JP2021080500A - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】全周平均（全方向平均）で優れた磁気特性を得ることができる無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】α−γ変態が生じ得る組成で、質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：１．５０％〜４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％〜１．０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｕからなる群から選ばれる１種以上：総計で２．５０％〜５．００％、を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼材に対して熱間圧延を行う工程と、前記熱間圧延の後に第１の冷間圧延を行う工程と、前記第１の冷間圧延の後に第１の焼鈍を行う工程と、前記第１の焼鈍の後に第２の冷間圧延を行う工程と、を有し、第１の冷間圧延の圧下率（％）をＲｍ、第２の冷間圧延の圧下率（％）をＲｓとした場合に、８６＜Ｒｍ＋０．２×Ｒｓ＜９２、かつ５＜Ｒｓ＜２０を満たす。【選択図】なし
Description
本発明は、無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
無方向性電磁鋼板は、例えばモータの鉄心に使用され、無方向性電磁鋼板には、その板面に平行なすべての方向の平均（以下、「板面内の全周平均（全方向平均）」ということがある）において優れた磁気特性、例えば低鉄損及び高磁束密度が要求される。これまで種々の技術が提案されているが、板面内の全方向において十分な磁気特性を得ることは困難である。例えば、板面内のある特定の方向で十分な磁気特性が得られるとしても、他の方向では十分な磁気特性が得られないことがある。
全周平均（全方向平均）で優れた磁気特性を得ることができる無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。この結果、冷間圧延およびスキンパス圧延の圧下率を変更して磁気特性（鉄損Ｗ１５／５０）を調べたところ、冷間圧延およびスキンパス圧延の圧下率において、それぞれ好適な条件が存在し、さらには、好適な冷間圧延の圧下率は、スキンパス圧延の圧下率と関係があることも見出した。
つまり、本発明者らは、実験を繰り返すことによって冷間圧延及びスキンパス圧延の圧下率において最適な範囲が存在することを見出した。冷間圧延及びスキンパス圧延の圧下率をこの最適な範囲に設定することにより、さらに通常は発達しにくい｛１００｝結晶粒を発達させやすくすることが重要であることも明らかになった。そして、冷間圧延とスキンパス圧延の圧下率が相互作用することも明らかとなった。
本発明者らは、このような知見に基づいて更に鋭意検討を重ねた結果、以下に示す発明の諸態様に想到した。
（１）
質量％で、
Ｃ：０．０１０％以下、
Ｓｉ：１．５０％〜４．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％〜１．０％、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｕからなる群から選ばれる１種以上：総計で２．５０％〜５．００％、
Ｓｎ：０．０００％〜０．４００％、
Ｓｂ：０．０００％〜０．４００％、
Ｐ：０．０００％〜０．４００％、及び
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、及びＣｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．００００％〜０．０１００％を含有し、
Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］、Ｐｔ含有量（質量％）を［Ｐｔ］、Ｐｂ含有量（質量％）を［Ｐｂ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］、Ａｕ含有量（質量％）を［Ａｕ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）を［ｓｏｌ．Ａｌ］としたときに、以下の（１）式を満たし、
残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼材に対して熱間圧延を行い、熱間圧延鋼板を得る工程と、
前記熱間圧延鋼板に対して第１の冷間圧延を行う工程と、
前記第１の冷間圧延の後に第１の焼鈍を行う工程と、
前記第１の焼鈍の後に第２の冷間圧延を行う工程と、を有し、
前記第１の冷間圧延の圧下率（％）をＲｍ、前記第２の冷間圧延の圧下率（％）をＲｓとした場合に、以下の（２）式および（３）式を満たすことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｏ］＋［Ｐｔ］＋［Ｐｂ］＋［Ｃｕ］＋［Ａｕ］）−（［Ｓｉ］＋［ｓｏｌ．Ａｌ］）＞０％ ・・・（１）
８６＜Ｒｍ＋０．２×Ｒｓ＜９２ ・・・（２）
５＜Ｒｓ＜２０ ・・・（３）
質量％で、
Ｃ：０．０１０％以下、
Ｓｉ：１．５０％〜４．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％〜１．０％、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｕからなる群から選ばれる１種以上：総計で２．５０％〜５．００％、
Ｓｎ：０．０００％〜０．４００％、
Ｓｂ：０．０００％〜０．４００％、
Ｐ：０．０００％〜０．４００％、及び
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、及びＣｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．００００％〜０．０１００％を含有し、
Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］、Ｐｔ含有量（質量％）を［Ｐｔ］、Ｐｂ含有量（質量％）を［Ｐｂ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］、Ａｕ含有量（質量％）を［Ａｕ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）を［ｓｏｌ．Ａｌ］としたときに、以下の（１）式を満たし、
残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼材に対して熱間圧延を行い、熱間圧延鋼板を得る工程と、
前記熱間圧延鋼板に対して第１の冷間圧延を行う工程と、
前記第１の冷間圧延の後に第１の焼鈍を行う工程と、
前記第１の焼鈍の後に第２の冷間圧延を行う工程と、を有し、
前記第１の冷間圧延の圧下率（％）をＲｍ、前記第２の冷間圧延の圧下率（％）をＲｓとした場合に、以下の（２）式および（３）式を満たすことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｏ］＋［Ｐｔ］＋［Ｐｂ］＋［Ｃｕ］＋［Ａｕ］）−（［Ｓｉ］＋［ｓｏｌ．Ａｌ］）＞０％ ・・・（１）
８６＜Ｒｍ＋０．２×Ｒｓ＜９２ ・・・（２）
５＜Ｒｓ＜２０ ・・・（３）
（２）
前記鋼材は、質量％で、
Ｓｎ：０．０２０％〜０．４００％、
Ｓｂ：０．０２０％〜０．４００％、及び、
Ｐ：０．０２０％〜０．４００％からなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
前記鋼材は、質量％で、
Ｓｎ：０．０２０％〜０．４００％、
Ｓｂ：０．０２０％〜０．４００％、及び、
Ｐ：０．０２０％〜０．４００％からなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
（３）
前記鋼材は、質量％で、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、及びＣｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．０００５％〜０．０１００％を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
前記鋼材は、質量％で、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、及びＣｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．０００５％〜０．０１００％を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
（４）
前記熱間圧延時の仕上げ圧延の最終パスをＡｒ１以上の温度で行うことを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
前記熱間圧延時の仕上げ圧延の最終パスをＡｒ１以上の温度で行うことを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
（５）
前記第１の焼鈍は、Ａｃ１未満の温度で行うことを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
前記第１の焼鈍は、Ａｃ１未満の温度で行うことを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
（６）
前記第２の冷間圧延の後に第２の焼鈍を行う工程をさらに有し、
前記第２の冷間圧延の後の第２の焼鈍では、焼鈍温度をＡｃ１未満とすることを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
前記第２の冷間圧延の後に第２の焼鈍を行う工程をさらに有し、
前記第２の冷間圧延の後の第２の焼鈍では、焼鈍温度をＡｃ１未満とすることを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
本発明によれば、全周特性の優れた磁気特性を得ることができる無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することができる。
以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。
まず、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板及びその製造方法で用いられる鋼材の化学組成について説明する。以下の説明において、無方向性電磁鋼板又は鋼材に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板及び鋼材は、フェライト−オーステナイト変態（以下、α−γ変態）が生じ得る化学組成であって、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：１．５０％〜４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％〜１．０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｕからなる群から選ばれる１種以上：総計で２．５０％〜５．００％、Ｓｎ：０．０００％〜０．４００％、Ｓｂ：０．０００％〜０．４００％、Ｐ：０．０００％〜０．４００％、及びＭｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、及びＣｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．００００％〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する。さらに、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｓｉおよびｓｏｌ．Ａｌの含有量が後述する所定の条件を満たす。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
（Ｃ：０．０１０％以下）
Ｃは、鉄損を高めたり、磁気時効を引き起こしたりする。従って、Ｃ含有量は低ければ低いほどよい。このような現象は、Ｃ含有量が０．０１０％超で顕著である。このため、Ｃ含有量は０．０１０％以下とする。Ｃ含有量の低減は、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上にも寄与する。なお、Ｃ含有量の下限は特に限定しないが、精錬時の脱炭処理のコストを踏まえ、０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｃは、鉄損を高めたり、磁気時効を引き起こしたりする。従って、Ｃ含有量は低ければ低いほどよい。このような現象は、Ｃ含有量が０．０１０％超で顕著である。このため、Ｃ含有量は０．０１０％以下とする。Ｃ含有量の低減は、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上にも寄与する。なお、Ｃ含有量の下限は特に限定しないが、精錬時の脱炭処理のコストを踏まえ、０．０００５％以上とすることが好ましい。
（Ｓｉ：１．５０％〜４．００％）
Ｓｉは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減したり、降伏比を増大させて、鉄心への打ち抜き加工性を向上したりする。Ｓｉ含有量が１．５０％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Ｓｉ含有量は１．５０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が４．００％超では、磁束密度が低下したり、硬度の過度な上昇により打ち抜き加工性が低下したり、冷間圧延が困難になったりする。従って、Ｓｉ含有量は４．００％以下とする。
Ｓｉは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減したり、降伏比を増大させて、鉄心への打ち抜き加工性を向上したりする。Ｓｉ含有量が１．５０％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Ｓｉ含有量は１．５０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が４．００％超では、磁束密度が低下したり、硬度の過度な上昇により打ち抜き加工性が低下したり、冷間圧延が困難になったりする。従って、Ｓｉ含有量は４．００％以下とする。
（ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％〜１．０％）
ｓｏｌ．Ａｌは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減する。ｓｏｌ．Ａｌは、飽和磁束密度に対する磁束密度Ｂ５０の相対的な大きさの向上にも寄与する。ここで、磁束密度Ｂ５０とは、５０００Ａ／ｍの磁場における磁束密度である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０００１％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。また、Ａｌには製鋼での脱硫促進効果もある。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０００１％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．０％超では、磁束密度が低下したり、降伏比を低下させて、打ち抜き加工性を低下させたりする。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０％以下とする。
ｓｏｌ．Ａｌは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減する。ｓｏｌ．Ａｌは、飽和磁束密度に対する磁束密度Ｂ５０の相対的な大きさの向上にも寄与する。ここで、磁束密度Ｂ５０とは、５０００Ａ／ｍの磁場における磁束密度である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０００１％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。また、Ａｌには製鋼での脱硫促進効果もある。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０００１％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．０％超では、磁束密度が低下したり、降伏比を低下させて、打ち抜き加工性を低下させたりする。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０％以下とする。
（Ｓ：０．０１０％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、微細なＭｎＳの析出により、焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害する。従って、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。このような再結晶及び結晶粒成長の阻害による鉄損の増加および磁束密度の低下は、Ｓ含有量が０．０１０％超で顕著である。このため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、精錬時の脱硫処理のコストを踏まえ、０．０００３％以上とすることが好ましい。
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、微細なＭｎＳの析出により、焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害する。従って、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。このような再結晶及び結晶粒成長の阻害による鉄損の増加および磁束密度の低下は、Ｓ含有量が０．０１０％超で顕著である。このため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、精錬時の脱硫処理のコストを踏まえ、０．０００３％以上とすることが好ましい。
（Ｎ：０．０１０％以下）
ＮはＣと同様に、磁気特性を劣化させるので、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、精錬時の脱窒処理のコストを踏まえ、０．００１０％以上とすることが好ましい。
ＮはＣと同様に、磁気特性を劣化させるので、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、精錬時の脱窒処理のコストを踏まえ、０．００１０％以上とすることが好ましい。
（Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｕからなる群から選ばれる１種以上：総計で２．５０％〜５．００％）
これらの元素は、α−γ変態を生じさせるために必要な元素であることから、これらの元素の少なくとも１種を総計で２．５０％以上含有させる必要がある。一方で、総計で５．００％を超えると、コスト高となり、磁束密度が低下する場合もある。したがって、これらの元素の少なくとも１種を総計で５．００％以下とする。
これらの元素は、α−γ変態を生じさせるために必要な元素であることから、これらの元素の少なくとも１種を総計で２．５０％以上含有させる必要がある。一方で、総計で５．００％を超えると、コスト高となり、磁束密度が低下する場合もある。したがって、これらの元素の少なくとも１種を総計で５．００％以下とする。
また、α−γ変態が生じ得る条件として、さらに以下の条件を満たしているものとする。つまり、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］、Ｐｔ含有量（質量％）を［Ｐｔ］、Ｐｂ含有量（質量％）を［Ｐｂ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］、Ａｕ含有量（質量％）を［Ａｕ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）を［ｓｏｌ．Ａｌ］としたときに、質量％で、以下の（１）式を満たすものとする。
（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｏ］＋［Ｐｔ］＋［Ｐｂ］＋［Ｃｕ］＋［Ａｕ］）−（［Ｓｉ］＋［ｓｏｌ．Ａｌ］）＞０％ ・・・（１）
（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｏ］＋［Ｐｔ］＋［Ｐｂ］＋［Ｃｕ］＋［Ａｕ］）−（［Ｓｉ］＋［ｓｏｌ．Ａｌ］）＞０％ ・・・（１）
前述の（１）式を満たさない場合には、α−γ変態が生じないため、磁束密度が低くなる。
（Ｓｎ：０．０００％〜０．４００％、Ｓｂ：０．０００％〜０．４００％、Ｐ：０．０００％〜０．４００％）
ＳｎやＳｂは冷間圧延、再結晶後の集合組織を改善して、その磁束密度を向上させる。そのため、これらの元素を必要に応じて含有させてもよいが、過剰に含まれると鋼を脆化させる。したがって、Ｓｎ含有量、Ｓｂ含有量はいずれも０．４００％以下とする。また、Ｐは再結晶後の鋼板の硬度を確保するために含有させてもよいが、過剰に含まれると鋼の脆化を招く。したがって、Ｐ含有量は０．４００％以下とする。以上のように磁気特性等のさらなる効果を付与する場合には、０．０２０％〜０．４００％のＳｎ、０．０２０％〜０．４００％のＳｂ、及び０．０２０％〜０．４００％のＰからなる群から選ばれる１種以上を含有することが好ましい。
ＳｎやＳｂは冷間圧延、再結晶後の集合組織を改善して、その磁束密度を向上させる。そのため、これらの元素を必要に応じて含有させてもよいが、過剰に含まれると鋼を脆化させる。したがって、Ｓｎ含有量、Ｓｂ含有量はいずれも０．４００％以下とする。また、Ｐは再結晶後の鋼板の硬度を確保するために含有させてもよいが、過剰に含まれると鋼の脆化を招く。したがって、Ｐ含有量は０．４００％以下とする。以上のように磁気特性等のさらなる効果を付与する場合には、０．０２０％〜０．４００％のＳｎ、０．０２０％〜０．４００％のＳｂ、及び０．０２０％〜０．４００％のＰからなる群から選ばれる１種以上を含有することが好ましい。
（Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、及びＣｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．００００％〜０．０１００％）
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄは、溶鋼の鋳造時に溶鋼中のＳと反応して硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の析出物を生成する。以下、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄを総称して「粗大析出物生成元素」ということがある。粗大析出物生成元素の析出物の粒径は１μｍ〜２μｍ程度であり、ＭｎＳ、ＴｉＮ、ＡｌＮ等の微細析出物の粒径（１００ｎｍ程度）よりはるかに大きい。このため、これら微細析出物は粗大析出物生成元素の析出物に付着し、中間焼鈍などの焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害しにくくなる。これらの作用効果を十分に得るためには、これらの元素の総計が０．０００５％以上であることが好ましい。但し、これらの元素の総計が０．０１００％を超えると、硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の総量が過剰となり、中間焼鈍などの焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長が阻害される。従って、粗大析出物生成元素の含有量は総計で０．０１００％以下とする。
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄは、溶鋼の鋳造時に溶鋼中のＳと反応して硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の析出物を生成する。以下、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄを総称して「粗大析出物生成元素」ということがある。粗大析出物生成元素の析出物の粒径は１μｍ〜２μｍ程度であり、ＭｎＳ、ＴｉＮ、ＡｌＮ等の微細析出物の粒径（１００ｎｍ程度）よりはるかに大きい。このため、これら微細析出物は粗大析出物生成元素の析出物に付着し、中間焼鈍などの焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害しにくくなる。これらの作用効果を十分に得るためには、これらの元素の総計が０．０００５％以上であることが好ましい。但し、これらの元素の総計が０．０１００％を超えると、硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の総量が過剰となり、中間焼鈍などの焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長が阻害される。従って、粗大析出物生成元素の含有量は総計で０．０１００％以下とする。
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の集合組織について説明する。製造方法の詳細については後述するが、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板はα−γ変態が生じ得る化学組成であり、冷間圧延とスキンパス圧延との圧下率の関係を制御することによって｛１００｝結晶粒が成長した組織となる。これにより、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は例えば｛１００｝＜０１１＞方位の集積強度が５以上となり、圧延方向に対して４５°方向の磁束密度Ｂ５０が特に高くなる。このように特定の方向で磁束密度が高くなるが、全体的に全方向平均で高い磁束密度が得られる。｛１００｝＜０１１＞方位の集積強度が５未満になると、磁束密度を低下させる｛１１１｝＜１１２＞方位の集積強度が高くなり、全体的に磁束密度が低下してしまう。
｛１００｝＜０１１＞方位の集積強度は、Ｘ線回折法又は電子線後方散乱回折（electron backscatter diffraction：ＥＢＳＤ）法により測定することができる。Ｘ線及び電子線の試料からの反射角等が結晶方位毎に異なるため、ランダム方位試料を基準にしてこの反射強度等で結晶方位強度を求めることができる。
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の磁気特性について説明する。磁気特性を調べる際には、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板に対して、さらに８００℃で２時間の条件で焼鈍を施した後に磁束密度を測定する。この無方向性電磁鋼板は、圧延方向となす角度のうち小さい方の角度が４５°となる２つの方向において、磁気特性が最も優れる。一方、圧延方向となす角度が０°、９０°の２つの方向において、磁気特性が最も劣る。ここで、当該４５°は、理論的な値であり、実際の製造に際しては４５°に一致させることが容易でない場合がある。したがって、理論的には、磁気特性が最も優れる方向が、圧延方向となす角度のうち小さい方の角度が４５°となる２つの方向であれば、実際の無方向性電磁鋼板においては、当該４５°は、（厳密に）４５°に一致していないものも含むものとする。このことは、当該０°、９０°においても同じである。また、理論的には、磁気特性が最も優れる２つの方向の磁気特性は同じになるが、実際の製造に際しては当該２つの方向の磁気特性を同じにすることが容易でない場合がある。したがって、理論的には、磁気特性が最も優れる２つの方向の磁気特性が同じであれば、当該同じは、（厳密に）同じでないものも含むものとする。このことは、磁気特性が最も劣る２つの方向においても同じである。尚、以上の角度は、時計回りおよび反時計回りの何れの向きの角度も正の値を有するものとして表記したものである。時計回りの方向を負の方向とし、反時計回りの方向を正の方向とする場合、前述した圧延方向となす角度のうち小さい方の角度が４５°となる２つの方向は、前述した圧延方向となす角度のうち絶対値の小さい方の角度が４５°、−４５°となる２つの方向となる。また、前述した圧延方向となす角度のうち小さい方の角度が４５°となる２つの方向は、圧延方向となす角度が４５°、１３５°となる２つの方向とも表記できる。本実施形態において磁束密度を測定すると、圧延方向に対して４５°方向の磁束密度Ｂ５０が１．８Ｔ以上となる。なお、圧延方向に対して４５°方向の磁束密度が高いものの、全周平均（全方向平均）でも高い磁束密度が得られる。
磁束密度の測定は、圧延方向に対して４５°、０°方向等から５５ｍｍ角の試料を切り出し，単板磁気測定装置を用いて行うことができる。
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。本実施形態では、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍、スキンパス圧延、焼鈍等を行う。
まず、上述した鋼材を加熱し、熱間圧延を施す。鋼材は、例えば通常の連続鋳造によって製造されるスラブである。熱間圧延の粗圧延および仕上げ圧延はγ域（Ａｒ１以上）の温度で行うことが好ましい。つまり、仕上げ圧延の最終パスを通過する際の温度（仕上温度）がＡｒ１以上となるように熱間圧延を行うことが好ましい。これにより、その後の冷却によってオーステナイトからフェライトへ変態することにより組織は微細化する。微細化された状態でその後冷間圧延を施すと、バルジングが発生しやすく、通常は成長しにくい｛１００｝結晶粒を成長させやすくすることができる。
その後、熱間圧延板焼鈍は行わずに巻き取り、酸洗を経て、熱間圧延鋼板に対して冷間圧延を行う。冷間圧延では、スキンパス圧延との関係で冷間圧延の圧下率を調整するが、詳細な条件については後述する。なお、圧下率が高いほどその後のバルジングによって｛１００｝結晶粒が成長しやすくなるが、熱間圧延鋼板の巻取りが困難になり、操業が困難になりやすくなる。
冷間圧延が終了すると、続いて中間焼鈍を行う。本実施形態では、オーステナイトへ変態しない温度で中間焼鈍を行う。つまり、中間焼鈍の温度をＡｃ１未満とすることが好ましい。このように中間焼鈍を行うことによってバルジングが生じ、｛１００｝結晶粒が成長しやすくなる。また、中間焼鈍の時間は、５〜６０秒とすることが好ましい。
中間焼鈍が終了すると、次にスキンパス圧延を行う。上述したようにバルジングが発生した状態で圧延を行うと、バルジングが発生した部分を起点に｛１００｝結晶粒がさらに成長する。
本実施形態においては、冷間圧延の圧下率（％）をＲｍ、スキンパス圧延時の圧下率（％）をＲｓとした場合に、以下の（２）式および（３）式を満たすように冷間圧延およびスキンパス圧延の圧下率を調整する。
８６＜Ｒｍ＋０．２×Ｒｓ＜９２ ・・・（２）
５＜Ｒｓ＜２０ ・・・（３）
８６＜Ｒｍ＋０．２×Ｒｓ＜９２ ・・・（２）
５＜Ｒｓ＜２０ ・・・（３）
ここで、スキンパス圧延およびその後の歪取焼鈍によって、歪誘起粒界移動（ＳＩＢＭ）が起こり、｛１００｝結晶粒を富化させることができるが、スキンパス圧延時の圧下率Ｒｓが２０％以上となると、その後、歪誘起粒界移動（ＳＩＢＭ）よりもむしろ再結晶核生成（Nucleation）が起こりやすくなり、その結果、｛１００｝結晶粒が少なくなる。また、スキンパス圧延時の圧下率Ｒｓが５％以下であると、スキンパス圧延での歪誘起粒界移動による｛１００｝結晶粒の成長効果が得られない。ここで、ＳＩＢＭもNucleationも再結晶に分類される現象である。ＳＩＢＭは特定の結晶粒が周囲の歪のある結晶粒を蚕食する現象である。一方、Nucleationは特定の亜結晶粒（圧延・回復で生じた結晶粒内にある微小な方位領域）が周囲の歪のある亜結晶粒を蚕食する現象である。ＳＩＢＭでは｛１００｝結晶粒や｛１１０｝結晶粒が成長しやすく、Nucleationでは｛１１１｝結晶粒が成長しやすい傾向がある。
また、冷間圧延の圧下率も、（２）式からわかるとおり、スキンパス圧延との関係で冷間圧延の圧下率を調整する。つまり、スキンパス圧延での圧下率を低めに設定する場合には、冷間圧延での圧下率をやや高めに設定し、スキンパス圧延での圧下率を高めに設定する場合には、冷間圧延での圧下率をやや低めに設定する。以上のように冷間圧延及びスキンパス圧延の圧下率を（２）式および（３）式を満たすようにすることにより、さらに｛１００｝結晶粒がさらに成長しやすくなる。冷間圧延の圧下率が低いと、中間焼鈍後に｛１００｝結晶粒が少なく、ＳＩＢＭで｛１００｝方位が先鋭化しない。一方、冷間圧延の圧下率が高いと｛１００｝結晶粒は増えるが、ＳＩＢＭ時に蚕食される｛１１１｝結晶粒が少なくなり過ぎ、これもまたＳＩＢＭで｛１００｝方位が先鋭化しない。そのため、最適な冷間圧延の圧下率があり、それが式（２）を満たすような圧下率である。
スキンパス圧延が終了すると、次に焼鈍を行うことが好ましい。この焼鈍では、焼鈍温度をＡｃ１未満で行うことが好ましい。この焼鈍によってスキンパス圧延で与えた歪を駆動力に結晶粒が粗大になるＳＩＢＭを起こさせる。ＳＩＢＭによって、バルジングで発生した｛１００｝結晶粒を更に選択的に粗大化させることが出来る。
なお、スキンパス圧延後の焼鈍としては、短時間焼鈍（仕上げ焼鈍）を行ってもよく、長時間焼鈍（歪取焼鈍）を行ってもよく、その両方を行ってもよい。短時間焼鈍を行う場合には、Ａｃ１未満の温度で１時間以下焼鈍を行うことが好ましい。長時間焼鈍を行う場合は、焼鈍前に鋼板の打抜き加工を行い、打抜き加工の後にＡｃ１未満の温度で１時間以上焼鈍を行うことが好ましい。また、短時間焼鈍および長時間焼鈍の両方を行う場合は、短時間焼鈍の後に打抜き加工を行い、その後長時間焼鈍を行うものとする。
以上のように本実施形態に係る無方向性電磁鋼板を製造することができる。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法について、実施例を示しながら具体的に説明する。以下に示す実施例は、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法のあくまでも一例にすぎず、本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法が下記の例に限定されるものではない。
（第１の実施例）
溶鋼を鋳造することにより、以下の表１に示す成分のインゴットを作製した。ここで、式左辺とは、前述の（１）式の左辺の値を表している。その後、作製したインゴットを１１５０℃まで加熱して熱間圧延を行い、板厚が２．５ｍｍになるように圧延した。そして、仕上げ圧延終了後に水冷し熱間圧延鋼板を巻き取った。この時の仕上げ圧延の最終パスの段階での温度（仕上温度）は８００℃であり、すべてＡｒ１より大きい温度だった。また、巻き取り時の巻取り温度は５００℃とした。
溶鋼を鋳造することにより、以下の表１に示す成分のインゴットを作製した。ここで、式左辺とは、前述の（１）式の左辺の値を表している。その後、作製したインゴットを１１５０℃まで加熱して熱間圧延を行い、板厚が２．５ｍｍになるように圧延した。そして、仕上げ圧延終了後に水冷し熱間圧延鋼板を巻き取った。この時の仕上げ圧延の最終パスの段階での温度（仕上温度）は８００℃であり、すべてＡｒ１より大きい温度だった。また、巻き取り時の巻取り温度は５００℃とした。
次に、熱間圧延鋼板において酸洗によりスケールを除去し、板厚が０．２５〜０．５０ｍｍになるまで冷間圧延を行った。そして、無酸化雰囲気中でＡｃ１よりも低い７００℃まで加熱して中間焼鈍を行った。次いで、板厚が０．２１〜０．３９ｍｍになるまで２回目の冷間圧延（スキンパス圧延）を行った。この時の冷間圧延とスキンパス圧延の圧下率および圧延後の板厚は各試料において表１に記す。
次に、磁気特性を調べるために２回目の冷間圧延（スキンパス圧延）の後に８００℃で２時間の歪取焼鈍を行い、磁束密度Ｂ５０を測定した。測定試料は５５ｍｍ角の試料を圧延方向に０°と４５°の２種類の方向に採取した。そして、この２種類の試料を測定し、圧延方向に対して、４５°方向の値を４５°方向の磁束密度Ｂ５０とし、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°、１３５°の平均値を磁束密度Ｂ５０の全周平均とした。
表１中の下線は、本発明の範囲から外れた条件を示している。発明例であるＮｏ．１０１〜１１３は、４５°方向及び全周平均共に磁束密度Ｂ５０は良好な値であった。一方、比較例であるＮｏ．１１４〜Ｎｏ．１１５はスキンパス圧延の圧下率Ｒｓが（３）式の範囲から外れたため、磁束密度Ｂ５０が低く、磁気特性が発明例よりも劣っていた。また比較例であるＮｏ．１１６〜Ｎｏ．１１７はＲｍ＋０．２×Ｒｓが（２）式の範囲から外れたため、磁束密度Ｂ５０が低く、磁気特性が発明例よりも劣っていた。
（第２の実施例）
溶鋼を鋳造することにより、以下の表２に示す成分のインゴットを作製した。ここで、式左辺とは、前述の（１）式の左辺の値を表している。その後、作製したインゴットを１１５０℃まで加熱して熱間圧延を行い、板厚が２．５ｍｍになるように圧延した。そして、仕上げ圧延終了後に水冷し熱間圧延鋼板を巻き取った。この時の仕上げ圧延の最終パスの段階での温度（仕上温度）は８００℃であり、すべてＡｒ１より大きい温度だった。また、巻き取り時の巻取り温度は５００℃とした。
溶鋼を鋳造することにより、以下の表２に示す成分のインゴットを作製した。ここで、式左辺とは、前述の（１）式の左辺の値を表している。その後、作製したインゴットを１１５０℃まで加熱して熱間圧延を行い、板厚が２．５ｍｍになるように圧延した。そして、仕上げ圧延終了後に水冷し熱間圧延鋼板を巻き取った。この時の仕上げ圧延の最終パスの段階での温度（仕上温度）は８００℃であり、すべてＡｒ１より大きい温度だった。また、巻き取り時の巻取り温度は５００℃とした。
次に、熱間圧延鋼板において酸洗によりスケールを除去し、８５％の圧下率で板厚が０．３８５ｍｍになるまで冷間圧延を行った。そして、無酸化雰囲気中でＡｃ１よりも低い７００℃まで加熱して中間焼鈍を行った。次いで、９％の圧下率で板厚が０．３５ｍｍになるまで２回目の冷間圧延（スキンパス圧延）を行った。
次に、磁気特性を調べるために２回目の冷間圧延（スキンパス圧延）の後に８００℃で２時間の歪取焼鈍を行い、磁束密度Ｂ５０および鉄損Ｗ１０／４００を測定した。磁束密度Ｂ５０に関しては第１の実施例と同様の手順で測定した。一方で鉄損Ｗ１０／４００は、最大磁束密度が１．０Ｔになるように４００Ｈｚの交流磁場をかけた時に試料に生じる全周平均のエネルギーロス（Ｗ／ｋｇ）として測定した。測定結果及び圧延条件を表３に示す。
Ｎｏ．２０１〜Ｎｏ．２１４は全て発明例であり、いずれも磁気特性が良好であった。特に、Ｎｏ．２０２〜Ｎｏ．２０４はＮｏ．２０１、Ｎｏ．２０５〜Ｎｏ．２１４よりも磁束密度Ｂ５０が高く、Ｎｏ．２０５〜Ｎｏ．２１４はＮｏ．２０１〜Ｎｏ．２０４よりも鉄損Ｗ１０／４００が低かった。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：０．０１０％以下、
Ｓｉ：１．５０％〜４．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％〜１．０％、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｕからなる群から選ばれる１種以上：総計で２．５０％〜５．００％、
Ｓｎ：０．０００％〜０．４００％、
Ｓｂ：０．０００％〜０．４００％、
Ｐ：０．０００％〜０．４００％、及び
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、及びＣｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．００００％〜０．０１００％を含有し、
Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］、Ｐｔ含有量（質量％）を［Ｐｔ］、Ｐｂ含有量（質量％）を［Ｐｂ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］、Ａｕ含有量（質量％）を［Ａｕ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）を［ｓｏｌ．Ａｌ］としたときに、以下の（１）式を満たし、
残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼材に対して熱間圧延を行い、熱間圧延鋼板を得る工程と、
前記熱間圧延鋼板に対して第１の冷間圧延を行う工程と、
前記第１の冷間圧延の後に第１の焼鈍を行う工程と、
前記第１の焼鈍の後に第２の冷間圧延を行う工程と、を有し、
前記第１の冷間圧延の圧下率（％）をＲｍ、前記第２の冷間圧延の圧下率（％）をＲｓとした場合に、以下の（２）式および（３）式を満たすことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｏ］＋［Ｐｔ］＋［Ｐｂ］＋［Ｃｕ］＋［Ａｕ］）−（［Ｓｉ］＋［ｓｏｌ．Ａｌ］）＞０％ ・・・（１）
８６＜Ｒｍ＋０．２×Ｒｓ＜９２ ・・・（２）
５＜Ｒｓ＜２０ ・・・（３） - 前記鋼材は、質量％で、
Ｓｎ：０．０２０％〜０．４００％、
Ｓｂ：０．０２０％〜０．４００％、及び、
Ｐ：０．０２０％〜０．４００％からなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記鋼材は、質量％で、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、及びＣｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．０００５％〜０．０１００％を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記熱間圧延時の仕上げ圧延の最終パスをＡｒ１以上の温度で行うことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記第１の焼鈍は、Ａｃ１未満の温度で行うことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記第２の冷間圧延の後に第２の焼鈍を行う工程をさらに有し、
前記第２の冷間圧延の後の第２の焼鈍では、焼鈍温度をＡｃ１未満とすることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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