JP3737558B2 - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板の製造方法に関し、とくに曲げ加工が施される発電機やモータなどの鉄心に用いて好適な無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提案するものである。
【０００２】
Si含有量の少ない無方向性電磁鋼板は、鉄損には劣るものの安価であることから、小型発電機やモータなどの鉄心材料として多用されている。
このような鋼板には、需要家にて曲げ加工が施されるものが多々ある。この曲げ加工に供する無方向性電磁鋼板としては、優れる磁気特性（特に鉄損）を有すること、安価であることはもちろんのこと、とくに曲げ加工時に座屈やスプリングバックなどのない曲げ加工性に優れるものが、需要家での作業性、生産性の観点から強く望まれている。
【０００３】
【従来の技術】
これまで、曲げ加工が施される無方向性電磁鋼板の製造方法としては、曲げ加工時の座屈やスプリングバックの発生を防止する目的で、降伏点を低下させ降伏伸びを減少させるため、0.02〜0.05 mass ％程度の低Ｃ材を冷間圧延したのち、バッチ焼鈍を施し、結晶粒成長およびカーバイトの粗大析出化をはかっていた。
【０００４】
このような従来技術では
▲１▼Ｃ含有量が比較的多いことによる鉄損の劣化のほか、カーバイトの析出により鉄損が劣化する。
▲２▼バッチ焼鈍処理のため、コイル内位置での鋼板の諸特性（機械的性質、磁気特性、表面性状）のバラツキが大きくなる。
▲３▼バッチ焼鈍は連続焼鈍に比し生産効率が劣り、低Si無方向性電磁鋼板の特徴の一つである経済性が損なわれる。
などの問題があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、前記した従来技術の問題点を有利に解決しようとするものであり、曲げ加工性および磁気特性に優れるとともにさらには連続焼鈍により生産効率の向上がはかれる無方向性電磁鋼板とその製造方法を提案することを目的とする。
ここで、特に良好な曲げ加工性を得るためには、図１の降伏点および降伏伸びと曲げ加工性との関係のグラフに示すように、降伏点：230 Ｎ／mm2 以下、降伏伸び：１％以下とすることが重要である。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、種々実験検討の結果、材質の均一化および生産効率向上のため連続焼鈍を採用し、かつ、良好な曲げ加工性と磁気特性を得るためには、素材のＣ含有量を低減することが最も有効であること、また、Ｎ2 による時効を防止するためにAlを添加すること、さらには、スキンパス圧延におけるスキンパス伸び率が降伏伸びに影響することなどを知見し、この発明を達成したものである。
【０００７】
すなわち、この発明の要旨とするところは以下のとおりである。
１．熱延鋼板を冷間圧延したのち連続焼鈍し、その後スキンパス圧延を施して得た無方向性電磁鋼板の成分組成が、Ｃ：0.005 mass％以下、Si：0.05〜0.30mass％、Mn：0.10〜0.50mass％、Al：0.15〜0.50mass％およびＮ：0.0050mass％以下を含有し残部は実質的にFeの成分組成になり、かつ降伏点：230 Ｎ／mm2 以下、降伏伸び：１％以下、時効硬化量（ΔＨ V ： 100 日放置後の硬度増加量）：５以下であることを特徴とする曲げ加工が施される発電機やモータ等鉄心用無方向性電磁鋼板（第１発明）。
【０００８】
２．Ｃ：0.005 mass％以下、Si：0.05〜0.30mass％、Mn：0.10〜0.50mass％、Al：0.15〜0.50mass％およびＮ：0.0050mass％以下を含有し残部は実質的にFeの成分組成になる熱延鋼板を、冷間圧延したのち、連続焼鈍し、その後スキンパス圧延を施して無方向性電磁鋼板を製造するにあたり、
前記連続焼鈍後に、保定温度： 300 〜 500 ℃、保定時間： 15 秒〜３分間の過時効処理を行い、かつスキンパス圧延でのスキンパス伸び率を 0.8〜2.0 ％（但し、2.0 ％を除く）とすることを特徴とする降伏点：230 Ｎ／mm2 以下、降伏伸び：１％以下、時効硬化量（ΔＨ V ： 100 日放置後の硬度増加量）：５以下の曲げ加工が施される発電機やモータ等鉄心用無方向性電磁鋼板の製造方法（第２発明）。
【０００９】
ここで、連続焼鈍は、保定温度：700 〜900 ℃、保定時間：10〜８０秒間がよい。
【００１０】
【発明の実施の形態】
まず、この発明の基礎となった実験例について説明する。
【００１１】
実験１
表１に示す、ＣおよびSi含有量の異なる板厚：2.2 mmの熱延板コイルを、それぞれ冷間圧延して板厚：0.5 mmとし、その後連続焼鈍炉にて800 ℃・１分間の連続焼鈍を行ったのち、450 ℃・70秒間の過時効処理を施し、その後スキンパス伸び率：1.2 ％のスキンパス圧延を行った。
【００１２】
【表１】
【００１３】
かくして得られた各鋼板について、鉄損（Ｗ15/50 ）、時効硬化量（ΔＨV ・・・100 日放置後の硬度増加量）および降伏点などを調査した。
これらの調査結果をもとに、図２にＣ含有量と鉄損（Ｗ15/50 ）との関係、図３にＣ含有量と時効硬化量（ΔＨV ）との関係および図４にSi含有量と降伏点との関係のグラフをそれぞれ示す。
【００１４】
図２および図３から明らかなように、Ｃ含有量が増加するにしたがって、鉄損および時効硬化量は増加する傾向を示しており、時効硬化量（ΔＨV ）を低く抑え、鉄損Ｗ15/50 を8.0 Ｗ／kg以下とするためにはＣ含有量は0.005 mass％以下とすることが重要であることがわかる。また、Si含有量は、鉄損に影響することは当然のことであるが、降伏点にも影響し、図４から明らかなように、Si含有量の増加とともに降伏点も上昇し、降伏点を230 Ｎ／mm2 以下とするためにはSi含有量は0.3 mass％以下とすることが重要である。
【００１５】
実験２
表２に示す、Al含有量の異なる板厚：2.2 mmの熱延板コイルを、それぞれ冷間圧延して板厚：0.5 mmとし、その後連続焼鈍炉にて800 ℃・１分間の連続焼鈍を行ったのち、450 ℃・80秒間の過時効処理を施し、その後スキンパス伸び率：1.2 ％のスキンパス圧延を行った。
【００１６】
【表２】
【００１７】
かくして得られた各鋼板について、鉄損（Ｗ15/50 ）、時効硬化量（ΔＨV ）などを調査した。
これらの調査結果をもとに、図５にAl含有量と鉄損（Ｗ15/50 ）との関係、図６にAl含有量と時効硬化量（ΔＨV ）との関係のグラフをそれぞれ示す。
【００１８】
図５から明らかなように、Al含有量が0.002 mass％から0.15 mass ％までの範囲では鉄損は高く、0.15 mass ％以上ではその含有量の増加とともに鉄損は漸減している。
これは、Al含有量が0.002 〜0.15 mass ％の範囲では、AlN の微細析出により結晶粒成長性を阻害するため鉄損は劣化し、Al含有量を増加して0.15 mass ％以上とすると、AlN の固溶限界が低下することで熱間圧延工程でのAlN の微細析出が防止できて鉄損が改善され、さらにAl含有量を増すと、Alの固有抵抗としての働きのため鉄損が徐々に改善されることによるものである。
【００１９】
また、図６から明らかなように、Al含有量の増加とともに時効硬化量は低減する。これは鋼中のＮ2 をAlN として固定すればＮ2 による時効硬化は防止できることを示している。
なお、計算上のＮ2 固定に必要なAl含有量は0.01 mass ％程度であるが、上記結果は、Ｎ2 を十分にAlN と固定するためには過分のAlが必要であることを意味している。
【００２０】
実験３
Ｃ：0.0015 mass ％、Si：0.09 mass ％、Mn：0.20 mass ％、Al：0.20 mass ％、Ｐ：0.03 mass ％、Ｓ：0.004 mass％およびＮ：0.003 mass％を含有する板厚：2.4 mmの熱延板コイルを、板厚：0.5 mmに冷間圧延し、連続焼鈍炉にて750 ℃・70秒間の連続焼鈍を行ったのち、400 ℃・90秒間の過時効処理を施し、その後スキンパス伸び率を変化させてスキンパス圧延を行った。
【００２１】
かくして得られた各鋼板について降伏伸びを測定した結果として、図７にスキンパス伸び率と降伏伸びとの関係のグラフを示す。
【００２２】
図７から明らかなように、スキンパス伸び率が 0.8％未満ではその値が小さくなるにしたがって降伏伸びは増加しており、降伏伸び１％以下に抑えるためには、スキンパス伸び率は 0.8〜 2.0 ％とすることが重要であることがわかる。
【００２３】
つぎに、この発明の成分組成の限定理由について述べる。
【００２４】
Ｃ：0.005 mass％以下
Ｃは、磁気特性の面から有害な成分であり、上記実験結果でも述べたように鉄損および時効硬化量の低減、さらには降伏点の低下をはかるため含有量は少ない方がよいが、許容できる上限は0.005 mass％である。したがって、その含有量は0.005 mass％以下とする。
【００２５】
Si：0.05〜0.30 mass ％
Siは、固有抵抗を高めることによって鉄損を低減する有用な成分であり、そのために0.05 mass ％以上含有させる。しかしながら、Siの添加は、硬度を高め、上記実験結果からも明らかなように含有量の増加とともに降伏点が上昇し含有量が0.30 mass ％を超えると降伏点が高くなりすぎ230 Ｎ／mm2 を超えてしまうと良好な曲げ加工性が得られなくなる。したがって、その含有量は0.05 mass ％以上、0.30 mass ％以下とする。
【００２６】
Mn：0.10〜0.50 mass ％
Mnは、熱間加工性を良好にし、引張強さを増し、じん性を改善するために有効な成分であり、さらに固有抵抗が増加するため鉄損の低減にも寄与する成分である。含有量が0.10 mass ％未満では熱間加工性が悪く、0.50 mass ％を超えると硬度が高くなり過ぎるとともにコストアップにもなる。したがって、その含有量は0.10 mass ％以上、0.50 mass ％以下とする。
Al：0.15〜0.50 mass ％
Alは、固有抵抗を増し鉄損を低減するとともにＮによる時効硬化を防止する重要な成分である。含有量が0.15 mass ％未満では、熱間圧延時に鋼中のＮ2 と結合したAlN が微細析出して結晶粒成長性を阻害し鉄損を劣化させる。一方、含有量が0.50 mass ％を超えると降伏点や硬度が上がり過ぎ実用に供し得なくなる。したがって、その含有量は0.15 mass ％以上、0.50 mass ％以下とする。
【００２７】
Ｎ：0.0050 mass ％以下
Ｎは、介在物としてTiN, AlNを形成する有害な成分であると共に、時効硬化を引き起こす成分であり少なければ少ないほど良い。
【００２８】
ついで、この発明における製造条件の限定理由ならびに好適製造条件について述べる。
転炉製鋼、脱ガス処理など、常法の製鋼方法により、上記成分組成に調整し、連続鋳造あるいは鋳造−造塊法によりスラブとする。
【００２９】
このスラブを熱間圧延するが、スラブを再加熱したのち熱間圧延する方法、スラブを再加熱せずに直接熱間圧延する方法のいずれもが適用できる。熱延板には、必要に応じて熱延板焼鈍もしくは熱間圧延後巻取り時に自己焼鈍を施すこともよい。
その後冷間圧延を施す。冷間圧延は１回または中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延により行うことでよい。
【００３０】
その後、冷延板に連続焼鈍を施しその末期に過時効処理を行い、その後スキンパス圧延を行って製品とする。これらの条件を以下に列記する。
【００３１】
・連続焼鈍
連続焼鈍において、保定温度は700 〜900 ℃の範囲、保定時間は10〜80秒間の範囲とすることが好ましい。この理由は、これより高温または長時間で焼鈍しても、結晶粒生長に対する効果が飽和し、かつコスト上昇を招くことによる。また、これより低温または短時間では再結晶が十分に進行せず磁性の向上がはかれなくなることによる。
【００３２】
・過時効処理
過時効処理は、カーバイドの粗大析出を促進させて、時効硬化を防止させるためであり、保定温度を300 〜500 ℃の範囲、保定時間を15秒〜３分間の範囲で行う。その理由は、これより低温または短時間では十分な時効処理効果が得られず、また、これより高温または長時間では時効処理効果が飽和し、コスト上昇をきたすためである。
【００３３】
・スキンパス圧延
スキンパス圧延において、スキンパス伸び率は降伏伸びを低減させるために重要であり、上記実験結果から明らかなように降伏伸びを１％以下とするためにスキンパス伸び率を 0.8〜 2.0 ％（但し、 2.0 ％を除く）とする。
【００３４】
なお、上記によって製造された製品板表面に、公知の方法によって絶縁被膜を被成することは一向に差し支えない。
【００３５】
【実施例】
表３に示す成分組成の異なるこの発明の適合鋼および比較鋼スラブを素材として、それぞれ熱間圧延し板厚：2.3 mmにしたのち、酸洗後、冷間圧延を行って板厚：0.5 mmの冷延板とした。
【００３６】
【表３】
【００３７】
これらの冷延板を用い、連続焼鈍炉で750 ℃・60秒間の連続焼鈍を行ったのち、400 ℃・20秒間の過時効処理を施し（比較例として過時効処理を施さないものを含む）、その後スキンパス伸び率を変化させてスキンパス圧延を行い（比較例としてスキンパス圧延を行わないものを含む）、それぞれ製品とした。
かくして得られた各製品について、鉄損、時効硬化量（100 日放置後の硬度増加量）、降伏点および降伏伸びをそれぞれ調査した。
過時効処理の有無およびスキンパス伸び率と製品の調査結果とを表４にまとめて示す。
【００３８】
【表４】
【００３９】
表４から明らかなように、スキンパス伸び率がこの発明の限定範囲を外れる試料No. ３，４，８および９、過時効処理を施さない試料 No. ５、ならびに組成範囲がこの発明の限定範囲を外れる試料No. 10〜17の各比較例は、鉄損、時効硬化量、降伏点あるいは降伏伸びのいずれか１つ以上で大きな値を示しているのに対し、試料No. １，２，６および７のこの発明の適合例はいずれも、鉄損Ｗ15/50：7.6 Ｗ／kg以下、時効硬化量（ΔＨV）：５以下、降伏点：220 Ｎ／mm2以下および降伏伸び：0.8 ％以下の良好な値を示している。
【００４０】
さらに、上記適合例の鋼板を用い、実工程にて打ち抜き性および曲げ加工性を調査し、その後発電機に組立て発電効率を調査した。その結果、打ち抜き性および曲げ加工性はバッチ焼鈍を採用している従来材と同等であり、また発電効率は従来材を採用している製品に比し鉄損の改善により１％以上向上することが明らかとなった。
【００４１】
【発明の効果】
この発明は、成分組成を限定した極低炭素鋼を用い、冷間圧延後の焼鈍に連続焼鈍を採用し、曲げ加工性および鉄損に優れる無方向性電磁鋼板およびその製造方法であって、この発明によれば、連続焼鈍の採用により、従来のバッチ焼鈍に比し、製品品質のバラツキの減少、大幅な鋼板の生産効率の向上がはかれるとともに、鉄損の低減による発電機やモータの効率の向上、曲げ加工性の向上による発電機やモータの生産効率の向上が達成できるようになる。
【図面の簡単な説明】
【図１】降伏点および降伏伸びと曲げ加工性との関係のグラフである。
【図２】Ｃ含有量と鉄損との関係のグラフである。
【図３】Ｃ含有量と時効硬化量との関係のグラフである。
【図４】 Si含有量と降伏点との関係のグラフである。
【図５】 Al含有量と鉄損との関係のグラフである。
【図６】 Al含有量と時効硬化量との関係のグラフである。
【図７】スキンパス伸び率と降伏伸びとの関係のグラフである。
【発明の属する技術分野】
この発明は磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板の製造方法に関し、とくに曲げ加工が施される発電機やモータなどの鉄心に用いて好適な無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提案するものである。
【０００２】
Si含有量の少ない無方向性電磁鋼板は、鉄損には劣るものの安価であることから、小型発電機やモータなどの鉄心材料として多用されている。
このような鋼板には、需要家にて曲げ加工が施されるものが多々ある。この曲げ加工に供する無方向性電磁鋼板としては、優れる磁気特性（特に鉄損）を有すること、安価であることはもちろんのこと、とくに曲げ加工時に座屈やスプリングバックなどのない曲げ加工性に優れるものが、需要家での作業性、生産性の観点から強く望まれている。
【０００３】
【従来の技術】
これまで、曲げ加工が施される無方向性電磁鋼板の製造方法としては、曲げ加工時の座屈やスプリングバックの発生を防止する目的で、降伏点を低下させ降伏伸びを減少させるため、0.02〜0.05 mass ％程度の低Ｃ材を冷間圧延したのち、バッチ焼鈍を施し、結晶粒成長およびカーバイトの粗大析出化をはかっていた。
【０００４】
このような従来技術では
▲１▼Ｃ含有量が比較的多いことによる鉄損の劣化のほか、カーバイトの析出により鉄損が劣化する。
▲２▼バッチ焼鈍処理のため、コイル内位置での鋼板の諸特性（機械的性質、磁気特性、表面性状）のバラツキが大きくなる。
▲３▼バッチ焼鈍は連続焼鈍に比し生産効率が劣り、低Si無方向性電磁鋼板の特徴の一つである経済性が損なわれる。
などの問題があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、前記した従来技術の問題点を有利に解決しようとするものであり、曲げ加工性および磁気特性に優れるとともにさらには連続焼鈍により生産効率の向上がはかれる無方向性電磁鋼板とその製造方法を提案することを目的とする。
ここで、特に良好な曲げ加工性を得るためには、図１の降伏点および降伏伸びと曲げ加工性との関係のグラフに示すように、降伏点：230 Ｎ／mm2 以下、降伏伸び：１％以下とすることが重要である。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、種々実験検討の結果、材質の均一化および生産効率向上のため連続焼鈍を採用し、かつ、良好な曲げ加工性と磁気特性を得るためには、素材のＣ含有量を低減することが最も有効であること、また、Ｎ2 による時効を防止するためにAlを添加すること、さらには、スキンパス圧延におけるスキンパス伸び率が降伏伸びに影響することなどを知見し、この発明を達成したものである。
【０００７】
すなわち、この発明の要旨とするところは以下のとおりである。
１．熱延鋼板を冷間圧延したのち連続焼鈍し、その後スキンパス圧延を施して得た無方向性電磁鋼板の成分組成が、Ｃ：0.005 mass％以下、Si：0.05〜0.30mass％、Mn：0.10〜0.50mass％、Al：0.15〜0.50mass％およびＮ：0.0050mass％以下を含有し残部は実質的にFeの成分組成になり、かつ降伏点：230 Ｎ／mm2 以下、降伏伸び：１％以下、時効硬化量（ΔＨ V ： 100 日放置後の硬度増加量）：５以下であることを特徴とする曲げ加工が施される発電機やモータ等鉄心用無方向性電磁鋼板（第１発明）。
【０００８】
２．Ｃ：0.005 mass％以下、Si：0.05〜0.30mass％、Mn：0.10〜0.50mass％、Al：0.15〜0.50mass％およびＮ：0.0050mass％以下を含有し残部は実質的にFeの成分組成になる熱延鋼板を、冷間圧延したのち、連続焼鈍し、その後スキンパス圧延を施して無方向性電磁鋼板を製造するにあたり、
前記連続焼鈍後に、保定温度： 300 〜 500 ℃、保定時間： 15 秒〜３分間の過時効処理を行い、かつスキンパス圧延でのスキンパス伸び率を 0.8〜2.0 ％（但し、2.0 ％を除く）とすることを特徴とする降伏点：230 Ｎ／mm2 以下、降伏伸び：１％以下、時効硬化量（ΔＨ V ： 100 日放置後の硬度増加量）：５以下の曲げ加工が施される発電機やモータ等鉄心用無方向性電磁鋼板の製造方法（第２発明）。
【０００９】
ここで、連続焼鈍は、保定温度：700 〜900 ℃、保定時間：10〜８０秒間がよい。
【００１０】
【発明の実施の形態】
まず、この発明の基礎となった実験例について説明する。
【００１１】
実験１
表１に示す、ＣおよびSi含有量の異なる板厚：2.2 mmの熱延板コイルを、それぞれ冷間圧延して板厚：0.5 mmとし、その後連続焼鈍炉にて800 ℃・１分間の連続焼鈍を行ったのち、450 ℃・70秒間の過時効処理を施し、その後スキンパス伸び率：1.2 ％のスキンパス圧延を行った。
【００１２】
【表１】
かくして得られた各鋼板について、鉄損（Ｗ15/50 ）、時効硬化量（ΔＨV ・・・100 日放置後の硬度増加量）および降伏点などを調査した。
これらの調査結果をもとに、図２にＣ含有量と鉄損（Ｗ15/50 ）との関係、図３にＣ含有量と時効硬化量（ΔＨV ）との関係および図４にSi含有量と降伏点との関係のグラフをそれぞれ示す。
【００１４】
図２および図３から明らかなように、Ｃ含有量が増加するにしたがって、鉄損および時効硬化量は増加する傾向を示しており、時効硬化量（ΔＨV ）を低く抑え、鉄損Ｗ15/50 を8.0 Ｗ／kg以下とするためにはＣ含有量は0.005 mass％以下とすることが重要であることがわかる。また、Si含有量は、鉄損に影響することは当然のことであるが、降伏点にも影響し、図４から明らかなように、Si含有量の増加とともに降伏点も上昇し、降伏点を230 Ｎ／mm2 以下とするためにはSi含有量は0.3 mass％以下とすることが重要である。
【００１５】
実験２
表２に示す、Al含有量の異なる板厚：2.2 mmの熱延板コイルを、それぞれ冷間圧延して板厚：0.5 mmとし、その後連続焼鈍炉にて800 ℃・１分間の連続焼鈍を行ったのち、450 ℃・80秒間の過時効処理を施し、その後スキンパス伸び率：1.2 ％のスキンパス圧延を行った。
【００１６】
【表２】
かくして得られた各鋼板について、鉄損（Ｗ15/50 ）、時効硬化量（ΔＨV ）などを調査した。
これらの調査結果をもとに、図５にAl含有量と鉄損（Ｗ15/50 ）との関係、図６にAl含有量と時効硬化量（ΔＨV ）との関係のグラフをそれぞれ示す。
【００１８】
図５から明らかなように、Al含有量が0.002 mass％から0.15 mass ％までの範囲では鉄損は高く、0.15 mass ％以上ではその含有量の増加とともに鉄損は漸減している。
これは、Al含有量が0.002 〜0.15 mass ％の範囲では、AlN の微細析出により結晶粒成長性を阻害するため鉄損は劣化し、Al含有量を増加して0.15 mass ％以上とすると、AlN の固溶限界が低下することで熱間圧延工程でのAlN の微細析出が防止できて鉄損が改善され、さらにAl含有量を増すと、Alの固有抵抗としての働きのため鉄損が徐々に改善されることによるものである。
【００１９】
また、図６から明らかなように、Al含有量の増加とともに時効硬化量は低減する。これは鋼中のＮ2 をAlN として固定すればＮ2 による時効硬化は防止できることを示している。
なお、計算上のＮ2 固定に必要なAl含有量は0.01 mass ％程度であるが、上記結果は、Ｎ2 を十分にAlN と固定するためには過分のAlが必要であることを意味している。
【００２０】
実験３
Ｃ：0.0015 mass ％、Si：0.09 mass ％、Mn：0.20 mass ％、Al：0.20 mass ％、Ｐ：0.03 mass ％、Ｓ：0.004 mass％およびＮ：0.003 mass％を含有する板厚：2.4 mmの熱延板コイルを、板厚：0.5 mmに冷間圧延し、連続焼鈍炉にて750 ℃・70秒間の連続焼鈍を行ったのち、400 ℃・90秒間の過時効処理を施し、その後スキンパス伸び率を変化させてスキンパス圧延を行った。
【００２１】
かくして得られた各鋼板について降伏伸びを測定した結果として、図７にスキンパス伸び率と降伏伸びとの関係のグラフを示す。
【００２２】
図７から明らかなように、スキンパス伸び率が 0.8％未満ではその値が小さくなるにしたがって降伏伸びは増加しており、降伏伸び１％以下に抑えるためには、スキンパス伸び率は 0.8〜 2.0 ％とすることが重要であることがわかる。
【００２３】
つぎに、この発明の成分組成の限定理由について述べる。
【００２４】
Ｃ：0.005 mass％以下
Ｃは、磁気特性の面から有害な成分であり、上記実験結果でも述べたように鉄損および時効硬化量の低減、さらには降伏点の低下をはかるため含有量は少ない方がよいが、許容できる上限は0.005 mass％である。したがって、その含有量は0.005 mass％以下とする。
【００２５】
Si：0.05〜0.30 mass ％
Siは、固有抵抗を高めることによって鉄損を低減する有用な成分であり、そのために0.05 mass ％以上含有させる。しかしながら、Siの添加は、硬度を高め、上記実験結果からも明らかなように含有量の増加とともに降伏点が上昇し含有量が0.30 mass ％を超えると降伏点が高くなりすぎ230 Ｎ／mm2 を超えてしまうと良好な曲げ加工性が得られなくなる。したがって、その含有量は0.05 mass ％以上、0.30 mass ％以下とする。
【００２６】
Mn：0.10〜0.50 mass ％
Mnは、熱間加工性を良好にし、引張強さを増し、じん性を改善するために有効な成分であり、さらに固有抵抗が増加するため鉄損の低減にも寄与する成分である。含有量が0.10 mass ％未満では熱間加工性が悪く、0.50 mass ％を超えると硬度が高くなり過ぎるとともにコストアップにもなる。したがって、その含有量は0.10 mass ％以上、0.50 mass ％以下とする。
Al：0.15〜0.50 mass ％
Alは、固有抵抗を増し鉄損を低減するとともにＮによる時効硬化を防止する重要な成分である。含有量が0.15 mass ％未満では、熱間圧延時に鋼中のＮ2 と結合したAlN が微細析出して結晶粒成長性を阻害し鉄損を劣化させる。一方、含有量が0.50 mass ％を超えると降伏点や硬度が上がり過ぎ実用に供し得なくなる。したがって、その含有量は0.15 mass ％以上、0.50 mass ％以下とする。
【００２７】
Ｎ：0.0050 mass ％以下
Ｎは、介在物としてTiN, AlNを形成する有害な成分であると共に、時効硬化を引き起こす成分であり少なければ少ないほど良い。
【００２８】
ついで、この発明における製造条件の限定理由ならびに好適製造条件について述べる。
転炉製鋼、脱ガス処理など、常法の製鋼方法により、上記成分組成に調整し、連続鋳造あるいは鋳造−造塊法によりスラブとする。
【００２９】
このスラブを熱間圧延するが、スラブを再加熱したのち熱間圧延する方法、スラブを再加熱せずに直接熱間圧延する方法のいずれもが適用できる。熱延板には、必要に応じて熱延板焼鈍もしくは熱間圧延後巻取り時に自己焼鈍を施すこともよい。
その後冷間圧延を施す。冷間圧延は１回または中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延により行うことでよい。
【００３０】
その後、冷延板に連続焼鈍を施しその末期に過時効処理を行い、その後スキンパス圧延を行って製品とする。これらの条件を以下に列記する。
【００３１】
・連続焼鈍
連続焼鈍において、保定温度は700 〜900 ℃の範囲、保定時間は10〜80秒間の範囲とすることが好ましい。この理由は、これより高温または長時間で焼鈍しても、結晶粒生長に対する効果が飽和し、かつコスト上昇を招くことによる。また、これより低温または短時間では再結晶が十分に進行せず磁性の向上がはかれなくなることによる。
【００３２】
・過時効処理
過時効処理は、カーバイドの粗大析出を促進させて、時効硬化を防止させるためであり、保定温度を300 〜500 ℃の範囲、保定時間を15秒〜３分間の範囲で行う。その理由は、これより低温または短時間では十分な時効処理効果が得られず、また、これより高温または長時間では時効処理効果が飽和し、コスト上昇をきたすためである。
【００３３】
・スキンパス圧延
スキンパス圧延において、スキンパス伸び率は降伏伸びを低減させるために重要であり、上記実験結果から明らかなように降伏伸びを１％以下とするためにスキンパス伸び率を 0.8〜 2.0 ％（但し、 2.0 ％を除く）とする。
【００３４】
なお、上記によって製造された製品板表面に、公知の方法によって絶縁被膜を被成することは一向に差し支えない。
【００３５】
【実施例】
表３に示す成分組成の異なるこの発明の適合鋼および比較鋼スラブを素材として、それぞれ熱間圧延し板厚：2.3 mmにしたのち、酸洗後、冷間圧延を行って板厚：0.5 mmの冷延板とした。
【００３６】
【表３】
これらの冷延板を用い、連続焼鈍炉で750 ℃・60秒間の連続焼鈍を行ったのち、400 ℃・20秒間の過時効処理を施し（比較例として過時効処理を施さないものを含む）、その後スキンパス伸び率を変化させてスキンパス圧延を行い（比較例としてスキンパス圧延を行わないものを含む）、それぞれ製品とした。
かくして得られた各製品について、鉄損、時効硬化量（100 日放置後の硬度増加量）、降伏点および降伏伸びをそれぞれ調査した。
過時効処理の有無およびスキンパス伸び率と製品の調査結果とを表４にまとめて示す。
【００３８】
【表４】
表４から明らかなように、スキンパス伸び率がこの発明の限定範囲を外れる試料No. ３，４，８および９、過時効処理を施さない試料 No. ５、ならびに組成範囲がこの発明の限定範囲を外れる試料No. 10〜17の各比較例は、鉄損、時効硬化量、降伏点あるいは降伏伸びのいずれか１つ以上で大きな値を示しているのに対し、試料No. １，２，６および７のこの発明の適合例はいずれも、鉄損Ｗ15/50：7.6 Ｗ／kg以下、時効硬化量（ΔＨV）：５以下、降伏点：220 Ｎ／mm2以下および降伏伸び：0.8 ％以下の良好な値を示している。
【００４０】
さらに、上記適合例の鋼板を用い、実工程にて打ち抜き性および曲げ加工性を調査し、その後発電機に組立て発電効率を調査した。その結果、打ち抜き性および曲げ加工性はバッチ焼鈍を採用している従来材と同等であり、また発電効率は従来材を採用している製品に比し鉄損の改善により１％以上向上することが明らかとなった。
【００４１】
【発明の効果】
この発明は、成分組成を限定した極低炭素鋼を用い、冷間圧延後の焼鈍に連続焼鈍を採用し、曲げ加工性および鉄損に優れる無方向性電磁鋼板およびその製造方法であって、この発明によれば、連続焼鈍の採用により、従来のバッチ焼鈍に比し、製品品質のバラツキの減少、大幅な鋼板の生産効率の向上がはかれるとともに、鉄損の低減による発電機やモータの効率の向上、曲げ加工性の向上による発電機やモータの生産効率の向上が達成できるようになる。
【図面の簡単な説明】
【図１】降伏点および降伏伸びと曲げ加工性との関係のグラフである。
【図２】Ｃ含有量と鉄損との関係のグラフである。
【図３】Ｃ含有量と時効硬化量との関係のグラフである。
【図４】 Si含有量と降伏点との関係のグラフである。
【図５】 Al含有量と鉄損との関係のグラフである。
【図６】 Al含有量と時効硬化量との関係のグラフである。
【図７】スキンパス伸び率と降伏伸びとの関係のグラフである。
Claims (2)
- 熱延鋼板を冷間圧延したのち連続焼鈍し、その後スキンパス圧延を施して得た無方向性電磁鋼板の成分組成が、Ｃ：0.005 mass％以下、Si：0.05〜0.30mass％、Mn：0.10〜0.50mass％、Al：0.15〜0.50mass％およびＮ：0.0050mass％以下を含有し残部は実質的にFeの成分組成になり、かつ降伏点：230 Ｎ／mm2 以下、降伏伸び：１％以下、時効硬化量（ΔＨ V ： 100 日放置後の硬度増加量）：５以下であることを特徴とする曲げ加工が施される発電機やモータ等鉄心用無方向性電磁鋼板。
- Ｃ：0.005 mass％以下、Si：0.05〜0.30mass％、Mn：0.10〜0.50mass％、Al：0.15〜0.50mass％およびＮ：0.0050mass％以下を含有し残部は実質的にFeの成分組成になる熱延鋼板を、冷間圧延したのち、連続焼鈍し、その後スキンパス圧延を施して無方向性電磁鋼板を製造するにあたり、
前記連続焼鈍後に、保定温度： 300 〜 500 ℃、保定時間： 15 秒〜３分間の過時効処理を行い、かつスキンパス圧延でのスキンパス伸び率を 0.8〜2.0 ％（但し、2.0 ％を除く）とすることを特徴とする降伏点：230 Ｎ／mm2 以下、降伏伸び：１％以下、時効硬化量（ΔＨ V ： 100 日放置後の硬度増加量）：５以下の曲げ加工が施される発電機やモータ等鉄心用無方向性電磁鋼板の製造方法。
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