JP2004332042A - 圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】無方向性電磁鋼板が分割鉄心型回転機や小型ＥＩ型変圧器の鉄心材料として用いられる場合、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向に優れた磁気特性が要請される。このような使用状況に鑑み、本発明は、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性に優れた特性を有する無方向性電磁鋼板を提供する。
【解決手段】板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性向上のために、添加される合金成分（Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｎ，及び左記合金元素相互間の含有量関係）と不純物元素（Ｃ，Ｓ，Ｎ，Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ａｓ）、及び熱延板焼鈍後の結晶粒径、冷間圧延の圧下率を制御することにより、仕上焼鈍後の｛１００｝＜００１＞系集合組織を発達させ、特に鋼板面内圧延方向とその板面内垂直方向に優れた磁気特性を得る。
【選択図】 なし
【解決手段】板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性向上のために、添加される合金成分（Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｎ，及び左記合金元素相互間の含有量関係）と不純物元素（Ｃ，Ｓ，Ｎ，Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ａｓ）、及び熱延板焼鈍後の結晶粒径、冷間圧延の圧下率を制御することにより、仕上焼鈍後の｛１００｝＜００１＞系集合組織を発達させ、特に鋼板面内圧延方向とその板面内垂直方向に優れた磁気特性を得る。
【選択図】 なし
Description
【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、磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものであり、特に分割鉄心型回転機や小型ＥＩ型変圧器鉄心材料として望ましい、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法を提供するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、電気機器、特に無方向性電磁鋼板がその鉄心材料として使用される回転機、中小型変圧器、電装品等の分野においては、世界的な電力・エネルギー節減、地球環境保全の動きの中で、高効率化と小型化の要請はますます強まりつつある。このような社会環境下において、当然無方向性電磁鋼板に対しても、その性能向上は喫緊の課題として強く要請されている。
【０００３】
周知のように、無方向性電磁鋼板においては、その性能向上に対して数多の手段がとられてきた。鉄損低減についてみると、一般には電気抵抗増大による渦電流損低減の観点から、ＳｉあるいはＡｌ等の含有量を高める方法がとられてきた。しかし、この方法では反面、磁束密度の低下は避け得ないという問題点があった。
【０００４】
また、単にＳｉ、あるいはＡｌ等の含有量を高めるのみではなく、Ｃ，Ｓ，Ｎ等の高純度鋼化や、特許文献１に記載されているようなＣａ添加等の化学的処置による不純物の無害化等による鉄損低減もなされてきた。さらに、特許文献２に記載されているような仕上焼鈍条件の工夫等の製造プロセス上の処置もなされてきた。一方、高磁束密度化についても、特許文献３に記載されているような熱延板焼鈍条件と冷延条件の工夫等の製造プロセス上の処置や、特許文献４に記載されているようなＳｎ，Ｃｕ等の合金元素添加による一次再結晶集合組織改善による処置等がなされてきた。
【０００５】
しかし、上記のような処置により無方向性電磁鋼板の磁気特性の向上はなされても、最近の回転機における高効率化の急速な進展に伴い多用化されるようになった分割鉄心型回転機の、あるいは小型ＥＩ型変圧器の鉄心材料として使用される場合には、それらの要請に十分に応え得るものではなかった。
左記要請に応えるためには、無方向性電磁鋼板の｛１００｝集合組織、特に ｛１００｝＜００１＞集合組織を発達させ、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性を向上させることが望ましい。
【０００６】
無方向性電磁鋼板において｛１００｝集合組織を発達させる手段としては、特許文献５に記載されているように、冷間圧延の圧下率を８５％以上、望ましくは９０％以上の強圧下とし、かつ仕上焼鈍を７００〜１２００℃で２分〜１時間の長時間とする方法があるが、この場合に得られる無方向性電磁鋼板の集合組織はむしろ｛１００｝＜０ｖｗ＞系であり、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性を向上させるのに望ましい｛１００｝＜００１＞系とは異なる。
また、上記のような長時間仕上焼鈍を施すことは、生産性の低下や製造コストの上昇、さらには設備制約上の問題が生じ、実用化には至っていない。
【０００７】
【特許文献１】
特開平３−１２６８４５号公報
【特許文献２】
特開昭６１−２３１１２０号公報
【特許文献３】
特開平３−２９４４２２号公報
【特許文献４】
特開平５−１４０６４８号公報
【特許文献５】
特公昭５１−９４２号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
上記に鑑み本発明は、無方向性電磁鋼板において｛１００｝集合組織、特に ｛１００｝＜００１＞系集合組織を発達させ、分割鉄心型回転機や小型ＥＩ型変圧器鉄心材料として望ましい、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を通常の製造工程によって得る方法を提供するものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、無方向性電磁鋼板の通常の製造工程において、冷間圧延前の結晶組織制御と冷間圧延圧下との組み合わせにより｛１００｝集合組織、特に｛１００｝＜００１＞集合組織を発達させ、分割鉄心型回転機や小型ＥＩ型変圧器鉄心材料として望ましい、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板が得られないかとの観点から鋭意研究を積み重ねた。
その結果、冷間圧延前の結晶粒径をある値以上に粗大化させることにより、冷間圧延の圧下率を適切に選べば、短時間連続仕上焼鈍で、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性を顕著に向上させることが可能であることを究明した。
【００１０】
本発明は上記知見に基づきなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．００２％以下、 Ｓｉ：０．１％以上０．８％未満、
Ａｌ：０．３％以上２．０％以下、 Ｍｎ：０．１％以上１．５％以下
を含有し、かつ、Ｓｉ＋２Ａｌ−Ｍｎ：２％以上で、
Ｓ ：０．００２％以下、 Ｎ ：０．００２％以下、
Ｔｉ：０．００２％以下、
残部Ｆｅおよび不可避不純物元素よりなる鋼を熱間圧延後、熱延板焼鈍を施し、一回の冷間圧延により最終板厚とした後、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍後の平均結晶粒径を３００μｍ以上とし、冷間圧延を圧下率８５％以上９５％以下で施し、仕上焼鈍を７００℃以上９５０℃以下で１０秒以上１分以下施すことを特徴とする圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
（２）質量％でさらに、
Ｖ ：０．００３％以下、 Ｚｒ：０．００３％以下、
Ｎｂ：０．００３％以下、 Ａｓ：０．００３％以下
よりなる鋼を用いることを特徴とする圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明の鋼成分の限定理由について述べる。
Ｃは、鉄損を高める有害な成分であり、磁気時効の原因ともなるので、０．００２％以下とする。
【００１２】
Ｓｉは、前記のように、電気抵抗を増大させて渦電流損を減少させることにより鉄損を低減する作用のある成分であり、この作用を奏するためには０．１％以上含有させる必要がある。一方その含有量が増えると、前記のように磁束密度が低下し、かつ硬度の上昇を招いて打ち抜き加工性を劣化させ、また無方向性電磁鋼板の製造工程そのものにおいても冷延等の作業性の低下、コスト高ともなるので、０．８％未満とする。
【００１３】
Ａｌも、前記のように、Ｓｉと同様に電気抵抗を増大させて渦電流損を減少させることにより、鉄損を低減する作用のある成分である。また熱延板焼鈍時の結晶粒成長性を促進する作用を有し、特に上記のようにＳｉ含有量が０．８％未満の場合にこの作用は顕著である。これらの作用を奏するためには０．３％以上含有させる必要がある。一方、その含有量が増えると磁束密度が低下し、かつ降伏比の減少を招いて打ち抜き加工性を劣化させるので、２．０％以下とする。
【００１４】
Ｍｎも、電気抵抗を増大させて渦電流損を減少させることにより、鉄損を低減する作用を有する。この目的のためには０．１％以上含有させる必要がある。しかしその含有量が増えると、熱延板焼鈍時の結晶粒成長性そのものが低下するので、１．５％以下とする。
【００１５】
尚、上記合金元素成分のＳｉ，Ａｌ，Ｍｎ相互の間には、Ｓｉ＋２Ａｌ−Ｍｎ：２％以上の関係を満足する必要がある。これは、Ｓｉ＋２Ａｌ−Ｍｎが２％未満では、α−γ変態が存在する化学成分系となり、無方向性電磁鋼板の製造工程における焼鈍時、特に本発明の特徴とする熱延板焼鈍時に変態が生じ、熱延板焼鈍後の結晶粒径の粗大化を阻害し、続く冷間圧延の圧下率制御をもってしても、仕上焼鈍後の｛１００｝＜００１＞系集合組織の発達が抑制され、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性の向上が阻まれるためである。
【００１６】
Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物の微細析出により、熱間圧延後の再結晶および結晶粒成長を阻害し、熱延板焼鈍後の結晶粒径の粗大化、及びこれに伴う熱延板集合組織の｛１００｝富化を阻むので、０．００２％以下とする。
【００１７】
Ｎは、ＡｌＮをはじめＴｉＮ等の窒化物の微細析出により、熱間圧延後の再結晶及び結晶粒成長を阻害し、熱延板焼鈍後の結晶粒径の粗大化、及びこれに伴う熱延板集合組織の｛１００｝富化を阻むので、０．００２％以下とする。
【００１８】
Ｔｉは、再結晶温度を上昇させ、無方向性電磁鋼板の製造工程における焼鈍時に再結晶およびそれに続く結晶粒成長を遅らせる。また、無方向性電磁鋼板の磁気特性にとって好ましくない｛１１１｝集合組織を発達させる。さらに、ＴｉＮやＴｉＣ等の微細析出とも相俟って、熱延板焼鈍後の結晶粒径の粗大化、およびこれに伴う熱延板集合組織の｛１００｝富化を阻害するので、０．００２％以下とする。
【００１９】
Ｖ，Ｚｒ，Ｎｂは、ＶＮ，ＶＣ等の炭化物や窒化物の微細析出により、熱間圧延後の再結晶および結晶粒成長を阻害し、熱延板焼鈍後の結晶粒径の粗大化、およびこれに伴う熱延板集合組織の｛１００｝富化を阻むので、それぞれ０．００３％以下とする。
【００２０】
Ａｓは、それ自身では、本発明の鋼成分範囲内では上述のような微細析出物を形成することはない。ただし、Ａｓが含有されるとＭｎＳ等の硫化物の微細析出を促進し、熱間圧延後の再結晶および結晶粒成長を阻害することとなり、熱延板焼鈍後の結晶粒径の粗大化、およびこれに伴う熱延板集合組織の｛１００｝富化を阻むので、０．００３％以下とする。
上述の成分以外は、Ｆｅおよび不可避不純物元素である。
【００２１】
次に、本発明の特徴とする、熱延板焼鈍後の結晶粒径と冷間圧延の圧下率との組み合わせが磁気特性に及ぼす効果について述べる。
表１に示した成分の鋼スラブを２．８ｍｍ厚に熱間圧延後、表２に示した焼鈍条件で熱延板焼鈍を施し、熱延板焼鈍後の結晶粒径を変化させ、また冷間圧延圧下率も変化させ、７５０℃で３０秒の仕上焼鈍を施した後、試料を採取し、磁気特性（磁束密度：Ｂ５０）を測定した。その測定結果も併せて表２に示す。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
表２から、冷間圧延前、すなわち熱延板焼鈍後の平均結晶粒径と冷間圧延の圧下率との組合わせにより、７５０℃で３０秒の短時間連続仕上焼鈍で、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性を向上できることがわかる。特に、熱延板焼鈍後の平均結晶粒径を３００μｍ以上に粗大化させ、かつ冷間圧延の圧下率を８７．５％に制御したＮｏ．５では、著しくＬ方向（鋼板の板面内圧延方向）とＣ方向（その板面内垂直方向）のＢ５０が両方とも高く、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板が得られる。
【００２５】
この場合、熱延板焼鈍後の平均結晶粒径を３００μｍ以上に粗大化させることにより、熱延板集合組織の｛１００｝富化も促進されており、熱延板焼鈍後、すなわち冷間圧延前の平均結晶粒径の粗大化と｛１００｝集合組織が、冷間圧延の圧下率制御との相乗効果により、仕上焼鈍後の｛１００｝＜００１＞系集合組織の発達を促進し、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性の顕著な向上に寄与しているものと推察される。
【００２６】
このように本発明の特徴は、熱延板焼鈍後の結晶粒径と冷間圧延の圧下率との組合わせにより、短時間連続仕上焼鈍で、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を製造可能にすることにある。
【００２７】
熱延板焼鈍後の平均結晶粒径は３００μｍ以上にする必要がある。熱延板平均結晶粒径が３００μｍ未満では、冷間圧延の圧下率を制御しても鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性を向上させることはできない。尚、本発明に規定した鋼の不純物元素含有量であれば、熱延板焼鈍条件すなわち焼鈍温度と時間を、無方向性電磁鋼板の通常の製造工程範囲内で、特に２分未満の短時間焼鈍条件で適宜選定することにより、熱延板焼鈍後の平均結晶粒径を３００μｍ以上にすることができる。
【００２８】
冷間圧延の圧下率は８５％以上９５％以下とする。８５％未満では磁気異方性が大きくなり、特に鋼板の板面内圧延方向の板面内垂直方向磁気特性が向上しない。一方９５％超では、磁気異方性は減少するものの、無方向性電磁鋼板の磁気特性にとって好ましくない｛１１１｝集合組織が発達し、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向とも磁束密度が低下する。
【００２９】
仕上焼鈍は７００℃以上９５０℃以下で１０秒以上１分以下とする。７００℃未満では冷間圧延後の一次再結晶が不完全となり、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向とも磁気特性が向上しない。一方９５０℃超では、磁気異方性は減少するものの、無方向性電磁鋼板の磁気特性にとって好ましくない｛１１１｝集合組織が発達し、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向とも磁束密度が低下する。また１０秒未満では、結晶粒の整粒性が悪く、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向とも磁束密度の低下や鉄損の増加を招く。一方１分超ではその効果が飽和し、かつ生産性の低下や製造コストの上昇をも招く。
【００３０】
尚、本発明の特徴とする化学成分を有する鋼は、転炉あるいは電気炉等で溶製され、連続鋳造あるいは造塊後の分塊圧延によりスラブとされた後、上記の熱間圧延以降の処理が施される。
【００３１】
【実施例】
次に本発明の実施例を示す。
（実施例１）
表３に示した成分の鋼を１．２ｍｍ厚、２．０ｍｍ厚、３．２ｍｍ厚、５．７ｍｍ厚にそれぞれ熱間圧延後、１０００℃で１分間の熱延板焼鈍を施し、０．２５ｍｍ厚に冷間圧延した後、８５０℃で３０秒の仕上焼鈍を施し、その後、試料を採取し、磁気特性を測定した。その測定結果を表４に示す。尚、Ｌ方向は鋼板の板面内圧延方向を、Ｃ方向は鋼板の圧延方向に板面内垂直方向を示す。
本発明により、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造が可能であることがわかる。
【００３２】
【表３】
【００３３】
【表４】
【００３４】
（実施例２）
表５に示した成分の鋼を４．０ｍｍ厚に熱間圧延後、１０２５℃で４５秒間の熱延板焼鈍を施し、０．３５ｍｍ厚に冷間圧延（冷間圧延の圧下率：９１．３％）した後、９００℃で２０秒の仕上焼鈍を施し、その後、試料を採取し、磁気特性を測定した。その測定結果を表６に示す。尚、Ｌ方向は鋼板の板面内圧延方向を、Ｃ方向は鋼板の圧延方向に板面内垂直方向を示す。
本発明により、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板が得られることがわかる。
【００３５】
【表５】
【００３６】
【表６】
【００３７】
【発明の効果】
以上のように、本発明法によれば、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向鋼板の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を得ることができ、電気機器、特に分割鉄心型回転機や小型ＥＩ型変圧器鉄心材料として無方向性電磁鋼板が用いられる場合における要請に十分に応えることができ、その工業的価値は極めて高い。
【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、磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものであり、特に分割鉄心型回転機や小型ＥＩ型変圧器鉄心材料として望ましい、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法を提供するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、電気機器、特に無方向性電磁鋼板がその鉄心材料として使用される回転機、中小型変圧器、電装品等の分野においては、世界的な電力・エネルギー節減、地球環境保全の動きの中で、高効率化と小型化の要請はますます強まりつつある。このような社会環境下において、当然無方向性電磁鋼板に対しても、その性能向上は喫緊の課題として強く要請されている。
【０００３】
周知のように、無方向性電磁鋼板においては、その性能向上に対して数多の手段がとられてきた。鉄損低減についてみると、一般には電気抵抗増大による渦電流損低減の観点から、ＳｉあるいはＡｌ等の含有量を高める方法がとられてきた。しかし、この方法では反面、磁束密度の低下は避け得ないという問題点があった。
【０００４】
また、単にＳｉ、あるいはＡｌ等の含有量を高めるのみではなく、Ｃ，Ｓ，Ｎ等の高純度鋼化や、特許文献１に記載されているようなＣａ添加等の化学的処置による不純物の無害化等による鉄損低減もなされてきた。さらに、特許文献２に記載されているような仕上焼鈍条件の工夫等の製造プロセス上の処置もなされてきた。一方、高磁束密度化についても、特許文献３に記載されているような熱延板焼鈍条件と冷延条件の工夫等の製造プロセス上の処置や、特許文献４に記載されているようなＳｎ，Ｃｕ等の合金元素添加による一次再結晶集合組織改善による処置等がなされてきた。
【０００５】
しかし、上記のような処置により無方向性電磁鋼板の磁気特性の向上はなされても、最近の回転機における高効率化の急速な進展に伴い多用化されるようになった分割鉄心型回転機の、あるいは小型ＥＩ型変圧器の鉄心材料として使用される場合には、それらの要請に十分に応え得るものではなかった。
左記要請に応えるためには、無方向性電磁鋼板の｛１００｝集合組織、特に ｛１００｝＜００１＞集合組織を発達させ、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性を向上させることが望ましい。
【０００６】
無方向性電磁鋼板において｛１００｝集合組織を発達させる手段としては、特許文献５に記載されているように、冷間圧延の圧下率を８５％以上、望ましくは９０％以上の強圧下とし、かつ仕上焼鈍を７００〜１２００℃で２分〜１時間の長時間とする方法があるが、この場合に得られる無方向性電磁鋼板の集合組織はむしろ｛１００｝＜０ｖｗ＞系であり、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性を向上させるのに望ましい｛１００｝＜００１＞系とは異なる。
また、上記のような長時間仕上焼鈍を施すことは、生産性の低下や製造コストの上昇、さらには設備制約上の問題が生じ、実用化には至っていない。
【０００７】
【特許文献１】
特開平３−１２６８４５号公報
【特許文献２】
特開昭６１−２３１１２０号公報
【特許文献３】
特開平３−２９４４２２号公報
【特許文献４】
特開平５−１４０６４８号公報
【特許文献５】
特公昭５１−９４２号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
上記に鑑み本発明は、無方向性電磁鋼板において｛１００｝集合組織、特に ｛１００｝＜００１＞系集合組織を発達させ、分割鉄心型回転機や小型ＥＩ型変圧器鉄心材料として望ましい、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を通常の製造工程によって得る方法を提供するものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、無方向性電磁鋼板の通常の製造工程において、冷間圧延前の結晶組織制御と冷間圧延圧下との組み合わせにより｛１００｝集合組織、特に｛１００｝＜００１＞集合組織を発達させ、分割鉄心型回転機や小型ＥＩ型変圧器鉄心材料として望ましい、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板が得られないかとの観点から鋭意研究を積み重ねた。
その結果、冷間圧延前の結晶粒径をある値以上に粗大化させることにより、冷間圧延の圧下率を適切に選べば、短時間連続仕上焼鈍で、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性を顕著に向上させることが可能であることを究明した。
【００１０】
本発明は上記知見に基づきなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．００２％以下、 Ｓｉ：０．１％以上０．８％未満、
Ａｌ：０．３％以上２．０％以下、 Ｍｎ：０．１％以上１．５％以下
を含有し、かつ、Ｓｉ＋２Ａｌ−Ｍｎ：２％以上で、
Ｓ ：０．００２％以下、 Ｎ ：０．００２％以下、
Ｔｉ：０．００２％以下、
残部Ｆｅおよび不可避不純物元素よりなる鋼を熱間圧延後、熱延板焼鈍を施し、一回の冷間圧延により最終板厚とした後、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍後の平均結晶粒径を３００μｍ以上とし、冷間圧延を圧下率８５％以上９５％以下で施し、仕上焼鈍を７００℃以上９５０℃以下で１０秒以上１分以下施すことを特徴とする圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
（２）質量％でさらに、
Ｖ ：０．００３％以下、 Ｚｒ：０．００３％以下、
Ｎｂ：０．００３％以下、 Ａｓ：０．００３％以下
よりなる鋼を用いることを特徴とする圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明の鋼成分の限定理由について述べる。
Ｃは、鉄損を高める有害な成分であり、磁気時効の原因ともなるので、０．００２％以下とする。
【００１２】
Ｓｉは、前記のように、電気抵抗を増大させて渦電流損を減少させることにより鉄損を低減する作用のある成分であり、この作用を奏するためには０．１％以上含有させる必要がある。一方その含有量が増えると、前記のように磁束密度が低下し、かつ硬度の上昇を招いて打ち抜き加工性を劣化させ、また無方向性電磁鋼板の製造工程そのものにおいても冷延等の作業性の低下、コスト高ともなるので、０．８％未満とする。
【００１３】
Ａｌも、前記のように、Ｓｉと同様に電気抵抗を増大させて渦電流損を減少させることにより、鉄損を低減する作用のある成分である。また熱延板焼鈍時の結晶粒成長性を促進する作用を有し、特に上記のようにＳｉ含有量が０．８％未満の場合にこの作用は顕著である。これらの作用を奏するためには０．３％以上含有させる必要がある。一方、その含有量が増えると磁束密度が低下し、かつ降伏比の減少を招いて打ち抜き加工性を劣化させるので、２．０％以下とする。
【００１４】
Ｍｎも、電気抵抗を増大させて渦電流損を減少させることにより、鉄損を低減する作用を有する。この目的のためには０．１％以上含有させる必要がある。しかしその含有量が増えると、熱延板焼鈍時の結晶粒成長性そのものが低下するので、１．５％以下とする。
【００１５】
尚、上記合金元素成分のＳｉ，Ａｌ，Ｍｎ相互の間には、Ｓｉ＋２Ａｌ−Ｍｎ：２％以上の関係を満足する必要がある。これは、Ｓｉ＋２Ａｌ−Ｍｎが２％未満では、α−γ変態が存在する化学成分系となり、無方向性電磁鋼板の製造工程における焼鈍時、特に本発明の特徴とする熱延板焼鈍時に変態が生じ、熱延板焼鈍後の結晶粒径の粗大化を阻害し、続く冷間圧延の圧下率制御をもってしても、仕上焼鈍後の｛１００｝＜００１＞系集合組織の発達が抑制され、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性の向上が阻まれるためである。
【００１６】
Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物の微細析出により、熱間圧延後の再結晶および結晶粒成長を阻害し、熱延板焼鈍後の結晶粒径の粗大化、及びこれに伴う熱延板集合組織の｛１００｝富化を阻むので、０．００２％以下とする。
【００１７】
Ｎは、ＡｌＮをはじめＴｉＮ等の窒化物の微細析出により、熱間圧延後の再結晶及び結晶粒成長を阻害し、熱延板焼鈍後の結晶粒径の粗大化、及びこれに伴う熱延板集合組織の｛１００｝富化を阻むので、０．００２％以下とする。
【００１８】
Ｔｉは、再結晶温度を上昇させ、無方向性電磁鋼板の製造工程における焼鈍時に再結晶およびそれに続く結晶粒成長を遅らせる。また、無方向性電磁鋼板の磁気特性にとって好ましくない｛１１１｝集合組織を発達させる。さらに、ＴｉＮやＴｉＣ等の微細析出とも相俟って、熱延板焼鈍後の結晶粒径の粗大化、およびこれに伴う熱延板集合組織の｛１００｝富化を阻害するので、０．００２％以下とする。
【００１９】
Ｖ，Ｚｒ，Ｎｂは、ＶＮ，ＶＣ等の炭化物や窒化物の微細析出により、熱間圧延後の再結晶および結晶粒成長を阻害し、熱延板焼鈍後の結晶粒径の粗大化、およびこれに伴う熱延板集合組織の｛１００｝富化を阻むので、それぞれ０．００３％以下とする。
【００２０】
Ａｓは、それ自身では、本発明の鋼成分範囲内では上述のような微細析出物を形成することはない。ただし、Ａｓが含有されるとＭｎＳ等の硫化物の微細析出を促進し、熱間圧延後の再結晶および結晶粒成長を阻害することとなり、熱延板焼鈍後の結晶粒径の粗大化、およびこれに伴う熱延板集合組織の｛１００｝富化を阻むので、０．００３％以下とする。
上述の成分以外は、Ｆｅおよび不可避不純物元素である。
【００２１】
次に、本発明の特徴とする、熱延板焼鈍後の結晶粒径と冷間圧延の圧下率との組み合わせが磁気特性に及ぼす効果について述べる。
表１に示した成分の鋼スラブを２．８ｍｍ厚に熱間圧延後、表２に示した焼鈍条件で熱延板焼鈍を施し、熱延板焼鈍後の結晶粒径を変化させ、また冷間圧延圧下率も変化させ、７５０℃で３０秒の仕上焼鈍を施した後、試料を採取し、磁気特性（磁束密度：Ｂ５０）を測定した。その測定結果も併せて表２に示す。
【００２２】
【表１】
【表２】
表２から、冷間圧延前、すなわち熱延板焼鈍後の平均結晶粒径と冷間圧延の圧下率との組合わせにより、７５０℃で３０秒の短時間連続仕上焼鈍で、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性を向上できることがわかる。特に、熱延板焼鈍後の平均結晶粒径を３００μｍ以上に粗大化させ、かつ冷間圧延の圧下率を８７．５％に制御したＮｏ．５では、著しくＬ方向（鋼板の板面内圧延方向）とＣ方向（その板面内垂直方向）のＢ５０が両方とも高く、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板が得られる。
【００２５】
この場合、熱延板焼鈍後の平均結晶粒径を３００μｍ以上に粗大化させることにより、熱延板集合組織の｛１００｝富化も促進されており、熱延板焼鈍後、すなわち冷間圧延前の平均結晶粒径の粗大化と｛１００｝集合組織が、冷間圧延の圧下率制御との相乗効果により、仕上焼鈍後の｛１００｝＜００１＞系集合組織の発達を促進し、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性の顕著な向上に寄与しているものと推察される。
【００２６】
このように本発明の特徴は、熱延板焼鈍後の結晶粒径と冷間圧延の圧下率との組合わせにより、短時間連続仕上焼鈍で、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を製造可能にすることにある。
【００２７】
熱延板焼鈍後の平均結晶粒径は３００μｍ以上にする必要がある。熱延板平均結晶粒径が３００μｍ未満では、冷間圧延の圧下率を制御しても鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性を向上させることはできない。尚、本発明に規定した鋼の不純物元素含有量であれば、熱延板焼鈍条件すなわち焼鈍温度と時間を、無方向性電磁鋼板の通常の製造工程範囲内で、特に２分未満の短時間焼鈍条件で適宜選定することにより、熱延板焼鈍後の平均結晶粒径を３００μｍ以上にすることができる。
【００２８】
冷間圧延の圧下率は８５％以上９５％以下とする。８５％未満では磁気異方性が大きくなり、特に鋼板の板面内圧延方向の板面内垂直方向磁気特性が向上しない。一方９５％超では、磁気異方性は減少するものの、無方向性電磁鋼板の磁気特性にとって好ましくない｛１１１｝集合組織が発達し、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向とも磁束密度が低下する。
【００２９】
仕上焼鈍は７００℃以上９５０℃以下で１０秒以上１分以下とする。７００℃未満では冷間圧延後の一次再結晶が不完全となり、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向とも磁気特性が向上しない。一方９５０℃超では、磁気異方性は減少するものの、無方向性電磁鋼板の磁気特性にとって好ましくない｛１１１｝集合組織が発達し、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向とも磁束密度が低下する。また１０秒未満では、結晶粒の整粒性が悪く、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向とも磁束密度の低下や鉄損の増加を招く。一方１分超ではその効果が飽和し、かつ生産性の低下や製造コストの上昇をも招く。
【００３０】
尚、本発明の特徴とする化学成分を有する鋼は、転炉あるいは電気炉等で溶製され、連続鋳造あるいは造塊後の分塊圧延によりスラブとされた後、上記の熱間圧延以降の処理が施される。
【００３１】
【実施例】
次に本発明の実施例を示す。
（実施例１）
表３に示した成分の鋼を１．２ｍｍ厚、２．０ｍｍ厚、３．２ｍｍ厚、５．７ｍｍ厚にそれぞれ熱間圧延後、１０００℃で１分間の熱延板焼鈍を施し、０．２５ｍｍ厚に冷間圧延した後、８５０℃で３０秒の仕上焼鈍を施し、その後、試料を採取し、磁気特性を測定した。その測定結果を表４に示す。尚、Ｌ方向は鋼板の板面内圧延方向を、Ｃ方向は鋼板の圧延方向に板面内垂直方向を示す。
本発明により、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造が可能であることがわかる。
【００３２】
【表３】
【表４】
（実施例２）
表５に示した成分の鋼を４．０ｍｍ厚に熱間圧延後、１０２５℃で４５秒間の熱延板焼鈍を施し、０．３５ｍｍ厚に冷間圧延（冷間圧延の圧下率：９１．３％）した後、９００℃で２０秒の仕上焼鈍を施し、その後、試料を採取し、磁気特性を測定した。その測定結果を表６に示す。尚、Ｌ方向は鋼板の板面内圧延方向を、Ｃ方向は鋼板の圧延方向に板面内垂直方向を示す。
本発明により、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板が得られることがわかる。
【００３５】
【表５】
【表６】
【発明の効果】
以上のように、本発明法によれば、鋼板の板面内圧延方向とその板面内垂直方向鋼板の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を得ることができ、電気機器、特に分割鉄心型回転機や小型ＥＩ型変圧器鉄心材料として無方向性電磁鋼板が用いられる場合における要請に十分に応えることができ、その工業的価値は極めて高い。
Claims (2)
- 質量％で、
Ｃ ：０．００２％以下、
Ｓｉ：０．１％以上０．８％未満、
Ａｌ：０．３％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．１％以上１．５％以下
を含有し、かつ、Ｓｉ＋２Ａｌ−Ｍｎ：２％以上で、
Ｓ ：０．００２％以下、
Ｎ ：０．００２％以下、
Ｔｉ：０．００２％以下、
残部Ｆｅおよび不可避不純物元素よりなる鋼を熱間圧延後、熱延板焼鈍を施し、一回の冷間圧延により最終板厚とした後、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍後の平均結晶粒径を３００μｍ以上とし、冷間圧延を圧下率８５％以上９５％以下で施し、仕上焼鈍を７００℃以上９５０℃以下で１０秒以上１分以下施すことを特徴とする圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 質量％でさらに、
Ｖ ：０．００３％以下、
Ｚｒ：０．００３％以下、
Ｎｂ：０．００３％以下、
Ａｓ：０．００３％以下
よりなる鋼を用いることを特徴とする請求項１記載の圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
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