが強く望まれる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、コアを歪取焼鈍する際の結晶粒成長性を向上させた無方向性電磁鋼板の製造手段を提供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、１．５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦４．０％を含有し、かつ、Ｓ：０．００５％を超えないように含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物元素よりなる鋼片を熱間圧延後、熱延板焼鈍を施し、次いで、一回または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施し、次いで連続焼鈍ラインにおける仕上焼鈍を施す、結晶粒径が５０μｍ以下であり、かつ０．１μｍ以下の析出物存数をＮ（個／ｍｍ2）としたとき、任意の断面においてＮ≦５０００を満足する無方向性電磁鋼板の製造方法において、前記熱延板焼鈍における焼鈍温度をＴ（℃）、焼鈍時間をｔ（ｓ）、鋼片のＭｎ含有量を［Ｍｎ］（質量％）としたとき、下記式（１）を満足し、
９２０＋１５０×［Ｍｎ］≦Ｔ≦１０２０＋１５０×［Ｍｎ］  ・・・（１）
かつ、ｔ≧６０を満足する条件で熱延板焼鈍を行うことを特徴とする加工性が良好で、加工して歪取焼鈍した後の鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法、を要旨とする。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
発明者らは、熱延板焼鈍条件と歪取焼鈍（コア焼鈍に相当）後の鉄損の関係について、適正な熱延板焼鈍温度及び時間が存在することを実験にて見出した。以下にその詳細を説明する。
【００１０】
実験室の真空溶解炉にて、質量％でＳｉ：２．０％、Ａｌ：０．４％、Ｃ：０．００１５％、およびＭｎを、０．２％、０．４％、０．７％、１．０％をそれぞれ含有する鋼片を作製した。このときのＳ量は、２０ｐｐｍであった。各成分の鋼片に対し１１００℃の加熱を施した後、熱延を行い２．１ｍｍの板厚とし、Ｔ℃（Ｔ＝９００、９５０、１０００、１０５０、１１００、１１５０、１２００）×６０秒にて熱延板焼鈍を行った。さらに酸洗を行い、冷間圧延により板厚０．５０ｍｍとした後、８００℃×３０ｓにて仕上焼鈍を施した。この試料について７５０℃×２時間にて歪取焼鈍を行い、その後ＳＳＴ法により磁気測定を行った。磁気測定は、各条件の試料数２で行い、Ｌ方向とＣ方向の平均値を求めた。
【００１１】
歪取焼鈍後の熱延板焼鈍条件と磁気特性の結果を表１に示す。鉄損Ｗ１５／５０の値は各Ｍｎ量に応じて熱延板焼鈍温度Ｔに最適値が存在することがわかる。すなわち、３．０Ｗ／ｋｇ以下の鉄損値を有する温度条件は、Ｍｎ：０．２％のときに９５０〜１０５０℃、Ｍｎ：０．４％のときに１０００〜１０５０℃、Ｍｎ：０．７％のときに１０５０〜１１００℃、Ｍｎ：１．０％のときに１１００〜１１５０℃、であった。
【００１２】
【表１】
0004987190.tif 000002
【００１３】
熱延板焼鈍温度に最適値が存在する理由は、Ｍｎ：０．２％材を例にとると、以下のように推定される。Ｔ＝９００℃にて鉄損が３．０Ｗ／ｋｇを越える理由は、Ｔが低過ぎるために熱延板にて存在するＭｎＳの微細析出物がそのまま仕上げ焼鈍後まで残存し、その結果、歪取焼鈍にて結晶粒成長が十分でなかったため、と推察される。一方、Ｔ＝９５０〜１０５０℃にて鉄損が３．０Ｗ／ｋｇ以下で良好であった理由は、Ｔが適度に高いため熱延板中に存在したＭｎＳの微細析出物が固溶し、その結果、ＭｎＳの粗大析出が進行し歪取焼鈍にて結晶粒が十分に成長したため、と推察される。また、Ｔ≧１１００℃にて鉄損が３．０Ｗ／ｋｇを越える理由は、Ｔが高過ぎるためにＭｎＳが相当量再固溶し、そのＳが熱延板焼鈍冷却中または仕上焼鈍中に再度微細析出してしまい、その結果、歪取焼鈍にて結晶粒が十分に成長しなかったため、と推察される。
【００１４】
上記推察を確認するため、歪取焼鈍前の析出物観察を行った。各試料についてレプリカを作製し、透過電子顕微鏡にて粒成長性に有害な０．１μｍ以下の微細析出物の個数を測定した。その結果、鉄損３．０Ｗ／ｋｇ以下の試料２，３，４，１０，１１，１８，１９，２６，２７においては、微細析出物の数は５０００個／ｍｍ2以下であり、上記考察を裏付ける結果となった。
【００１５】
鉄損３．０Ｗ／ｋｇ以下となる最適温度は、Ｍｎ量の増加に伴い増大する傾向であった。この理由は、Ｍｎ量増加に伴いＭｎＳ固溶温度が増加するため、と推察される。具体的な鉄損良好温度Ｔの範囲は、Ｍｎ量の関数として以下の式で示される。
９２０＋１５０×［Ｍｎ（％）］≦Ｔ≦１０２０＋１５０×［Ｍｎ（％）］…（１）
上記Ｔの範囲において、さらなる鉄損良好な範囲、すなわち鉄損２．９Ｗ／ｋｇ以下の領域は、Ｍｎ量の関数として以下で示される。
【００１６】
９４５＋１５０×［Ｍｎ（％）］≦Ｔ≦９９５＋１５０×［Ｍｎ（％）］…（２）
次に上記試験材のうちの一つである、Ｓｉ：２．０％、Ａｌ：０．４％、Ｃ：０．００１５％、Ｍｎ：０．２％、Ｓ：２０ｐｐｍを含有する鋼片において、１１００℃加熱の後２．１ｍｍの熱延板を作製し、１０２０℃×ｔ秒（ｔ＝１０、４０、６０、９０、１２０、１８０、３００、６００）にて熱延板焼鈍を行なった。さらに酸洗を行い、冷間圧延により板厚０．５０ｍｍとした後、８００℃×３０ｓにて仕上焼鈍を施した。本試料について７５０℃×２時間にて歪取焼鈍を行い、その後ＳＳＴ法により磁気測定を行った。磁気測定は、各条件の試料数２で行い、Ｌ方向とＣ方向の平均値を求めた。
【００１７】
【表２】
0004987190.tif 000003
【００１８】
歪取焼鈍後の熱延板焼鈍条件と磁気特性の結果を表２に示す。本試験における熱延板焼鈍温度Ｔは、表１の鉄損良好範囲内、すなわち式（１）さらには（２）を満足する範囲に含まれる。表２のうち、鉄損Ｗ１５／５０≦３．０Ｗ／ｋｇを満足する良好な熱延板焼鈍時間ｔの領域はｔ≧６０秒であった。さらに鉄損良好な範囲、すなわちＷ１５／５０≦２．８Ｗ／ｋｇを満足する範囲は、ｔ≧１２０秒であった。
【００１９】
熱延板焼鈍時間ｔが高い領域で鉄損が良好であった理由は、熱延板中に存在したＭｎＳの微細析出物が固溶し、さらにＭｎＳの粗大析出が進行する際に、ある程度の時間が必要であるため、と推察される。
以上より、本発明者らは、無方向性電磁鋼鈑の歪取焼鈍時の結晶粒成長性を改善する手段として、ＣａやＲＥＭなどを添加することなく、Ｍｎ量に応じた熱延板焼鈍を施すことにより、本発明を完成させた。
【００２０】
続いて本発明における数値限定理由について示す。Ｃを０．０１０％以下としたのは、この値を超えると炭化物析出のため鉄損劣化が著しくなるためである。
Ｍｎは、結晶粒成長性を劣化させないため硫化物を粗大析出させる必要から、その下限を０．０５％とした。また、Ｍｎは過度に添加すると変態を生じてしまい、熱延板焼鈍中の粒組織に多大な悪影響を及ぼすため上限を１．０％とした。
【００２１】
Ｓｉ、Ａｌ量は、鉄損低減を目的とした電気抵抗の増加、及び、熱延板焼鈍中に変態を生じさせない意味である程度の量添加する必要があるものの、過度に添加すると結晶粒成長性を低下させるため、その範囲を１．５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦４．０％とした。
鋼中のＳ量は、実施例１に示すように、０．００５％を超えると結晶粒成長性を劣化させるため、この値を上限とした。この範囲内でさらに良好な範囲は０．００３％以下であり、さらに言えば０．００２％以下がより好ましい。
【００２２】
製品板の結晶粒径、すなわち歪取焼鈍前の結晶粒径については、その上限を５０μｍに限定した。この理由は、金型にてモータコアを打ち抜く際に結晶粒径が５０μｍを越えるとダレ、カエリ等の加工性不良が発生する場合があるからである。
製品板の微細析出物の個数、すなわち歪取焼鈍前の鋼板における０．１μｍサイズ以下の析出物の存在数上限を５０００個／ｍｍ2とした。この理由は、微細析出物の個数が５０００個／ｍｍ2を越えると結晶粒成長性を劣化させるためである。
【００２３】
次に製造工程について説明する。スラブ加熱温度は特に限定しないが、ＭｎＳ固溶防止の観点から１２００℃以下、さらには１１５０℃以下が好ましい。熱延板焼鈍に関しては、これまで詳述した通りである。冷延圧下率は、６５〜９０％の範囲で行うことが製品板における集合組織制御、すなわち磁束密度向上の観点から好ましい。仕上焼鈍に関しては、温度９５０℃以下、かつ、時間９０秒以下で行うことが好ましい。この理由は、温度が高過ぎるまたは時間が長過ぎると、製品板結晶粒径が５０μｍを越えてしまい、加工性劣化を引き起こすためである。
【００２４】
【実施例】
（実施例１）
Ｓｉ：１．０％、Ａｌ：１．２％、Ｍｎ：０．３％、Ｃ：０．００１４％からなる成分において、Ｓ量を４種類変化させた鋼片を実験室真空溶解にて作製した。続いて、本鋼片を１１００℃に加熱した後熱延を行い、２．３ｍｍ板厚とし、１０００℃×ｔ秒（ｔ＝３０、６０、１２０、２４０）にて焼鈍を行った。酸洗を行なった後、冷間圧延により板厚を０．５ｍｍとした後、８００℃×４０秒にて仕上焼鈍を施した。
【００２５】
この試料について７５０℃×２時間にて歪取焼鈍を行い、その後ＳＳＴ法により磁気測定を行った。磁気測定は、各条件の試料数２で行い、Ｌ方向とＣ方向の平均値を求めた。
歪取焼鈍後の熱延板焼鈍条件と磁気特性の結果を表３に示す。Ｓ量が５０ｐｐｍ以下でかつ焼鈍時間ｔが６０秒以上の条件において、鉄損が３．０Ｗ／ｋｇ以下であり良好であった。Ｓ量に関しては、３０ｐｐｍ以下であれば鉄損の観点からより好ましく、２０ｐｐｍ以下であればさらに好ましい。
【００２６】
【表３】
0004987190.tif 000004
【００２７】
【発明の効果】
本発明は、電気機器鉄心材料として使用される無方向性電磁鋼板に関し、加工性が良好であり、かつ加工して歪取焼鈍した後の鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものであり、その工業的効果は甚大である。