圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
【課題】圧延方向の磁気特性の優れた電磁鋼板を得る。
【解決手段】Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｓｉ：２．０〜４．０％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ａｌ：０．１〜２．０％を含有し、Ｃ＋Ｎ：０．００２〜０．００８％である鋼（スラブ）を、熱間圧延し、必要に応じて、熱延板焼鈍を施し、その後、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、次いで、仕上げ焼鈍を施し、その後、必要に応じて、絶縁被膜処理を施すことからなる無方向性電磁鋼板の製造方法において、最終の冷間圧延前の結晶粒径を１００μｍ以上とし、最終の冷間圧延で、圧下率４０〜７５％で冷間圧延を施すとともに、最終の冷間圧延のパス間に、５０〜３００℃の温度域で１〜１０分の時効処理を施すことを特徴とする圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【解決手段】Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｓｉ：２．０〜４．０％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ａｌ：０．１〜２．０％を含有し、Ｃ＋Ｎ：０．００２〜０．００８％である鋼（スラブ）を、熱間圧延し、必要に応じて、熱延板焼鈍を施し、その後、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、次いで、仕上げ焼鈍を施し、その後、必要に応じて、絶縁被膜処理を施すことからなる無方向性電磁鋼板の製造方法において、最終の冷間圧延前の結晶粒径を１００μｍ以上とし、最終の冷間圧延で、圧下率４０〜７５％で冷間圧延を施すとともに、最終の冷間圧延のパス間に、５０〜３００℃の温度域で１〜１０分の時効処理を施すことを特徴とする圧延方向の磁気特性に優れた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、分割コアなど、圧延方向の磁気特性が重視されるコアに好適な無方向性電磁鋼板を製造する製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、モーターのステータコアとして自動車分野などで増加している分割コアは、鋼板の磁性良好な方向をコアの磁束が集中する方向、例えば、ティース方向にそろえることができるので、モーター効率の向上が期待できる。従って、圧延方向に磁気特性の優れた電磁鋼板は、分割コアに適した材料の一つと言える。
【０００３】
ただし、二次再結晶法で製造される一方向性電磁鋼板は、コストが高いことと、グラス皮膜がコアの打抜き性を劣化させることから、モーター用の鋼板として用いるのは、一般に困難である。
【０００４】
圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法として、例えば、特許文献１には、Ｓｉを２．０質量％以下、Ａｌを１．０質量％以上とし、仕上げ焼鈍後に圧下率３〜１０％のスキンパス圧延を施し、その後、歪取り焼鈍を施す技術が開示されている。
【０００５】
また、特許文献２には、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行う製造方法で、最終冷間圧延時のＣ含有量を０．００５〜０．０５質量％、最終冷間圧延における圧下率を３０〜８０％とする製造技術が開示されている。この技術では、Ｃ含有量が多いため、磁気時効が生じ易く、場合によっては、脱炭工程が必要になる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００６−２６５７２０号公報
【特許文献２】特開２００９−２０３５２０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、圧延方向の磁気特性に優れ、かつ、磁気時効による鉄損特性の劣化を低減できる電磁鋼板を、安定的に提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
鋼組成、及び、冷間圧延前の結晶粒径を適切に調整し、冷間圧延を、中間焼鈍を挟み二回以上行い、最終冷間圧延での圧下率を適切に調整し、更に、最終冷延において、パス毎に時効処理を施すことによって、圧延方向の磁気特性が極めて優れた無方向性電磁鋼板を製造することができる。本発明においては、パス間の時効処理は、温度と時間を適切に制御する。本発明の要旨は、以下の通りである。
【０００９】
（１）質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．００５％、
Ｎ：０．００１〜０．００５％
Ｓｉ：２．０〜４．０％、
Ｍｎ：０．０５〜１．０％、
Ａｌ：０．１〜２．０％
を含有し、
Ｃ＋Ｎ：０．００２〜０．００８％
であり、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００５％以下で、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延し、必要に応じて、熱延板焼鈍を施し、その後、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、次いで、仕上げ焼鈍を施し、その後、必要に応じて、絶縁被膜処理を施すことからなる無方向性電磁鋼板の製造方法において、最終の冷間圧延前の結晶粒径を１００μｍ以上とし、最終の冷間圧延で、圧下率４０〜７５％で冷間圧延を施すとともに、最終の冷間圧延のパス間に、５０〜３００℃の温度域で１〜１０分の時効処理を施すことを特徴とする圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１０】
（２）前記スラブが、Ｓｎ及びＳｂの１種又は２種を合計０．０１〜０．２質量％含むことを特徴とする、請求項１に記載の圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、圧延方向の磁気特性が極めて優れた無方向性電磁鋼板を製造することができ、分割コアを用いたモーターの高効率化を図ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】二回目の冷間圧延時のパス間時効の時効時間３分における時効温度と圧延方向の磁束密度Ｂ50の関係を示す図である。
【図２】二回目の冷間圧延時のパス間時効の時効温度２００℃における時間と圧延方向の磁束密度Ｂ50の関係を示す図である。
【図３】二回目の冷間圧延前の中間焼鈍板の平均結晶粒径と圧延方向の磁束密度Ｂ50の関係を示す図である。
【図４】二回目の冷間圧延時の圧下率と圧延方向の磁束密度Ｂ50の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明について、構成要件毎に詳述する。
【００１４】
鋼の成分組成を限定する理由は下記の通りである。
【００１５】
＜Ｃ：０．００１〜０．００５質量％＞
Ｃは、鉄損を上昇させる作用を呈し磁気時効を生じさせる。従って、Ｃは０．００５質量％以下とする。ただし、少なすぎると、冷間圧延時のパス間の時効による集合組織改善効果が発現しないので、Ｃは、０．００１質量％以上とする。好ましくは、０．００２〜０．００５質量％である。
【００１６】
＜Ｓｉ：２．０〜４．０質量％＞
Ｓｉは、鋼の固有抵抗を増加させ、また、鉄損を低減する作用を呈する。この作用を得るためには、２質量％以上が必要である。一方、Ｓｉが４質量％を超えると、鋼が脆化し、圧延性が低下する。従って、Ｓｉは、２．０〜４．０質量％とする。好ましくは、２．０〜３．５質量％である。
【００１７】
＜Ｍｎ：０．０５〜１．０質量％＞
Ｍｎは、鋼の固有抵抗を高め、また、硫化物を粗大化して無害化する作用を呈する。この作用を得るためには、０．０５質量％以上が必要である。一方、Ｍｎが１．０質量％を超えると、磁束密度の低下及びコストの上昇を招くとともに、冷延時に割れ易くなる。従って、Ｍｎは、０．０５〜１．０質量％とする。好ましくは、０．１〜０．５質量％である。
【００１８】
＜Ａｌ：０．１〜２．０質量％＞
Ａｌは、脱酸材として有効であり、更に、窒化物を粗大にして無害化することもできる。また、Ｓｉと同様に、鋼の固有抵抗を増加させ、鉄損を低減させる。これらの作用を得るためには、０．１質量％以上が必要である。しかし、２．０質量％を超えると、鋼が脆化し、圧延性が低下する。従って、Ａｌは、０．１〜２．０質量％とする。好ましくは、０．２〜２．０質量％である。
【００１９】
＜Ｎ：０．００１〜０．００５質量％＞
Ｎは、微細析出物を形成して、焼鈍中の結晶粒成長を妨げる。従って、Ｎは、０．００５質量％以下とする。ただし、少なすぎると、冷間圧延時のパス間の時効による集合組織改善効果が発現しないので、Ｎは、０．００１質量％以上とする。好ましくは、０．００１〜０．００４質量％である。
【００２０】
＜Ｃ＋Ｎ：０．００２〜０．００８質量％＞
ＣとＮは、冷間圧延時のパス間の時効による集合組織改善効果を発現させるうえで重要な元素である。集合組織改善効果を得るため、Ｃ＋Ｎは、０．００２質量％以上が必要である。一方、Ｃ＋Ｎが０．００８質量％を超えると、析出物により磁性が悪化する。それ故、Ｃ＋Ｎは、０．００２〜０．００８質量％とする。好ましい範囲は、０．０２〜０．０７質量％、更に好ましい範囲は、０．０２〜０．０６質量％である。
【００２１】
＜不純物＞
Ｓ、Ｔｉ、及び、Ｏは、析出物を形成して、焼鈍中の粒成長を妨げ、磁性を劣化させるので、いずれの元素も、０．００５質量％以下とする。好ましくは、いずれも、０．００３質量％以下である。
【００２２】
＜Ｓｎ及びＳｂ：１種又は２種を合計０．０１〜０．２質量％＞
Ｓｎ及びＳｂは、集合組織改善や焼鈍時の窒化・酸化抑制に有効である。その効果を得るため、１種又は２種を、合計０．０１質量％以上含む必要がある。あまり多すぎると、効果は飽和し、更に、鋼の脆化や結晶粒成長抑制などに悪影響を及ぼすので、０．２質量％以下とする。好ましくは、０．０３〜０．１５質量％である。
【００２３】
＜その他添加元素＞
特に規定はしないが、集合組織改善のため、Ｎｉを０．５〜５質量％、固有抵抗増加のため、Ｃｒを０．５〜５質量％、不純物析出抑制を目的に、希土類を０．００１〜０．０５質量％、硬度増加のため、Ｐを０．００５〜０．１質量％、Ｃｕを０．１〜３質量％、適宜添加してもよい。
【００２４】
本発明は、その他規定していない不可避的元素を含み、残部はＦｅである。
【００２５】
次に、製造方法について説明する。
【００２６】
本発明は、先に述べた成分組成のスラブを、熱間圧延し、必要に応じて、熱延板焼鈍を施し、その後、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、次いで、仕上げ焼鈍を施し、その後、必要に応じて、絶縁被膜処理を施すことからなる無方向性電磁鋼板の製造方法において、最終の冷間圧延前の結晶粒径を１００μｍ以上とし、最終の冷間圧延で、圧下率４０〜７５％で冷間圧延を施すとともに、最終の冷間圧延のパス間に、５０〜３００℃の温度域で１〜１０分の時効処理を施すことを特徴とする、分割コア用の無方向性電磁鋼板を製造する製造方法である。
【００２７】
中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行うことにより、冷間圧延が１回の場合より高い磁束密度が得られることは、先に示した特許文献などで公知であるが、下記条件をすべて満足することにより、磁束密度は飛躍的に改善される。
【００２８】
＜最終冷間圧延におけるパス間時効処理：５０〜３００℃の温度域で１〜１０分＞
（実験１）パス間時効処理
表１に示す成分組成を有するインゴットを真空溶解で溶解して溶製し、１１００℃で１時間加熱し、その後、熱間圧延によって、厚さ２．５ｍｍの熱延板とした。この熱延板に、１０００℃、１分の熱延板焼鈍を施して、熱延焼鈍板とした。熱延焼鈍板を酸洗した後、１回目の冷間圧延で、厚さ０．８ｍｍの中間冷延板とし、更に、この中間冷延板に、１０００℃，１分の中間焼鈍を施し中間焼鈍板とした。
【００２９】
得られた中間焼鈍板に、２回目の冷間圧延を、パス間で、５０℃〜４００℃、１〜６０分の時効処理を施しながら実施し、厚さ０．３５ｍｍの最終冷延板を得た。同時に、パス間の時効処理を施さない最終冷延板も作製した。続いて、最終冷延板に、１０００℃、３０秒の仕上げ焼鈍を施して、最終焼鈍板とした。
【００３０】
【表１】
【００３１】
最終焼鈍板から、単板試験片を切り出し、磁束密度Ｂ50を測定した。最終冷延時のパス間の時効時間３分における時効温度と圧延方向の磁束密度Ｂ50の関係を図１に示す。時効温度が５０℃以上、３００℃以下で、圧延方向のＢ50が、時効処理を行っていない材料に対して上昇することが分かった。
【００３２】
また、図２に、時効温度２００℃における時効時間と磁束密度の関係を示す。１分の時効であっても、時効処理がない場合に比べて、磁束密度の向上が見られた。また、仕上げ焼鈍板に、２００℃、１００時間の処理を行った場合の鉄損Ｗ15／50の劣化は３％以内であった。従って、脱炭は不要であった。
【００３３】
以上から、脱炭が不要な低レベルのＣ含有量であっても、最終の冷間圧延時のパス間に時効処理を施すことによって、圧延方向に高い磁束密度を有する無方向性電磁鋼板を製造することができることが分かった。メカニズムは必ずしも明確でないが、パス間時効処理によって、最終焼鈍後の集合組織が、圧延方向の磁性向上に寄与する｛１１０｝＜００１＞近傍の方位を強く含むように改善されたためと推測される。
【００３４】
集合組織の改善には、加工で導入された転移と固溶炭素の相互作用が寄与しているものと推測される。従って、ある程度の固溶炭素を含み、時効処理を適切に行うことによって、圧延方向の磁束密度を向上させることができる。
【００３５】
以上から、本発明の最終冷間圧延のパス時効処理の温度域は、図１において、圧延方向の磁束密度の増加が観察された５０〜３００℃とする。好ましくは、１５０〜３００℃である。時効時間は、図２から明らかなように、１分でも圧延方向の磁束密度の向上効果があり、また、１０分以上では、該向上効果が飽和するので、１〜１０分とした。
【００３６】
＜最終冷間圧延前の平均結晶粒径：１００μｍ以上＞
（実験２）最終冷間圧延前の平均結晶粒径
実験１で使用した厚さ２．５ｍｍの熱延焼鈍板に、一回目の冷間圧延を施し、０．８ｍｍの中間冷延板とした。その後、９００〜１０５０℃、１分の中間焼鈍を施して、中間焼鈍板とした。中間焼鈍板の平均の結晶粒径は、６０〜２５０μｍの範囲で変化させた。
【００３７】
その後、２回目の冷間圧延を、パス間で２００℃、３分の時効処理を施しながら実施し、厚さ０．３５ｍｍの最終冷延板を得た。最終冷延板に、１０００℃、３０秒の仕上げ焼鈍を施して、最終焼鈍板とし、最終焼鈍板から単板試験片を切り出し、磁束密度Ｂ50を測定した。
【００３８】
二回目の冷間圧延前の平均結晶粒径と圧延方向の磁束密度Ｂ50の関係を図３に示す。二回目の冷間圧延前の平均結晶粒径が大きくなるのに伴い、圧延方向のＢ50が上昇するのが観察された。
【００３９】
図３から分かるように、圧延方向の磁束密度Ｂ50は、最終の冷間圧延前の平均結晶粒径が１００μｍ以上で顕著に上昇し始め、その後も、平均結晶粒径とともに上昇し続ける。１００μｍ以下では、圧延方向の磁気特性の向上に有効な｛１１０｝＜００１＞集合組織が、最終焼鈍後に十分発達しないため、磁束密度が向上しないと推測される。
【００４０】
｛１００｝＜００１＞集合組織を十分発達させるため、本発明では、最終冷間圧延前の平均結晶粒径を１００μｍ以上とする。好ましくは、１５０μｍ以上、更に好ましくは、２０００μｍ以上とする。
【００４１】
＜最終冷間圧延の圧下率：４０〜７５％＞
（実験３）最終冷間圧延の圧下率
実験１で使用した厚さ２．５ｍｍの熱延焼鈍板に、一回目の冷間圧延を、圧下率を変えて施し、０．４５〜２．３ｍｍの中間冷延板とした。その中間冷延板に、１０００℃、１分の中間焼鈍を施し、その後、２回目の冷間圧延を、パス間で、２００℃、３分の時効処理を施しながら実施し、厚さ０．３５ｍｍの最終冷延板を得た。
【００４２】
最終の冷間圧延の圧下率は３０〜８５％の範囲で変化させた。その後、最終冷延板に、１０００℃、３０秒の仕上げ焼鈍を施して、最終焼鈍板とし、最終焼鈍板から単板試験片を切り出し、磁束密度Ｂ50を測定した。
【００４３】
二回目の冷間圧延時の圧下率と延方向の磁束密度Ｂ50の関係を図４に示す。圧下率が４０〜７０％の間で、圧延方向のＢ50の上昇が観察された。
【００４４】
最終冷間圧延の圧下率は、図４から、４０〜７５％とする。圧延方向の磁束密度の向上に有効な｛１１０｝＜００１＞集合組織を発達させるには、圧下率を４０％以上とする必要がある。一方、圧下率を７５％より大きくすると、磁束密度を低下させる｛１１１｝／／ＮＤ集合組織が発達して、図４に示すような現象が観察されるものと推測される。好ましくは、圧下率を４５〜７０％、更に好ましくは、５５〜７０％とする。
【００４５】
＜その他の製造方法＞
一般的な鋼板の製造方法を適用できる。即ち、転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理して所定の成分組成に調整し、引き続き、鋳造、熱間圧延を行い、熱延板とする。熱間圧延におけるスラブ加熱温度や加工温度、巻取り温度等は、特に制限されることはない。
【００４６】
熱延板焼鈍は、必ずしも必要でないが、行うことによって、最終焼鈍板の集合組織に、｛１１０｝＜００１＞の発達を強く促進することができるので、優れた磁気特性を得るためには、実施することが望ましい。次いで、中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を施して所定の板厚とし、その後、最終仕上げ焼鈍を施し、必要に応じて、絶縁被膜処理を施して、製品板とする。
【００４７】
なお、中間焼鈍を挟む冷間圧延の回数を増やすことで、最終焼鈍後の集合組織に、｛１１０｝＜００１＞の発達を強く促進することができるので、より磁束密度を向上させることができる。
【実施例】
【００４８】
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【００４９】
＜実施例１＞
表２に示す成分組成の鋼を、熱間圧延により２．５ｍｍの熱延板とし、その後、１０００℃、１分の熱延板焼鈍を施して、熱延焼鈍板とした。酸洗後、１回目の冷間圧延で、厚さ０．８ｍｍの中間冷延板とし、更に、この中間冷延板に、１０００℃，１分の中間焼鈍を施し、中間焼鈍板とした。
【００５０】
得られた中間焼鈍板に、２回目の冷間圧延を、パス間で、２００℃、３分の時効処理を施しながら実施し、厚さ０．３５ｍｍの最終冷延板を得た。続いて、最終冷延板に、１０００℃、３０秒の仕上げ焼鈍を施して、最終焼鈍板とした。最終焼鈍板から単板試験片を切り出し、圧延方向の磁束密度Ｂ50と鉄損Ｗ10／400を測定した。
【００５１】
また、仕上げ焼鈍直後に、２００℃×１００時間の時効処理を行った試験片について、鉄損Ｗ15／50を測定し、時効処理による鉄損の劣化が３％以上あったものを、磁気時効が生じたものと判断した。
【００５２】
磁気測定の結果を表２に示す。本発明では、圧延方向の磁束密度Ｂ50が１．７８Ｔ以上と非常に高く、圧延方向の鉄損Ｗ10／400は１５Ｗ／ｋｇ以下で小さい。更に、磁気時効は起こらない。
【００５３】
【表２】
【００５４】
一方、比較例は、以下の通りである。
【００５５】
比較例Ｂ１及びＢ３は、基本成分が同じ発明例Ａ１などと比較して、鉄損は同等であるが、磁束密度Ｂ50が低い。ＣとＮが少ないため、パス間時効の効果が得られなかったと推測される。Ｂ２及びＢ４は、Ｃが多く、磁気時効で、鉄損は劣化した。Ｂ５は、Ｓｉが１．５％と少ないため、固有抵抗が小さく、磁束密度は高いが、鉄損は大きい。
【００５６】
Ｂ６は、Ｓｉが多いため鋼が脆化し、冷間圧延で鋼板が破断した。Ｂ７は、鉄損が大きい。Ｍｎが少ないため、熱延で硫化物が微細に析出し、仕上げ焼鈍時に結晶粒成長を妨げたと推測される。
【００５７】
Ｂ８は、Ｍｎが多すぎるため、冷間圧延で破断した。Ｂ９は、鉄損が大きい。これは、Ａｌが少ないことによる窒化物の微細析出が原因と推定される。Ｂ１０は、Ａｌが多すぎて、冷間圧延で破断した。Ｂ１１〜Ｂ１３は、Ｓ、Ｔｉ、及び／又は、Ｏの不純物が多く、鉄損が大きい。
【００５８】
＜実施例２＞
表１に示す成分組成を有するインゴットを用い、実験２及び３に記載の方法で、最終冷延板を得た。最終冷間圧延前の結晶粒径、最終冷間圧延の圧下率、最終冷間圧延の際のパス間に行う時効処理条件とともに、得られた鋼板の圧延方向の磁束密度Ｂ50と鉄損Ｗ10／400を、表３に示す。
【００５９】
発明例により、必要以上の時間をかけずに、効率よく、１．８１Ｔ以上の高い磁束密度をもつ鋼板を得ることができることが分る。鉄損は、１３Ｗ／ｋｇ以下である。
【００６０】
【表３】
【００６１】
一方、比較例は、以下の通りである。
【００６２】
比較例Ｄ１は、最終冷間圧延前の平均結晶粒径が７５μｍと小さいため、発明例と比べて、磁束密度が低く、鉄損も大きい。Ｄ２は、最終冷間圧延の圧下率が小さく、Ｄ３は、最終冷間圧延の圧下率が大きすぎて、磁束密度が低く、鉄損は大きい。
【００６３】
Ｄ４は、パス間時効処理の温度が低く、Ｄ５は、逆に、温度が高く、また、Ｄ６は、時効処理の時間が短いため、磁束密度が低く、鉄損は大きい。Ｄ７は、高い磁束密度と低い鉄損は得られるが、パス間時効の時間が長すぎるため、生産性が悪い。
【産業上の利用可能性】
【００６４】
前述したように、本発明によれば、圧延方向の磁気特性が極めて優れた無方向性電磁鋼板を製造することができ、分割コアを用いたモーターの高効率化を図ることができる。よって、本発明は、電磁鋼板製造及び利用産業において、利用可能性が高いものである。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、分割コアなど、圧延方向の磁気特性が重視されるコアに好適な無方向性電磁鋼板を製造する製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、モーターのステータコアとして自動車分野などで増加している分割コアは、鋼板の磁性良好な方向をコアの磁束が集中する方向、例えば、ティース方向にそろえることができるので、モーター効率の向上が期待できる。従って、圧延方向に磁気特性の優れた電磁鋼板は、分割コアに適した材料の一つと言える。
【０００３】
ただし、二次再結晶法で製造される一方向性電磁鋼板は、コストが高いことと、グラス皮膜がコアの打抜き性を劣化させることから、モーター用の鋼板として用いるのは、一般に困難である。
【０００４】
圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法として、例えば、特許文献１には、Ｓｉを２．０質量％以下、Ａｌを１．０質量％以上とし、仕上げ焼鈍後に圧下率３〜１０％のスキンパス圧延を施し、その後、歪取り焼鈍を施す技術が開示されている。
【０００５】
また、特許文献２には、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行う製造方法で、最終冷間圧延時のＣ含有量を０．００５〜０．０５質量％、最終冷間圧延における圧下率を３０〜８０％とする製造技術が開示されている。この技術では、Ｃ含有量が多いため、磁気時効が生じ易く、場合によっては、脱炭工程が必要になる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００６−２６５７２０号公報
【特許文献２】特開２００９−２０３５２０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、圧延方向の磁気特性に優れ、かつ、磁気時効による鉄損特性の劣化を低減できる電磁鋼板を、安定的に提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
鋼組成、及び、冷間圧延前の結晶粒径を適切に調整し、冷間圧延を、中間焼鈍を挟み二回以上行い、最終冷間圧延での圧下率を適切に調整し、更に、最終冷延において、パス毎に時効処理を施すことによって、圧延方向の磁気特性が極めて優れた無方向性電磁鋼板を製造することができる。本発明においては、パス間の時効処理は、温度と時間を適切に制御する。本発明の要旨は、以下の通りである。
【０００９】
（１）質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．００５％、
Ｎ：０．００１〜０．００５％
Ｓｉ：２．０〜４．０％、
Ｍｎ：０．０５〜１．０％、
Ａｌ：０．１〜２．０％
を含有し、
Ｃ＋Ｎ：０．００２〜０．００８％
であり、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００５％以下で、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延し、必要に応じて、熱延板焼鈍を施し、その後、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、次いで、仕上げ焼鈍を施し、その後、必要に応じて、絶縁被膜処理を施すことからなる無方向性電磁鋼板の製造方法において、最終の冷間圧延前の結晶粒径を１００μｍ以上とし、最終の冷間圧延で、圧下率４０〜７５％で冷間圧延を施すとともに、最終の冷間圧延のパス間に、５０〜３００℃の温度域で１〜１０分の時効処理を施すことを特徴とする圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１０】
（２）前記スラブが、Ｓｎ及びＳｂの１種又は２種を合計０．０１〜０．２質量％含むことを特徴とする、請求項１に記載の圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、圧延方向の磁気特性が極めて優れた無方向性電磁鋼板を製造することができ、分割コアを用いたモーターの高効率化を図ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】二回目の冷間圧延時のパス間時効の時効時間３分における時効温度と圧延方向の磁束密度Ｂ50の関係を示す図である。
【図２】二回目の冷間圧延時のパス間時効の時効温度２００℃における時間と圧延方向の磁束密度Ｂ50の関係を示す図である。
【図３】二回目の冷間圧延前の中間焼鈍板の平均結晶粒径と圧延方向の磁束密度Ｂ50の関係を示す図である。
【図４】二回目の冷間圧延時の圧下率と圧延方向の磁束密度Ｂ50の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明について、構成要件毎に詳述する。
【００１４】
鋼の成分組成を限定する理由は下記の通りである。
【００１５】
＜Ｃ：０．００１〜０．００５質量％＞
Ｃは、鉄損を上昇させる作用を呈し磁気時効を生じさせる。従って、Ｃは０．００５質量％以下とする。ただし、少なすぎると、冷間圧延時のパス間の時効による集合組織改善効果が発現しないので、Ｃは、０．００１質量％以上とする。好ましくは、０．００２〜０．００５質量％である。
【００１６】
＜Ｓｉ：２．０〜４．０質量％＞
Ｓｉは、鋼の固有抵抗を増加させ、また、鉄損を低減する作用を呈する。この作用を得るためには、２質量％以上が必要である。一方、Ｓｉが４質量％を超えると、鋼が脆化し、圧延性が低下する。従って、Ｓｉは、２．０〜４．０質量％とする。好ましくは、２．０〜３．５質量％である。
【００１７】
＜Ｍｎ：０．０５〜１．０質量％＞
Ｍｎは、鋼の固有抵抗を高め、また、硫化物を粗大化して無害化する作用を呈する。この作用を得るためには、０．０５質量％以上が必要である。一方、Ｍｎが１．０質量％を超えると、磁束密度の低下及びコストの上昇を招くとともに、冷延時に割れ易くなる。従って、Ｍｎは、０．０５〜１．０質量％とする。好ましくは、０．１〜０．５質量％である。
【００１８】
＜Ａｌ：０．１〜２．０質量％＞
Ａｌは、脱酸材として有効であり、更に、窒化物を粗大にして無害化することもできる。また、Ｓｉと同様に、鋼の固有抵抗を増加させ、鉄損を低減させる。これらの作用を得るためには、０．１質量％以上が必要である。しかし、２．０質量％を超えると、鋼が脆化し、圧延性が低下する。従って、Ａｌは、０．１〜２．０質量％とする。好ましくは、０．２〜２．０質量％である。
【００１９】
＜Ｎ：０．００１〜０．００５質量％＞
Ｎは、微細析出物を形成して、焼鈍中の結晶粒成長を妨げる。従って、Ｎは、０．００５質量％以下とする。ただし、少なすぎると、冷間圧延時のパス間の時効による集合組織改善効果が発現しないので、Ｎは、０．００１質量％以上とする。好ましくは、０．００１〜０．００４質量％である。
【００２０】
＜Ｃ＋Ｎ：０．００２〜０．００８質量％＞
ＣとＮは、冷間圧延時のパス間の時効による集合組織改善効果を発現させるうえで重要な元素である。集合組織改善効果を得るため、Ｃ＋Ｎは、０．００２質量％以上が必要である。一方、Ｃ＋Ｎが０．００８質量％を超えると、析出物により磁性が悪化する。それ故、Ｃ＋Ｎは、０．００２〜０．００８質量％とする。好ましい範囲は、０．０２〜０．０７質量％、更に好ましい範囲は、０．０２〜０．０６質量％である。
【００２１】
＜不純物＞
Ｓ、Ｔｉ、及び、Ｏは、析出物を形成して、焼鈍中の粒成長を妨げ、磁性を劣化させるので、いずれの元素も、０．００５質量％以下とする。好ましくは、いずれも、０．００３質量％以下である。
【００２２】
＜Ｓｎ及びＳｂ：１種又は２種を合計０．０１〜０．２質量％＞
Ｓｎ及びＳｂは、集合組織改善や焼鈍時の窒化・酸化抑制に有効である。その効果を得るため、１種又は２種を、合計０．０１質量％以上含む必要がある。あまり多すぎると、効果は飽和し、更に、鋼の脆化や結晶粒成長抑制などに悪影響を及ぼすので、０．２質量％以下とする。好ましくは、０．０３〜０．１５質量％である。
【００２３】
＜その他添加元素＞
特に規定はしないが、集合組織改善のため、Ｎｉを０．５〜５質量％、固有抵抗増加のため、Ｃｒを０．５〜５質量％、不純物析出抑制を目的に、希土類を０．００１〜０．０５質量％、硬度増加のため、Ｐを０．００５〜０．１質量％、Ｃｕを０．１〜３質量％、適宜添加してもよい。
【００２４】
本発明は、その他規定していない不可避的元素を含み、残部はＦｅである。
【００２５】
次に、製造方法について説明する。
【００２６】
本発明は、先に述べた成分組成のスラブを、熱間圧延し、必要に応じて、熱延板焼鈍を施し、その後、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、次いで、仕上げ焼鈍を施し、その後、必要に応じて、絶縁被膜処理を施すことからなる無方向性電磁鋼板の製造方法において、最終の冷間圧延前の結晶粒径を１００μｍ以上とし、最終の冷間圧延で、圧下率４０〜７５％で冷間圧延を施すとともに、最終の冷間圧延のパス間に、５０〜３００℃の温度域で１〜１０分の時効処理を施すことを特徴とする、分割コア用の無方向性電磁鋼板を製造する製造方法である。
【００２７】
中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行うことにより、冷間圧延が１回の場合より高い磁束密度が得られることは、先に示した特許文献などで公知であるが、下記条件をすべて満足することにより、磁束密度は飛躍的に改善される。
【００２８】
＜最終冷間圧延におけるパス間時効処理：５０〜３００℃の温度域で１〜１０分＞
（実験１）パス間時効処理
表１に示す成分組成を有するインゴットを真空溶解で溶解して溶製し、１１００℃で１時間加熱し、その後、熱間圧延によって、厚さ２．５ｍｍの熱延板とした。この熱延板に、１０００℃、１分の熱延板焼鈍を施して、熱延焼鈍板とした。熱延焼鈍板を酸洗した後、１回目の冷間圧延で、厚さ０．８ｍｍの中間冷延板とし、更に、この中間冷延板に、１０００℃，１分の中間焼鈍を施し中間焼鈍板とした。
【００２９】
得られた中間焼鈍板に、２回目の冷間圧延を、パス間で、５０℃〜４００℃、１〜６０分の時効処理を施しながら実施し、厚さ０．３５ｍｍの最終冷延板を得た。同時に、パス間の時効処理を施さない最終冷延板も作製した。続いて、最終冷延板に、１０００℃、３０秒の仕上げ焼鈍を施して、最終焼鈍板とした。
【００３０】
【表１】
【００３１】
最終焼鈍板から、単板試験片を切り出し、磁束密度Ｂ50を測定した。最終冷延時のパス間の時効時間３分における時効温度と圧延方向の磁束密度Ｂ50の関係を図１に示す。時効温度が５０℃以上、３００℃以下で、圧延方向のＢ50が、時効処理を行っていない材料に対して上昇することが分かった。
【００３２】
また、図２に、時効温度２００℃における時効時間と磁束密度の関係を示す。１分の時効であっても、時効処理がない場合に比べて、磁束密度の向上が見られた。また、仕上げ焼鈍板に、２００℃、１００時間の処理を行った場合の鉄損Ｗ15／50の劣化は３％以内であった。従って、脱炭は不要であった。
【００３３】
以上から、脱炭が不要な低レベルのＣ含有量であっても、最終の冷間圧延時のパス間に時効処理を施すことによって、圧延方向に高い磁束密度を有する無方向性電磁鋼板を製造することができることが分かった。メカニズムは必ずしも明確でないが、パス間時効処理によって、最終焼鈍後の集合組織が、圧延方向の磁性向上に寄与する｛１１０｝＜００１＞近傍の方位を強く含むように改善されたためと推測される。
【００３４】
集合組織の改善には、加工で導入された転移と固溶炭素の相互作用が寄与しているものと推測される。従って、ある程度の固溶炭素を含み、時効処理を適切に行うことによって、圧延方向の磁束密度を向上させることができる。
【００３５】
以上から、本発明の最終冷間圧延のパス時効処理の温度域は、図１において、圧延方向の磁束密度の増加が観察された５０〜３００℃とする。好ましくは、１５０〜３００℃である。時効時間は、図２から明らかなように、１分でも圧延方向の磁束密度の向上効果があり、また、１０分以上では、該向上効果が飽和するので、１〜１０分とした。
【００３６】
＜最終冷間圧延前の平均結晶粒径：１００μｍ以上＞
（実験２）最終冷間圧延前の平均結晶粒径
実験１で使用した厚さ２．５ｍｍの熱延焼鈍板に、一回目の冷間圧延を施し、０．８ｍｍの中間冷延板とした。その後、９００〜１０５０℃、１分の中間焼鈍を施して、中間焼鈍板とした。中間焼鈍板の平均の結晶粒径は、６０〜２５０μｍの範囲で変化させた。
【００３７】
その後、２回目の冷間圧延を、パス間で２００℃、３分の時効処理を施しながら実施し、厚さ０．３５ｍｍの最終冷延板を得た。最終冷延板に、１０００℃、３０秒の仕上げ焼鈍を施して、最終焼鈍板とし、最終焼鈍板から単板試験片を切り出し、磁束密度Ｂ50を測定した。
【００３８】
二回目の冷間圧延前の平均結晶粒径と圧延方向の磁束密度Ｂ50の関係を図３に示す。二回目の冷間圧延前の平均結晶粒径が大きくなるのに伴い、圧延方向のＢ50が上昇するのが観察された。
【００３９】
図３から分かるように、圧延方向の磁束密度Ｂ50は、最終の冷間圧延前の平均結晶粒径が１００μｍ以上で顕著に上昇し始め、その後も、平均結晶粒径とともに上昇し続ける。１００μｍ以下では、圧延方向の磁気特性の向上に有効な｛１１０｝＜００１＞集合組織が、最終焼鈍後に十分発達しないため、磁束密度が向上しないと推測される。
【００４０】
｛１００｝＜００１＞集合組織を十分発達させるため、本発明では、最終冷間圧延前の平均結晶粒径を１００μｍ以上とする。好ましくは、１５０μｍ以上、更に好ましくは、２０００μｍ以上とする。
【００４１】
＜最終冷間圧延の圧下率：４０〜７５％＞
（実験３）最終冷間圧延の圧下率
実験１で使用した厚さ２．５ｍｍの熱延焼鈍板に、一回目の冷間圧延を、圧下率を変えて施し、０．４５〜２．３ｍｍの中間冷延板とした。その中間冷延板に、１０００℃、１分の中間焼鈍を施し、その後、２回目の冷間圧延を、パス間で、２００℃、３分の時効処理を施しながら実施し、厚さ０．３５ｍｍの最終冷延板を得た。
【００４２】
最終の冷間圧延の圧下率は３０〜８５％の範囲で変化させた。その後、最終冷延板に、１０００℃、３０秒の仕上げ焼鈍を施して、最終焼鈍板とし、最終焼鈍板から単板試験片を切り出し、磁束密度Ｂ50を測定した。
【００４３】
二回目の冷間圧延時の圧下率と延方向の磁束密度Ｂ50の関係を図４に示す。圧下率が４０〜７０％の間で、圧延方向のＢ50の上昇が観察された。
【００４４】
最終冷間圧延の圧下率は、図４から、４０〜７５％とする。圧延方向の磁束密度の向上に有効な｛１１０｝＜００１＞集合組織を発達させるには、圧下率を４０％以上とする必要がある。一方、圧下率を７５％より大きくすると、磁束密度を低下させる｛１１１｝／／ＮＤ集合組織が発達して、図４に示すような現象が観察されるものと推測される。好ましくは、圧下率を４５〜７０％、更に好ましくは、５５〜７０％とする。
【００４５】
＜その他の製造方法＞
一般的な鋼板の製造方法を適用できる。即ち、転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理して所定の成分組成に調整し、引き続き、鋳造、熱間圧延を行い、熱延板とする。熱間圧延におけるスラブ加熱温度や加工温度、巻取り温度等は、特に制限されることはない。
【００４６】
熱延板焼鈍は、必ずしも必要でないが、行うことによって、最終焼鈍板の集合組織に、｛１１０｝＜００１＞の発達を強く促進することができるので、優れた磁気特性を得るためには、実施することが望ましい。次いで、中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を施して所定の板厚とし、その後、最終仕上げ焼鈍を施し、必要に応じて、絶縁被膜処理を施して、製品板とする。
【００４７】
なお、中間焼鈍を挟む冷間圧延の回数を増やすことで、最終焼鈍後の集合組織に、｛１１０｝＜００１＞の発達を強く促進することができるので、より磁束密度を向上させることができる。
【実施例】
【００４８】
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【００４９】
＜実施例１＞
表２に示す成分組成の鋼を、熱間圧延により２．５ｍｍの熱延板とし、その後、１０００℃、１分の熱延板焼鈍を施して、熱延焼鈍板とした。酸洗後、１回目の冷間圧延で、厚さ０．８ｍｍの中間冷延板とし、更に、この中間冷延板に、１０００℃，１分の中間焼鈍を施し、中間焼鈍板とした。
【００５０】
得られた中間焼鈍板に、２回目の冷間圧延を、パス間で、２００℃、３分の時効処理を施しながら実施し、厚さ０．３５ｍｍの最終冷延板を得た。続いて、最終冷延板に、１０００℃、３０秒の仕上げ焼鈍を施して、最終焼鈍板とした。最終焼鈍板から単板試験片を切り出し、圧延方向の磁束密度Ｂ50と鉄損Ｗ10／400を測定した。
【００５１】
また、仕上げ焼鈍直後に、２００℃×１００時間の時効処理を行った試験片について、鉄損Ｗ15／50を測定し、時効処理による鉄損の劣化が３％以上あったものを、磁気時効が生じたものと判断した。
【００５２】
磁気測定の結果を表２に示す。本発明では、圧延方向の磁束密度Ｂ50が１．７８Ｔ以上と非常に高く、圧延方向の鉄損Ｗ10／400は１５Ｗ／ｋｇ以下で小さい。更に、磁気時効は起こらない。
【００５３】
【表２】
【００５４】
一方、比較例は、以下の通りである。
【００５５】
比較例Ｂ１及びＢ３は、基本成分が同じ発明例Ａ１などと比較して、鉄損は同等であるが、磁束密度Ｂ50が低い。ＣとＮが少ないため、パス間時効の効果が得られなかったと推測される。Ｂ２及びＢ４は、Ｃが多く、磁気時効で、鉄損は劣化した。Ｂ５は、Ｓｉが１．５％と少ないため、固有抵抗が小さく、磁束密度は高いが、鉄損は大きい。
【００５６】
Ｂ６は、Ｓｉが多いため鋼が脆化し、冷間圧延で鋼板が破断した。Ｂ７は、鉄損が大きい。Ｍｎが少ないため、熱延で硫化物が微細に析出し、仕上げ焼鈍時に結晶粒成長を妨げたと推測される。
【００５７】
Ｂ８は、Ｍｎが多すぎるため、冷間圧延で破断した。Ｂ９は、鉄損が大きい。これは、Ａｌが少ないことによる窒化物の微細析出が原因と推定される。Ｂ１０は、Ａｌが多すぎて、冷間圧延で破断した。Ｂ１１〜Ｂ１３は、Ｓ、Ｔｉ、及び／又は、Ｏの不純物が多く、鉄損が大きい。
【００５８】
＜実施例２＞
表１に示す成分組成を有するインゴットを用い、実験２及び３に記載の方法で、最終冷延板を得た。最終冷間圧延前の結晶粒径、最終冷間圧延の圧下率、最終冷間圧延の際のパス間に行う時効処理条件とともに、得られた鋼板の圧延方向の磁束密度Ｂ50と鉄損Ｗ10／400を、表３に示す。
【００５９】
発明例により、必要以上の時間をかけずに、効率よく、１．８１Ｔ以上の高い磁束密度をもつ鋼板を得ることができることが分る。鉄損は、１３Ｗ／ｋｇ以下である。
【００６０】
【表３】
【００６１】
一方、比較例は、以下の通りである。
【００６２】
比較例Ｄ１は、最終冷間圧延前の平均結晶粒径が７５μｍと小さいため、発明例と比べて、磁束密度が低く、鉄損も大きい。Ｄ２は、最終冷間圧延の圧下率が小さく、Ｄ３は、最終冷間圧延の圧下率が大きすぎて、磁束密度が低く、鉄損は大きい。
【００６３】
Ｄ４は、パス間時効処理の温度が低く、Ｄ５は、逆に、温度が高く、また、Ｄ６は、時効処理の時間が短いため、磁束密度が低く、鉄損は大きい。Ｄ７は、高い磁束密度と低い鉄損は得られるが、パス間時効の時間が長すぎるため、生産性が悪い。
【産業上の利用可能性】
【００６４】
前述したように、本発明によれば、圧延方向の磁気特性が極めて優れた無方向性電磁鋼板を製造することができ、分割コアを用いたモーターの高効率化を図ることができる。よって、本発明は、電磁鋼板製造及び利用産業において、利用可能性が高いものである。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．００５％、
Ｎ：０．００１〜０．００５％、
Ｓｉ：２．０〜４．０％、
Ｍｎ：０．０５〜１．０％、
Ａｌ：０．１〜２．０％
を含有し、
Ｃ＋Ｎ：０．００２〜０．００８％
であり、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００５％以下で、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延し、必要に応じて、熱延板焼鈍を施し、その後、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、次いで、仕上げ焼鈍を施し、その後、必要に応じて、絶縁被膜処理を施すことからなる無方向性電磁鋼板の製造方法において、最終の冷間圧延前の結晶粒径を１００μｍ以上とし、最終の冷間圧延で、圧下率４０〜７５％で冷間圧延を施すとともに、最終の冷間圧延のパス間に、５０〜３００℃の温度域で１〜１０分の時効処理を施すことを特徴とする圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記スラブが、Ｓｎ及びＳｂの１種又は２種を合計０．０１〜０．２質量％含むことを特徴とする、請求項１に記載の圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．００５％、
Ｎ：０．００１〜０．００５％、
Ｓｉ：２．０〜４．０％、
Ｍｎ：０．０５〜１．０％、
Ａｌ：０．１〜２．０％
を含有し、
Ｃ＋Ｎ：０．００２〜０．００８％
であり、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００５％以下で、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延し、必要に応じて、熱延板焼鈍を施し、その後、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、次いで、仕上げ焼鈍を施し、その後、必要に応じて、絶縁被膜処理を施すことからなる無方向性電磁鋼板の製造方法において、最終の冷間圧延前の結晶粒径を１００μｍ以上とし、最終の冷間圧延で、圧下率４０〜７５％で冷間圧延を施すとともに、最終の冷間圧延のパス間に、５０〜３００℃の温度域で１〜１０分の時効処理を施すことを特徴とする圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記スラブが、Ｓｎ及びＳｂの１種又は２種を合計０．０１〜０．２質量％含むことを特徴とする、請求項１に記載の圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図２】
【図３】
【図４】
【公開番号】特開２０１１−２５６４２６（Ｐ２０１１−２５６４２６Ａ）
【公開日】平成２３年１２月２２日（２０１１．１２．２２）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１０−１３１４０５（Ｐ２０１０−１３１４０５）
【出願日】平成２２年６月８日（２０１０．６．８）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２３年１２月２２日（２０１１．１２．２２）
【国際特許分類】
【出願日】平成２２年６月８日（２０１０．６．８）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
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