WO2013080891A1 - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板の製造方法 Download PDF

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尾田　善彦
広朗 戸田
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Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a non-oriented electrical steel sheet, and specifically to a method for producing a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties in the rolling direction.
  • Non-oriented electrical steel sheets are widely used as iron core materials for electrical equipment. Therefore, in order to achieve miniaturization and high efficiency of electrical equipment, it is indispensable to improve the quality of non-oriented electrical steel sheets, that is, increase the magnetic flux density and reduce the iron loss.
  • split motors have been adopted for drive motors of hybrid vehicles and electric vehicles in place of conventional integrated cores.
  • the core material to be laminated is not punched in a ring shape integrally from the raw steel plate, but the teeth portion of the T-shaped core divided in the circumferential direction becomes the rolling direction of the steel plate.
  • it is a technology to improve the characteristics of the motor by assembling it into the core, and since the teeth part where the magnetic flux concentrates becomes the rolling direction of the electromagnetic steel sheet, the torque of the motor is increased and the efficiency is increased. It becomes possible.
  • the material used for the split core As the material used for the split core, a grain-oriented electrical steel sheet with good magnetic properties in the rolling direction can be considered. However, since a secondary recrystallization process is required in the manufacturing process, the manufacturing cost is high, and the split core has almost no It is not adopted and exclusively non-oriented electrical steel sheets that are inexpensive are used. Therefore, if the magnetic flux density in the rolling direction of the non-oriented electrical steel sheet can be increased, it can be considered that it can be an optimum material for the split core.
  • the in-plane rolling direction is controlled by controlling the crystal grain size after hot-rolled sheet annealing and the cold rolling reduction ratio to an appropriate range.
  • a method for obtaining excellent magnetic properties in the vertical direction is disclosed.
  • this method since it is necessary to obtain a crystal grain size before cold rolling of 300 ⁇ m or more, it is necessary to reduce the impurity concentration in the steel, or it is necessary to increase the hot-rolled sheet annealing temperature. Therefore, there are problems in terms of manufacturability and cost.
  • Patent Document 2 a steel material containing Si: 2.0 mass% or less, Mn: 3.0 mass% or less, Al: 1.0 to 3.0 mass% is hot-rolled and hot-rolled sheet annealed.
  • the steel plate after the finish annealing having a crystal grain size of 50 ⁇ m or less is subjected to skin pass rolling at a rolling reduction of 3 to 10%, so that the L direction A technique for producing a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties is disclosed.
  • the technique of Patent Document 2 has a problem that the saturation magnetic flux density is reduced and the raw material cost is increased because Al needs to be added by 1 mass% or more.
  • the present invention has been made in view of the above-described problems of the prior art, and an object thereof is to propose an advantageous method for producing a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties in the cold rolling direction. .
  • the inventors have intensively studied to solve the above problems. As a result, after controlling the crystal grain size in the cold rolled steel sheet after recrystallization annealing to which Al is reduced and Ca is added to an appropriate range, by performing skin pass rolling with an appropriate reduction ratio, the cold rolling direction
  • the present invention was developed by finding that the magnetic flux density in the (L direction) can be remarkably improved.
  • the present invention has C: 0.005 mass% or less, Si: 2 to 7 mass%, Mn: 0.03 to 3 mass%, Al: 0.01 mass% or less, N: 0.005 mass% or less, S: 0.005 mass% or less, and further Ca is 0.0005 to 0.01 mass% and the atomic ratio with S (Ca (mass%) / 40) / (S (mass%) / 32) is 0.5.
  • a steel slab containing in the range of ⁇ 3.5, the balance comprising Fe and inevitable impurities is hot-rolled, hot-rolled sheet annealed, cold-rolled, and then recrystallized annealed to obtain a crystal grain size d.
  • This is a method for producing a non-oriented electrical steel sheet that is subjected to skin pass rolling with a rolling reduction of 1 to 15% and subjected to strain relief annealing after the thickness is set to 70 ⁇ m or less.
  • the steel slab used in the method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to the present invention further includes Sn: 0.003 to 0.5 mass%, Sb: 0.003 to 0.5 mass%, P: 0 It is characterized by containing one or more selected from 0.03 to 0.15 mass%.
  • a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties in the rolling direction can be provided at a low cost. Therefore, by using the non-oriented electrical steel sheet of the present invention as a split core material, a hybrid vehicle And the performance of electric vehicles can be improved.
  • 3 is a graph showing the influence of Al content on magnetic flux density B 50-L in the rolling direction. It is a graph which shows the influence of Al content which has on the iron loss W15 / 50-L of the rolling direction.
  • 4 is a graph showing the influence of the atomic ratio of Ca and S (Ca / 40) / (S / 32) on the magnetic flux density B 50-L in the rolling direction. It is a graph which shows the influence of the atomic ratio of Ca and S (Ca / 40) / (S / 32) on the iron loss W 15 / 50-L in the rolling direction.
  • 6 is a graph showing the influence of the average particle size before skin pass on the magnetic flux density B 50-L in the rolling direction.
  • the inventors studied to improve the magnetic properties in the cold rolling direction (L direction) of the non-oriented electrical steel sheet, and as a result, the Al was reduced and Ca was added after recrystallization annealing. Knowing that the magnetic flux density in the cold rolling direction (L direction) can be greatly improved by performing skin pass rolling with an appropriate reduction ratio after controlling the crystal grain size in the cold rolled steel sheet to an appropriate range, The present invention was developed. Hereinafter, the experiment regarding the said knowledge is demonstrated.
  • the crystal grain size was set to 35 ⁇ m.
  • the crystal grain size is an average crystal grain size obtained by measuring the L cross section by a line segment method (hereinafter the same). Thereafter, skin pass rolling with a rolling reduction of 5% was performed to obtain a plate thickness of 0.35 mm, and then held at 820 ° C. for 2 hours, and then subjected to strain relief annealing for furnace cooling.
  • a sample in the L direction (rolling direction) of length L: 180 mm ⁇ width C: 30 mm was cut out from the cold-rolled annealed sheet thus obtained, and magnetic properties (magnetic flux density B 50-L , iron loss W 15 were determined by an Epstein test. / 50-L ) were measured, and the results are shown in FIGS. From these figures, it can be seen that the magnetic properties in the L direction are improved in the region where the Al content is 0.01 mass% or less. The reason why the magnetic properties in the L direction after skin pass and strain relief annealing are improved by reducing Al is not yet fully understood, but Al forms an AlN and suppresses grain boundary migration.
  • Annealing was performed to make the crystal grain size 40 ⁇ m. Thereafter, skin pass rolling with a rolling reduction of 7% was performed to obtain a plate thickness of 0.25 mm, and after holding at 750 ° C. for 2 hours, a stress relief annealing for furnace cooling was performed.
  • a sample in the L direction (rolling direction) of length L: 180 mm ⁇ width C: 30 mm was cut out from the cold-rolled annealed sheet thus obtained, and magnetic properties (magnetic flux density B 50-L , iron loss W 15 were determined by an Epstein test. / 50-L ) were measured, and the results are shown in FIGS. From these figures, the magnetic property in the L direction is expressed in the range of (Ca (mass%) / 40) / (S (mass%) / 32) representing the atomic ratio of Ca and S in the range of 0.5 to 3.5. It can be seen that it has improved.
  • recrystallization annealing is performed in a temperature range of 750 to 1050 ° C. for 30 seconds to change the crystal grain size to various sizes, and then a skin pass rolling with a rolling reduction of 5% is performed to obtain a thickness of 0.00. After setting the thickness to 35 mm, it was held at 820 ° C. for 2 hours, and then subjected to strain relief annealing for furnace cooling.
  • a sample in the L direction (rolling direction) of length L: 180 mm ⁇ width C: 30 mm was cut out from the cold-rolled annealed sheet thus obtained, and magnetic properties (magnetic flux density B 50-L , iron loss W 15 were determined by an Epstein test. / 50-L ) was measured, and the results are shown in FIGS. From these figures, it can be seen that the magnetic properties in the L direction are improved by setting the grain size after recrystallization annealing (before skin pass rolling) to 70 ⁇ m or less. This is because when the particle size before skin pass exceeds 70 ⁇ m, strain-induced grain growth hardly occurs after skin pass and strain relief annealing, the texture is randomized, and the degree of accumulation in the Goss orientation decreases. This is probably because the introduced strain remains after the strain relief annealing.
  • recrystallization annealing was performed at 800 ° C. for 30 seconds to make the crystal grain size 40 ⁇ m. Thereafter, the rolling reduction was changed in the range of 0.5 to 20%, skin pass rolling was performed to obtain a sheet thickness of 0.25 mm, and the sheet was held at 750 ° C. for 2 hours, and then subjected to stress relief annealing for furnace cooling. .
  • the mechanism for increasing the degree of accumulation in the Goss orientation after skin pass rolling and strain relief annealing has not yet been clarified, but is due to orientation selective grain growth of Goss grains with less internal strain. It is considered that the accumulation in the Goss orientation was promoted in combination with the effect of reducing Al described above.
  • C 0.005 mass% or less
  • the product plate causes magnetic aging and the iron loss characteristic is deteriorated. Therefore, C is set to 0.005 mass% or less. Preferably it is 0.003 mass% or less.
  • Si 2 to 7 mass% Since Si is an element that increases the electrical resistance of steel and reduces iron loss, it is necessary to contain 2 mass% or more. On the other hand, when Si exceeds 7 mass%, the steel becomes hard and workability is lowered, and the saturation magnetic flux density is also lowered. Therefore, Si is set in the range of 2 to 7 mass%. Preferably, the upper limit is 6.5 mass%.
  • Mn 0.03 to 3 mass%
  • Mn is an element necessary for improving the hot workability, but if it is less than 0.03 mass%, the above effect cannot be obtained. On the other hand, addition of more than 3 mass% causes an increase in raw material cost. Therefore, Mn is set to a range of 0.03 to 3 mass%.
  • the lower limit is 0.05 mass% and the upper limit is 2 mass%.
  • Al 0.01 mass% or less
  • Al is set to 0.01 mass% or less. Preferably it is 0.005 mass% or less.
  • S and N are impurity elements that lower the magnetic properties in the present invention, and if each contains more than 0.005 mass%, the above The harmful effect is increased. Therefore, S and N are each 0.005 mass% or less. Preferably, each is 0.003 mass% or less.
  • Ca 0.0005 to 0.01 mass% and (Ca (mass%) / 40) / (S (mass%) / 32): 0.5 to 3.5
  • Ca is an element having an effect of improving grain growth and improving magnetic properties by fixing S in steel and precipitating as CaS. If the addition amount of Ca is less than 0.0005 mass%, the above effect is not sufficient. On the other hand, addition of more than 0.01 mass% leads to excessive precipitation of CaS and increases the hysteresis loss, which is not preferable. Therefore, Ca is set in the range of 0.0005 to 0.01 mass%. Preferably, the lower limit is 0.001 mass% and the upper limit is 0.008 mass%.
  • the atomic ratio of Ca to S (Ca (mass%) / 40) / (S (mass%) / 32)) is 0. It is necessary to control to be in the range of .5 to 3.5. When the atomic ratio of Ca to S is less than 0.5, the above effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, when the atomic ratio of Ca to S exceeds 3.5, the amount of precipitated CaS increases and hysteresis loss increases. On the contrary, the iron loss increases. Therefore, Ca needs to be added in an atomic ratio with respect to S in the range of 0.5 to 3.5. Preferably, the lower limit is 0.7 and the upper limit is 1.5.
  • the electrical steel sheet of the present invention can further contain one or two selected from Sn, Sb and P in the following range.
  • Sn and Sb not only improve the texture and improve the magnetic flux density, but also prevent the deterioration of magnetic properties by suppressing the oxidation and nitridation of the steel sheet surface layer and the generation of surface layer fine grains accompanying it, etc. It is an element having various functions and effects. In order to express such an effect, it is preferable to add 0.003 mass% or more of any one or more of Sn and Sb.
  • the addition amount exceeds 0.5 mass%, the grain growth property of the crystal grains is hindered, and there is a possibility that the magnetic characteristics are deteriorated. Therefore, when adding Sn and Sb, it is desirable that the lower limit is 0.003 mass% and the upper limit is 0.5 mass%, respectively.
  • P 0.03-0.15 mass%
  • P is an element having an effect of improving the texture and improving the magnetic flux density, and is preferably contained in an amount of 0.03 mass% or more. However, if the content exceeds 0.15 mass%, the hardness of the steel plate increases and embrittlement occurs, making it difficult to cold-roll. Therefore, as for P, it is desirable that the lower limit is 0.03 mass% and the upper limit is 0.15 mass%.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the present invention is obtained by melting a steel having the above-described composition suitable for the present invention by a generally known refining process using a converter, an electric furnace, a vacuum degassing apparatus, etc.
  • a steel slab is formed by a lump-slab rolling method, and this steel slab is hot-rolled by a generally known method, subjected to hot-rolled sheet annealing as necessary, cold-rolled, recrystallized annealed, and skin-pass-rolled. And it can manufacture by giving distortion relief annealing.
  • cold rolling may be performed according to a conventional method, and there is no particular limitation. For example, cold rolling may be performed once or twice or more with intermediate annealing, and the reduction rate It can be set similarly to the normal non-oriented electrical steel sheet. However, after recrystallization annealing, it is desirable to carry out under the following conditions.
  • Recrystallization annealing The recrystallization annealing after cold rolling needs to control the crystal grain size after annealing to 70 ⁇ m or less, preferably 60 ⁇ m or less.
  • the annealing temperature is preferably in the range of 700 to 900 ° C. More preferably, the lower limit is 750 ° C and the upper limit is 850 ° C.
  • the reduction rate of the skin pass performed after recrystallization annealing must be set in the range of 1 to 15%.
  • the strain energy to be introduced is insufficient, and therefore accumulation in the Goss orientation is not recognized during strain relief annealing.
  • the skin pass reduction ratio exceeds 15%, the strain energy introduced is excessively increased, and preferential growth in the Goss orientation is not recognized during strain relief annealing.
  • the lower limit is 2% and the upper limit is 10%.
  • Strain relief annealing is generally performed under the condition of soaking at a temperature of 700 to 900 ° C. for about 2 hours.
  • the annealing temperature is set as high as possible. Is preferred.
  • the annealing temperature for strain relief annealing is preferably in the range of 700 to 900 ° C., more preferably the lower limit is 750 ° C. and the upper limit is 850 ° C.
  • a steel slab having the composition shown in Table 1 was melted, heated at 1080 ° C. for 30 minutes, hot-rolled to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 2.0 mm, and then hot-rolled at 1000 ° C. for 30 seconds.
  • Sheet annealing was performed to form a cold rolled sheet having a final sheet thickness of 0.20 to 0.35 mm by one cold rolling, and then recrystallization annealing was performed at the annealing temperature shown in Table 2 for 10 seconds.
  • the sample was extract
  • non-oriented electrical steel sheet of the present invention is not limited to the split core of the drive motor of a hybrid vehicle or an electric vehicle, but other uses that are required to have excellent magnetic properties in the rolling direction, for example, transformers It can also be suitably used as a core material for use.

Abstract

Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２～７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３～３ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、さらに、Ｃａを０．０００５～０．０１ｍａｓｓ％かつＳとの原子比（Ｃａ（ｍａｓｓ％）／４０）／（Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２）が０．５～３．５の範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延した後、再結晶焼鈍を施して結晶粒径ｄを７０μｍ以下とした後、圧下率が１～１５％のスキンパス圧延し、歪取焼鈍を施すことで冷間圧延方向の磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板を得る。

Description

無方向性電磁鋼板の製造方法
　本発明は、無方向性電磁鋼板の製造方法に関し、具体的には、圧延方向に優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
　近年、電力を初めとする各種消費エネルギーの削減という世界的な動きの中で、電気機器の分野においても、その高効率化や小型化が強く望まれるようになってきている。無方向性電磁鋼板は、電気機器の鉄心材料として広く用いられている。そのため、電気機器の小型化・高効率化を達成するためには、無方向性電磁鋼板の高品質化、すなわち、高磁束密度化・低鉄損化が不可欠となってきている。
　無方向性電磁鋼板は、従来、添加する合金元素の種類や量を適正化したり、冷延前粒径をできる限り大きくしたり、冷延圧下率を最適化したりすることなどで高磁束密度化を図り、また、固有抵抗を高める元素を添加したり、板厚を低減したりすることなどで低鉄損化を図ってきている。
　ところで、ハイブリッド自動車や電気自動車の駆動モータは、鉄心材料の歩留りを向上する観点から、従来の一体型コアに代わって、分割コアが採用されるようになってきている。この分割コアは、従来のように積層するコア材を、素材鋼板から一体としてリング状に打ち抜くのではなく、円周方向で分割したＴ字型のコアのティース部が、鋼板の圧延方向となるように打ち抜いた後、コアに組み立てることで、モータの特性向上を図る技術であり、磁束が集中するティース部が、電磁鋼板の圧延方向となるため、モータの高トルク化、高効率化を図ることが可能となる。
　上記分割コアに用いる材料としては、圧延方向の磁気特性が良好な方向性電磁鋼板が考えられるが、製造工程に二次再結晶プロセスを必要とするため、製造コストが高く、分割コアにはほとんど採用されておらず、専ら、安価な無方向性電磁鋼板が用いられている。そのため、無方向性電磁鋼板における圧延方向の磁束密度を高めることができれば、分割コアの最適材料となり得ると考えられる。
　圧延方向の磁気特性を向上させる技術としては、例えば、特許文献１には、熱延板焼鈍後の結晶粒径と冷間圧延の圧下率を適正範囲に制御することによって、面内圧延方向と垂直方向に優れた磁気特性を得る方法が開示されている。しかし、この方法では、３００μｍ以上の冷延前結晶粒径を得ることが必要であるため、鋼中の不純物濃度を低減してやる必要があったり、熱延板焼鈍温度を高温にしてやる必要があったりするため、製造性やコスト面で問題がある。
　また、特許文献２には、Ｓｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ:１．０～３．０ｍａｓｓ％を含有する鋼素材を、熱延し、熱延板焼鈍し、酸洗し、冷延し、仕上焼鈍し、スキンパス圧延を施す製造工程において、結晶粒径５０μｍ以下を有する仕上焼鈍後の鋼板を圧下率が３～１０％でスキンパス圧延することで、Ｌ方向の磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板を製造する技術が開示されている。しかしながら、この特許文献２の技術は、Ａｌを１ｍａｓｓ％以上添加する必要があるため、飽和磁束密度が低下したり、原料コストが増加したりするという問題がある。
特開２００４－３３２０４２号公報 特開２００６－２６５７２０号公報
　本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、冷間圧延方向の磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板を製造する有利な方法を提案することにある。
　発明者らは、上記課題を解決するべく鋭意検討を行った。その結果、Ａｌを低減し、かつＣａを添加した再結晶焼鈍後の冷延鋼板における結晶粒径を適正範囲に制御した上で、適正な圧下率のスキンパス圧延を施すことで、冷間圧延方向（Ｌ方向）の磁束密度を著しく向上させることができることを見出し、本発明を開発した。
　上記知見に基く本発明は、Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２～７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３～３ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、さらに、Ｃａを０．０００５～０．０１ｍａｓｓ％かつＳとの原子比（Ｃａ（ｍａｓｓ％）／４０）／（Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２）が０．５～３．５の範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延した後、再結晶焼鈍を施して結晶粒径ｄを７０μｍ以下とした後、圧下率が１～１５％のスキンパス圧延し、歪取焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法である。
　本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法に用いる鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．００３～０．５ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００３～０．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３～０．１５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
　本発明によれば、圧延方向に優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を安価に提供することができるので、本発明の無方向性電磁鋼板を、分割コア材料に用いることにより、ハイブリッド自動車や電気自動車の性能を向上することが可能となる。
圧延方向の磁束密度Ｂ５０－Ｌに及ぼすＡｌ含有量の影響を示すグラフである。 圧延方向の鉄損Ｗ１５／５０－Ｌに及ぼすＡｌ含有量の影響を示すグラフである。 圧延方向の磁束密度Ｂ５０－Ｌに及ぼすＣａとＳの原子比（Ｃａ／４０）／（Ｓ／３２）の影響を示すグラフである。 圧延方向の鉄損Ｗ１５／５０－Ｌに及ぼすＣａとＳの原子比（Ｃａ／４０）／（Ｓ／３２）の影響を示すグラフである。 圧延方向の磁束密度Ｂ５０－Ｌに及ぼすスキンパス前平均粒径の影響を示すグラフである。 圧延方向の鉄損Ｗ１５／５０－Ｌに及ぼすスキンパス前平均粒径の影響を示すグラフである。 圧延方向の磁束密度Ｂ５０－Ｌに及ぼすスキンパス圧下率の影響を示すグラフである。 圧延方向の鉄損Ｗ１５／５０－Ｌに及ぼすスキンパス圧下率の影響を示すグラフである。
　発明者らは、前述したように、無方向性電磁鋼板の冷間圧延方向（Ｌ方向）の磁気特性を向上するべく検討した結果、Ａｌを低減し、かつＣａを添加した再結晶焼鈍後の冷延鋼板における結晶粒径を適正範囲に制御した上で、適正な圧下率のスキンパス圧延を施すことで、冷間圧延方向（Ｌ方向）の磁束密度を大きく向上することができることを知見し、本発明を開発した。以下、上記知見に関する実験について説明する。
＜実験１＞
　Ａｌ含有量が、鋼板の圧延方向の磁気特性に及ぼす影響を調査するため、Ｃ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１～１．５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１９ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％およびＣａ：０．００２５ｍａｓｓ％を含有する鋼スラブを１１００℃で３０分間加熱後、熱間圧延し、板厚：２．０ｍｍの熱延板とした後、１０００℃で３０秒の熱延板焼鈍を施し、１回の冷間圧延で板厚：０．３６８ｍｍの冷延板とし、その後、８００℃で３０秒の再結晶焼鈍を施して、結晶粒径を３５μｍとした。ここで、上記結晶粒径は、Ｌ断面を線分法にて測定した平均結晶粒径のことである（以下、同様）。その後、圧下率：５％のスキンパス圧延を施して板厚：０．３５ｍｍとした後、８２０℃で２時間保持した後、炉冷する歪取焼鈍を施した。
　斯くして得られた冷延焼鈍板から、長さＬ：１８０ｍｍ×幅Ｃ：３０ｍｍのＬ方向（圧延方向）サンプルを切り出し、エプスタイン試験によって磁気特性（磁束密度Ｂ５０－Ｌ、鉄損Ｗ１５／５０－Ｌ）を測定し、その結果を、図１および図２に示した。これらの図から、Ａｌの含有量が０．０１ｍａｓｓ％以下の領域でＬ方向の磁気特性が向上していることがわかる。Ａｌを低減することで、スキンパス、歪取焼鈍後のＬ方向の磁気特性が改善される理由は、まだ十分に明らかとなっていないが、ＡｌはＡｌＮを形成して粒界移動を抑制するインヒビター元素であることから、Ａｌを低減することで、粒界方位差角によって粒界に易動度差が生じ、それによる歪取焼鈍後の粒成長性の差によってＧｏｓｓ方位への集積度が高まったためと考えられる。
＜実験２＞
　次に、Ｃａ含有量が、鋼板の圧延方向の磁気特性に及ぼす影響を調査するため、Ｃ：０．００２８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．３ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００４ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２２ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２４ｍａｓｓ％およびＣａ：０．０００１～０．０１５ｍａｓｓ％を含有する鋼スラブを１１００℃で３０分間加熱後、熱間圧延し、板厚：１．８ｍｍの熱延板とした後、１０００℃で３０秒の熱延板焼鈍を施し、１回の冷間圧延で板厚：０．２６９ｍｍの冷延板とし、その後、８２０℃で３０秒の再結晶焼鈍を施して、結晶粒径を４０μｍとした。その後、圧下率：７％のスキンパス圧延を施して板厚：０．２５ｍｍとした後、７５０℃で２時間保持した後、炉冷する歪取焼鈍を施した。
　斯くして得られた冷延焼鈍板から、長さＬ：１８０ｍｍ×幅Ｃ：３０ｍｍのＬ方向（圧延方向）サンプルを切り出し、エプスタイン試験によって磁気特性（磁束密度Ｂ５０－Ｌ、鉄損Ｗ１５／５０－Ｌ）を測定し、その結果を、図３および図４に示した。これらの図から、ＣａとＳの原子比を表す（Ｃａ（ｍａｓｓ％）／４０）／（Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２）が０．５～３．５の範囲において、Ｌ方向の磁気特性が向上していることがわかる。Ｃａを上記範囲にすることで、スキンパス、歪取焼鈍後のＬ方向の磁気特性が改善される理由については、Ｃａは鋼中でＳを固定し、ＣａＳとして析出することで、粗大に析出し、熱延板焼鈍時や歪取焼鈍時の粒成長性を改善するが、（Ｃａ／４０）／（Ｓ／３２）が０．５未満では、上記効果が十分ではなく、一方、（Ｃａ／４０）／（Ｓ／３２）が３．５を超えると、ＣａＳの析出量が多くなり過ぎてヒステリシス損が増加し、却って鉄損が増加するためと考えられる。
＜実験３＞
　次に、スキンパス前の結晶粒径が鋼板の圧延方向の磁気特性に及ぼす影響を調査するため、Ｃ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１９ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１５ｍａｓｓ％およびＣａ：０．００２０ｍａｓｓ％を含有する鋼スラブを１１００℃で３０分間加熱後、熱間圧延し、板厚：２．０ｍｍの熱延板とした後、１０００℃で３０秒の条件で熱延板焼鈍を施し、１回の冷間圧延で板厚：０．３６８ｍｍの冷延板とした。その後、７５０～１０５０℃の温度範囲で３０秒の再結晶焼鈍を施して、結晶粒径を種々の大きさに変化させた後、圧下率：５％のスキンパス圧延を施して板厚：０．３５ｍｍとした後、８２０℃で２時間保持した後、炉冷する歪取焼鈍を施した。
　斯くして得られた冷延焼鈍板から、長さＬ：１８０ｍｍ×幅Ｃ：３０ｍｍのＬ方向（圧延方向）サンプルを切り出し、エプスタイン試験によって磁気特性（磁束密度Ｂ５０－Ｌ、鉄損Ｗ１５／５０－Ｌ）を測定し、その結果を、図５および図６に示した。これらの図から、再結晶焼鈍後（スキンパス圧延前）の粒径を７０μｍ以下とすることで、Ｌ方向の磁気特性が向上していることがわかる。これはスキンパス前の粒径が７０μｍを超えると、スキンパス、歪取焼鈍後に歪誘起粒成長が起こり難くなるため、集合組織がランダム化し、Ｇｏｓｓ方位への集積度が低下するため、および、スキンパスで導入された歪が歪取焼鈍後も残存してしまうためと考えられる。
＜実験４＞
　さらに、スキンパスの圧下率が鋼板の圧延方向の磁気特性に及ぼす影響について調査するため、Ｃ：０．００２６ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．３ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２２ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１８ｍａｓｓ％およびＣａ：０．００２３ｍａｓｓ％を含有する鋼スラブを１１００℃で３０分間加熱後、熱間圧延し、板厚：１．８ｍｍの熱延板とした後、１０００℃で３０秒の条件で熱延板焼鈍を施し、１回の冷間圧延で板厚：０．２５１～０．３１３ｍｍの冷延板とした。その後、８００℃で３０秒の再結晶焼鈍を施して、結晶粒径を４０μｍの大きさとした。その後、圧下率を０．５～２０％の範囲で変化させてスキンパス圧延を施して板厚：０．２５ｍｍとした後、７５０℃で２時間保持した後、炉冷する歪取焼鈍を施した。
　斯くして得られた冷延焼鈍板から、長さＬ：１８０ｍｍ×幅Ｃ：３０ｍｍのＬ方向（圧延方向）サンプルを切り出し、エプスタイン試験によって磁気特性（磁束密度Ｂ５０－Ｌ、鉄損Ｗ１５／５０－Ｌ）を測定し、その結果を、図７および図８に示した。これらの図から、再結晶焼鈍後のスキンパスの圧下率を１～１５％の範囲とすることで、Ｌ方向の磁気特性が向上していることがわかる。これはスキンパス圧下率が１％未満では、導入する歪エネルギーが不足するため、歪取焼鈍時にＧｏｓｓ方位への集積が認められなくなるため、一方、スキンパス圧下率が１５％を超えると、逆に、導入される歪エネルギーが大きくなり過ぎて、歪取焼鈍時にＧｏｓｓ方位への優先成長が認められなくなるためと考えられる。
　なお、上記のように、スキンパス圧延、歪取焼鈍後にＧｏｓｓ方位へ集積度が高まる機構については、まだ明確にはなっていないが、内部歪の少ないＧｏｓｓ粒の方位選択的粒成長によるものであると考えられ、前述した、Ａｌ低減の効果と相俟って、Ｇｏｓｓ方位への集積が促進されたものと思われる。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板の成分組成を限定する理由について説明する。
Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下
　Ｃは、０．００５ｍａｓｓ％を超えて含有すると、製品板が磁気時効を起こして鉄損特性が低下する。よって、Ｃは０．００５ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｉ：２～７ｍａｓｓ％
　Ｓｉは、鋼の電気抵抗を高め、鉄損を低減する元素であるので、２ｍａｓｓ％以上含有させる必要がある。一方、Ｓｉが７ｍａｓｓ％を超えると、鋼が硬質化して加工性が低下し、また、飽和磁束密度も低下する。よって、Ｓｉは２～７ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、上限は６．５ｍａｓｓ％である。
Ｍｎ：０．０３～３ｍａｓｓ％
　Ｍｎは、熱間加工性を改善するために必要な元素であるが、０．０３ｍａｓｓ％未満では、上記効果が得られず、一方、３ｍａｓｓ％を超える添加は、原料コストの上昇を招く。よって、Ｍｎは０．０３～３ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、下限は０．０５ｍａｓｓ％、上限は２ｍａｓｓ％である。
Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％以下
　Ａｌは、０．０１ｍａｓｓ％を超えると、方位差角による粒界の易動度差が生じ難くなるため、熱延板焼鈍後および歪取焼鈍後の集合組織がランダム化し、Ｇｏｓｓ方位が発達せず、優れた磁気特性を得ることができなくなる。よって、Ａｌは０．０１ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．００５ｍａｓｓ％以下である。
Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下
　ＳおよびＮは、本発明においては磁気特性を低下させる不純物元素であり、それぞれを０．００５ｍａｓｓ％を超えて含有していると、上記弊害が大きくなる。よって、Ｓ，Ｎはそれぞれ０．００５ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは、それぞれ０．００３ｍａｓｓ％以下である。
Ｃａ：０．０００５～０．０１ｍａｓｓ％かつ（Ｃａ（ｍａｓｓ％）／４０）／（Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２）：０．５～３．５
　Ｃａは、鋼中のＳを固定してＣａＳとして析出することで、粒成長性を改善し、磁気特性を向上する効果を有する元素である。Ｃａの添加量が０．０００５ｍａｓｓ％未満では、上記効果が十分ではなく、一方、０．０１ｍａｓｓ％を超える添加は、ＣａＳの過析出を招き、ヒステリシス損が増加するため好ましくない。よって、Ｃａは０．０００５～０．０１ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、下限は０．００１ｍａｓｓ％、上限は０．００８ｍａｓｓ％である。
　ただし、Ｃａの上記効果を得るためには、上記組成範囲とすることに加えて、ＣａのＳに対する原子比（Ｃａ（ｍａｓｓ％）／４０）／（Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２））が０．５～３．５の範囲となるよう制御する必要がある。ＣａのＳに対する原子比が０．５未満では、上記効果が十分に得られず、一方、ＣａのＳに対する原子比が３．５を超えると、ＣａＳの析出量が多くなり過ぎてヒステリシス損が増加するため、却って鉄損が増加する。よって、Ｃａは、Ｓに対する原子比で０．５～３．５の範囲で添加する必要がある。好ましくは、下限は０．７、上限は１．５である。
　本発明の電磁鋼板は、上記成分組成を満たすことに加えてさらに、Ｓｎ，ＳｂおよびＰのうちから選ばれる１種または２種を下記の範囲で含有することができる。
Ｓｎ：０．００３～０．５ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００３～０．５ｍａｓｓ％
　ＳｎおよびＳｂは、集合組織を改善して磁束密度を向上させるだけでなく、鋼板表層の酸化や窒化、および、それに伴う表層微細粒の生成を抑制することによって、磁気特性の低下を防止する等、種々の作用効果を有する元素である。かかる効果を発現させるためには、ＳｎおよびＳｂのいずれか１種以上を０．００３ｍａｓｓ％以上添加することが好ましい。一方、添加量が０．５ｍａｓｓ％を超えると、結晶粒の粒成長性が阻害されて磁気特性の低下を招くおそれがある。よって、ＳｎおよびＳｂを添加する場合には、それぞれ、下限は０．００３ｍａｓｓ％、上限は０．５ｍａｓｓ％とすることが望ましい。
Ｐ：０．０３～０．１５ｍａｓｓ％
　Ｐは、集合組織を改善して磁束密度を向上させる効果を有する元素であり、０．０３ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。しかし、含有量が０．１５ｍａｓｓ％を超えると、鋼板の硬さが上昇して脆化を起こし、冷間圧延することが困難となる。よって、Ｐは、下限は０．０３ｍａｓｓ％、上限は０．１５ｍａｓｓ％とするのが望ましい。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、本発明に適合する上記成分組成を有する鋼を転炉や電気炉、真空脱ガス装置などを用いた通常公知の精錬プロセスで溶製し、連続鋳造あるいは造塊－分塊圧延法で鋼スラブとし、この鋼スラブを通常公知の方法で熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延し、再結晶焼鈍し、スキンパス圧延し、歪取焼鈍を施すことで製造することができる。上記製造工程のうち、冷間圧延までは、常法に準じて行えばよく、特に制限はなく、例えば、冷間圧延は、１回または中間焼鈍を挟む２回以上行ってもよく、圧下率の通常の無方向性電磁鋼板と同様に設定することができる。
　ただし、再結晶焼鈍以降については、下記の条件で行うのが望ましい。
再結晶焼鈍
　冷間圧延後の再結晶焼鈍は、焼鈍後の結晶粒径を７０μｍ以下に制御する必要があり、好ましくは６０μｍ以下に制御するのが好ましい。また、その実現のためには、焼鈍温度は、７００～９００℃の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、下限は７５０℃、上限は８５０℃である。
スキンパス
　再結晶焼鈍後に行うスキンパスの圧下率は、１～１５％の範囲に設定する必要がある。前述したように、スキンパス圧下率が１％未満では、導入する歪エネルギーが不足するため、歪取焼鈍時にＧｏｓｓ方位への集積が認められなくなる。一方、スキンパス圧下率が１５％を超えると、逆に導入される歪エネルギーが大きくなり過ぎて、歪取焼鈍時にＧｏｓｓ方位への優先成長が認められなくなるからである。好ましくは、下限は２％、上限は１０％である。
歪取焼鈍
　歪取焼鈍は、一般には、７００～９００℃の温度で２時間程度均熱する条件で行われているが、本発明では、粒成長を促進するため、焼鈍温度はできるだけ高温とするのが好ましい。しかし、焼鈍温度が９００℃を超えると、製造コストの上昇を招く。よって、歪取焼鈍の焼鈍温度は７００～９００℃の範囲が好ましく、より好ましくは、下限は７５０℃、上限は８５０℃である。
　表１に示した成分組成の鋼スラブを溶製し、１０８０℃で３０分間加熱後、熱間圧延して板厚：２．０ｍｍの熱延板とした後、１０００℃で３０秒の熱延板焼鈍し、１回の冷間圧延で最終板厚：０．２０～０．３５ｍｍの冷延板とした後、表２に示した焼鈍温度で１０秒間の再結晶焼鈍を施した。この際、再結晶焼鈍後の鋼板からサンプルを採取し、Ｌ断面の平均結晶粒径を線分法で測定した。その後、表２に示した圧下率でスキンパス圧延して、表２に記載の最終板厚とした後、７８０℃で２時間保持後、炉冷する歪取焼鈍を施し、製品板とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　斯くして得られた製品板から、長さＬ：１８０ｍｍ×幅Ｃ：３０ｍｍのＬ方向（圧延方向）サンプルを切り出し、エプスタイン試験によって磁気特性（磁束密度Ｂ５０－Ｌ、鉄損Ｗ１５／５０－Ｌ）を測定し、その結果を、平均結晶粒径と共に、表２に併記した。
　表２から、本発明の製造方法で製造した無方向性電磁鋼板は、圧延方向の磁気特性が優れていることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本発明の無方向性電磁鋼板の用途は、ハイブリッド自動車や電気自動車の駆動モータの分割コアに限定されるものではなく、圧延方向の磁気特性に優れることが要求される他の用途、例えば、トランス用コア材等としても好適に用いることができる。

Claims (2)

  1. Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２～７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３～３ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、さらに、Ｃａを０．０００５～０．０１ｍａｓｓ％かつＳとの原子比（Ｃａ（ｍａｓｓ％）／４０）／（Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２）が０．５～３．５の範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延した後、再結晶焼鈍を施して結晶粒径ｄを７０μｍ以下とした後、圧下率が１～１５％のスキンパス圧延し、歪取焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．００３～０．５ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００３～０．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３～０．１５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２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。
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