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WO2016017263A1 - 無方向性電磁鋼板とその製造方法ならびにモータコアとその製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板とその製造方法ならびにモータコアとその製造方法 Download PDF

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WO2016017263A1
WO2016017263A1 PCT/JP2015/065761 JP2015065761W WO2016017263A1 WO 2016017263 A1 WO2016017263 A1 WO 2016017263A1 JP 2015065761 W JP2015065761 W JP 2015065761W WO 2016017263 A1 WO2016017263 A1 WO 2016017263A1
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WO
WIPO (PCT)
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mass
less
electrical steel
oriented electrical
steel sheet
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2015/065761
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English (en)
French (fr)
Inventor
智幸 大久保
中西　匡
尾田　善彦
新司 小関
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
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Priority to EP15827958.8A priority patent/EP3176279B1/en
Priority to KR1020177001562A priority patent/KR101945132B1/ko
Priority to CA2956686A priority patent/CA2956686C/en
Priority to JP2015552935A priority patent/JP6260800B2/ja
Priority to US15/329,938 priority patent/US10526673B2/en
Priority to CN201580040897.3A priority patent/CN106574334B/zh
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    • H02K15/02—Processes or apparatus specially adapted for manufacturing, assembling, maintaining or repairing of dynamo-electric machines of stator or rotor bodies
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    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing

Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties used for iron core materials such as motors and transformers, a manufacturing method thereof, a motor core using the non-oriented electrical steel sheet, and a manufacturing method thereof.
  • non-oriented electrical steel sheets of soft magnetic materials widely used as iron core materials for motors and transformers have been required to have low iron loss and high magnetic flux density.
  • Patent Document 1 discloses a method of performing warm rolling after reducing the Al content as much as possible, and Patent Document 2 adds P to steel.
  • Patent Document 2 adds P to steel.
  • a method of performing low-temperature and long-time batch annealing before cold rolling has been proposed.
  • the method proposed in Patent Document 1 can achieve a certain degree of magnetic flux density improvement effect, but further improvement is necessary to meet the severe demands in recent years.
  • the method proposed in Patent Document 2 requires low temperature and long time batch annealing, which causes a problem that productivity is lowered and manufacturing cost is increased.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned problems of the prior art, and its purpose is to use a non-oriented electrical steel sheet excellent in magnetic properties suitable for use in motors, transformers, etc. It is to provide an advantageous manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet while providing a stable and suppressed.
  • the inventors have conducted intensive research on methods for improving the magnetic properties of non-oriented electrical steel sheets. As a result, by adding P to the steel sheet and reducing the content of Al, C and B, which are elements that suppress P segregation, it is possible to develop a texture that is favorable for magnetic properties, It has been found that a non-oriented electrical steel sheet having a magnetic flux density can be obtained, and the present invention has been developed.
  • the present invention relates to C: 0.005 mass% or less, Si: 1.0 to 5.0 mass%, Mn: 0.04 to 3.0 mass%, sol. Al: 0.005 mass% or less, P: 0.03 to 0.2 mass%, S: 0.005 mass% or less, N: 0.005 mass% or less, B: 0.001 mass% or less, Se: 0.001 mass% or less And the sol. Al, C, B and Se are represented by the following formula: sol. Al + C + 5B + 5Se ⁇ 0.005 mass%
  • the X-ray intensity of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 250>, ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> and ⁇ 001 ⁇ ⁇ 100> in the thickness center layer has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities.
  • S / 2M is 1.0 or more
  • S / 5C is 1.0 or more.
  • non-oriented electrical steel sheet of the present invention further includes one or two selected from Sn: 0.01 to 0.2 mass% and Sb: 0.01 to 0.2 mass% in addition to the above component composition. It contains seeds.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention further includes REM: 0.0005 to 0.005 mass%, Mg: 0.0005 to 0.005 mass%, and Ca: 0.0005 to 0.00. 1 type or 2 types or more chosen from 005 mass% are contained.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is characterized in that the plate thickness is 0.05 to 0.30 mm.
  • non-oriented electrical steel sheet of the present invention is characterized in that the average crystal grain size is less than 40 ⁇ m.
  • the present invention provides a hot-rolled sheet annealing with a soaking temperature of 800 to 1200 ° C. and a soaking time of 5 min or less after hot rolling a steel slab having any of the above-described component compositions.
  • At least one pass in the final cold rolling in a method for producing a non-oriented electrical steel sheet comprising a series of steps in which a cold-rolled sheet having a final thickness is formed by cold rolling at least twice with intermediate or intermediate annealing and finish annealing is performed.
  • a method for producing a non-oriented electrical steel sheet is proposed, characterized in that the sheet temperature at the exit side of the rolling mill is in the range of 100 to 300 ° C.
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to the present invention is characterized in that the reduction ratio of the final cold rolling is 80% or more.
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to the present invention is characterized in that the soaking temperature in the finish annealing is 600 ° C. or more and less than 900 ° C.
  • the present invention is a motor core comprising a stator core and a rotor core on which the non-oriented electrical steel sheet according to any one of the above is laminated, wherein the rotor core has an average crystal grain size of less than 40 ⁇ m, and the stator core has an average crystal grain size of 40 ⁇ m or more. It is a motor core characterized by being.
  • the present invention also relates to a method of manufacturing a motor core comprising a stator core and a rotor core in which the non-oriented electrical steel sheets having an average crystal grain size of less than 40 ⁇ m as described above are laminated, wherein the stator core is subjected to strain relief annealing and the average crystal A method for manufacturing a motor core is proposed in which the particle size is 40 ⁇ m or more.
  • a non-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density can be stably produced without causing an increase in production cost.
  • sol. Al is a graph showing C, and the influence of the P content on the relationship between the content and the magnetic flux density B 50 B and Se.
  • Hot-rolled sheet annealing simulating continuous annealing to cool to room temperature was performed. Then, after pickling and removing a scale, it cold-rolled and it was set as the cold rolled sheet with the final board thickness of 0.20 mm.
  • the raw steel plate hot rolled plate
  • the second cold rolling final cold rolling
  • the thus obtained cold-rolled sheet was subjected to finish annealing at 1000 ° C. for 30 seconds, and then the magnetic flux density B 50 was measured by an Epstein test.
  • the horizontal axis (sol.Al + C + 5B + 5Se )
  • the vertical axis represents the magnetic flux density B 50, there is shown by the content of P. From this figure, it became clear that the magnetic flux density can be increased by reducing (sol.Al + C + 5B + 5Se) to 0.005 mass% or less in the steel sheet containing P by 0.03 mass% or more.
  • Hot-rolled sheet annealing simulating continuous annealing to cool to room temperature was performed. Then, after pickling and removing a scale, it cold-rolled and it was set as the cold rolled sheet with the final board thickness of 0.20 mm.
  • the raw steel plate hot rolled plate
  • the second cold rolling final cold rolling
  • the thus obtained cold-rolled sheet was subjected to finish annealing at 1000 ° C. for 30 seconds, and then the magnetic flux density B 50 was measured by an Epstein test.
  • the magnetic flux density B 50 was approximately constant at about 1.69 T, regardless of the contents of C, B, P and Se.
  • the hot-rolled annealing plate used for the said experiment was cut
  • the accumulation degree of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 250> in the steel sheet obtained by the present invention is high.
  • ⁇ 001 ⁇ ⁇ 100> rotated about 20 degrees around the ⁇ 001> // ND axis has almost accumulated. It is a feature that it is not possible.
  • Patent Document 1 points out that Al changes the grain boundary character of the specific grain boundary, and therefore the grain boundary structure is reduced by reducing Al. There is a possibility that P is easily segregated at the grain boundary. That is, it is considered that the grain boundary segregation of P is effectively promoted by reducing C, B and Se that inhibit P segregation and further reducing Al.
  • cold rolling the raw steel plate (hot rolled plate) is heated in advance and rolled to 0.50 mm so that the plate temperature on the exit side of the rolling mill is 150 to 200 ° C.
  • the second cold rolling final cold rolling was performed at a temperature of 100 ° C. or lower to finish a cold-rolled sheet having a final thickness.
  • the cold-rolled sheet was subjected to finish annealing at 1000 ° C. for 30 seconds, and a ring sample having an outer diameter of 45 mm and an inner diameter of 33 mm was punched out from the obtained annealed steel sheet.
  • the winding and the secondary winding were wound 100 turns each, and the magnetic flux density B 50 was measured.
  • board thickness center part of the steel plate after finish annealing was measured by the X ray.
  • the measurement results of the magnetic flux density are shown in Table 2. From this result, in the steel plate obtained from the steel A having a high P content, the magnetic flux density increases as the final thickness after the cold rolling decreases, whereas from the steel B having a low P content. It can be seen that the obtained steel sheet has no effect due to the final thickness. Also, the values of S / 2M and S / 5C are shown when the X-ray intensity ratios of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 250>, ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> and ⁇ 001 ⁇ ⁇ 100> are S, M, and C, respectively.
  • ⁇ 001 ⁇ ⁇ 250> has eight equivalent ⁇ 100> orientations in the plate surface, so ⁇ 001 ⁇ ⁇ 250> is different in-plane than ⁇ 001 ⁇ ⁇ 100>. This is considered to be because it is advantageous in reducing the directivity.
  • the present invention has been developed based on the above-described novel findings.
  • C 0.005 mass% or less
  • P segregation in hot-rolled sheet annealing is suppressed, and the effect of improving the magnetic flux density due to P is lost.
  • iron loss deteriorates due to magnetic aging. Therefore, the upper limit of the C content is set to 0.005 mass%. Preferably it is 0.002 mass% or less.
  • Si 1.0 to 5.0 mass% Since Si has the effect of increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss, it is added in an amount of 1.0 mass% or more. However, if added over 5.0 mass%, the steel becomes brittle and breaks by cold rolling. Accordingly, the Si content is in the range of 1.0 to 5.0 mass%. Preferably, it is in the range of 2.5 to 4.0 mass%.
  • Mn 0.04 to 3.0 mass%
  • Mn has the effect of preventing hot brittleness of steel, and also has the effect of coarsening precipitates such as MnS to improve grain growth, and further increase the specific resistance and reduce iron loss. 0.04 mass% or more is added. However, even if added over 3.0 mass%, the above effect is saturated and the cost is increased, so the Mn content is set in the range of 0.04 to 3.0 mass%. The range is preferably from 0.1 to 1.0 mass%.
  • sol. Al 0.005 mass% or less
  • the content of Al is sol. If it exceeds 0.005 mass% with Al, P segregation in hot-rolled sheet annealing is suppressed, and the effect of improving the magnetic flux density of P is lost. Moreover, fine AlN increases and grain growth property falls. Therefore, the content of Al is sol. Limit to 0.005 mass% or less with Al. Preferably it is 0.002 mass% or less.
  • P 0.03-0.2 mass%
  • P is one of the most important elements in the present invention, and has the effect of segregating at the boundary during hot-rolled sheet annealing and improving the texture of the finish-annealed sheet, so 0.03 mass% or more is added. Required. However, if added over 0.2 mass%, the above effect is saturated, and the steel becomes brittle and breaks easily during cold rolling. Therefore, the P content is in the range of 0.03 to 0.2 mass%. Preferably, it is in the range of 0.05 to 0.1 mass%.
  • the upper limit of the S content is set to 0.005 mass%. Preferably it is 0.003 mass% or less.
  • N 0.005 mass% or less
  • the upper limit of the N content is set to 0.005 mass%. Preferably it is 0.003 mass% or less.
  • B 0.001 mass% or less Since B affects P segregation even if the content is very small, strict regulation is required. In particular, if the B content exceeds 0.001 mass%, P segregation in hot-rolled sheet annealing is suppressed, and the effect of improving the P magnetic flux density is lost. Therefore, the upper limit of the B content is set to 0.001 mass%. Preferably it is 0.0003 mass% or less.
  • Se 0.001 mass% or less Se, like B, affects the texture even in a trace amount, and therefore requires strict regulation.
  • the Se content exceeds 0.001 mass%, P segregation in hot-rolled sheet annealing is suppressed, and the effect of improving the P magnetic flux density is lost. Therefore, the upper limit of the Se content is set to 0.001 mass%. Preferably it is 0.0003 mass% or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention satisfies the above component composition and contains sol. Al, C, B, and Se must satisfy the following formula and be contained. sol. Al + C + 5B + 5Se ⁇ 0.005 mass%
  • sol. Al + C + 5B + 5Se ⁇ 0.005 mass%
  • the grain boundary segregation of P in hot-rolled sheet annealing is suppressed, and the effect of improving the magnetic flux density cannot be obtained.
  • it is 0.003 mass% or less. Note that reducing the left side to less than 0.001 mass% significantly increases the steelmaking cost, so the lower limit is preferably about 0.001 mass%.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • one or more selected from the following components may be contained.
  • REM, Mg, Ca 0.0005 to 0.005 mass% each Since REM, Mg, and Ca have the effect of coarsening sulfides and improving grain growth, each can be added in an amount of 0.0005 mass% or more. However, if added in excess of 0.005 mass%, the grain growth property deteriorates on the contrary, so REM, Mg, and Ca are preferably in the range of 0.0005 to 0.005 mass%, respectively. More preferably, each is in the range of 0.001 to 0.003 mass%.
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to the present invention includes hot rolling a steel slab having the above component composition, then subjecting the steel sheet to hot rolling, and performing cold rolling at least twice with one or intermediate annealing in between. It consists of a series of steps to make a final rolled thickness cold-rolled sheet and finish annealing.
  • steel adjusted to the component composition described above can be melted by a normal refining process.
  • C, Al, B, and Se are elements that are easily mixed in the steel making process, raw materials such as scrap need to be strictly managed.
  • the subsequent method for producing a steel material is generally performed by an ingot-bundling method or a continuous casting method, but is not the above method, but a thin cast slab having a thickness of 100 mm or less by a direct casting method. May be manufactured.
  • the slab is reheated in a heating furnace and subjected to hot rolling, but may be immediately subjected to hot rolling without being reheated after casting.
  • the hot rolling conditions are not particularly limited and may be performed according to a conventional method. In the case of a thin slab, hot rolling may be performed, or the hot rolling may be omitted and the process may proceed as it is.
  • Hot-rolled sheet annealing following hot rolling is performed with a soaking temperature of 800 to 1200 ° C. and a soaking time of 5 minutes or less. This is because if the soaking temperature is less than 800 ° C., the band structure in hot rolling remains and ridging is likely to occur, whereas if it exceeds 1200 ° C., not only the effect is saturated but also the annealing cost increases.
  • the soaking time is 5 min or less from the viewpoint of ensuring productivity. More preferably, the soaking temperature is 900 to 1100 ° C., and the soaking time is 2 min or less.
  • the cooling rate after soaking is not particularly specified because it does not significantly affect the magnetic properties, but cooling at a cooling rate of 1 to 100 ° C./sec is preferable from the viewpoint of productivity and manufacturing cost. .
  • the productivity is low in a batch annealing furnace, it is preferable to use a continuous annealing furnace.
  • the steel sheet after the hot-rolled sheet annealing is then pickled and then cold-rolled to the final sheet thickness by cold rolling at least once with the intermediate annealing interposed therebetween.
  • the soaking temperature is set to 800 to 1200 ° C. and the soaking time is set to 5 minutes or less in a continuous annealing furnace as in the case of hot rolled sheet annealing.
  • a more preferable soaking temperature is 900 to 1100 ° C., and a soaking time is 1 sec to 2 min.
  • this cold rolling is an important step, and it is preferable that the material temperature (sheet temperature) of at least one pass in the final cold rolling is in the range of 100 to 300 ° C. More preferably, it is in the range of 130 to 200 ° C.
  • sheet temperature the material temperature of at least one pass in the final cold rolling is in the range of 100 to 300 ° C. More preferably, it is in the range of 130 to 200 ° C.
  • the rolling reduction of the final cold rolling is preferably 80% or more.
  • the sharpness of the texture can be increased and the ring magnetic characteristics can be improved.
  • the upper limit of the rolling reduction is not particularly limited, but if it exceeds 98%, the rolling cost increases remarkably, so it is preferable to set it to 98% or less. More preferably, it is in the range of 85 to 95%.
  • the final plate thickness that is, the product plate thickness, is preferably in the range of 0.05 to 0.30 mm in order to increase the rolling reduction. More preferably, it is in the range of 0.10 to 0.20 mm.
  • the cold-rolled sheet after the final cold rolling is then subjected to finish annealing, and if necessary, an insulating coating is applied to obtain a product sheet.
  • an insulating coating known ones can be used, and an inorganic coating, an organic coating, an inorganic-organic mixed coating, or the like may be properly used according to required characteristics and purposes.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention obtained by the above production method has an X-ray intensity ratio of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 250>, ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> and ⁇ 001 ⁇ ⁇ 100> in the sheet thickness center layer as S,
  • M and C are used, a characteristic texture having a high S and a low M and C can be obtained.
  • S / 2M and S / 5C have a texture of 1.0 or more, excellent magnetic properties are obtained.
  • S / 2M and S / 5C are each 1.5 or more, more excellent magnetic properties can be obtained.
  • the texture is defined with respect to the thickness center portion. This is because the texture in the vicinity of the surface layer is affected by fluctuations in the friction coefficient during rolling, and thus has large variations and poor correlation with magnetic properties.
  • a series expansion method using a plurality of pole figures selected from ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ , ⁇ 310 ⁇ pole figures, for example.
  • the ODF may be calculated by the ADC method.
  • the texture measurement method is not limited to the above method, and other known methods may be used.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention produced by the method described above has a small in-plane anisotropy and a high magnetic flux density, it can be suitably used as a material for a motor core.
  • the bridge portion of the rotor core is easily damaged by fatigue. The cause of this is not yet fully clarified, but P is a component that easily segregates to the grain boundaries after recrystallization, so the grain boundary strength of the product plate is low, and when punching the core, the end face It is presumed that fine grain boundary cracks occur in the vicinity, and this is the starting point of fatigue fracture.
  • the finish annealing temperature is preferably less than 900 ° C, more preferably less than 800 ° C.
  • the lower limit of the finish annealing temperature is preferably 600 ° C. from the viewpoint of improving the iron loss by sufficiently reducing the dislocation density by setting the recrystallization rate to 100%. More preferably, it is 700 ° C. or higher.
  • a crystal grain diameter shall be less than 40 micrometers in the steel plate after finish annealing.
  • the said crystal grain size means the average crystal grain size measured by the cutting method about the rolling direction and the plate
  • the crystal grain size is less than 40 ⁇ m, there is a problem that iron loss increases and motor efficiency decreases.
  • this problem arises when the core loss of the rotor core is small and the core loss of the stator core is dominant, such as the core of a permanent magnet type motor such as SPM or IPM used for the power source of a hybrid vehicle (HEV).
  • HEV hybrid vehicle
  • the crystal grain size after strain relief annealing is preferably 40 ⁇ m or more.
  • strain relief annealing can be performed under general conditions, for example, a soaking temperature of 700 to 900 ° C. and a soaking time of 10 to 300 min.
  • the slabs having various composition shown in Table 3 were reheated at 1100 ° C. for 30 minutes, and then hot rolled to form a hot rolled sheet with a thickness of 1.8 mm. After the heat treatment, it was subjected to hot rolled sheet annealing that was cooled at 20 ° C./sec, then pickled to remove the scale, and cold rolled to obtain a cold rolled sheet having a final thickness of 0.20 mm.
  • rolling was performed by using a 4-stand tandem rolling mill and adjusting the rolling speed and the coolant amount so that the exit side plate temperature of the # 2 stand was 160 ° C.
  • the cold-rolled plate was subjected to finish annealing at 1000 ° C. for 30 seconds in a dry nitrogen-hydrogen atmosphere, and an insulating coating was applied to obtain a product plate.
  • the magnetic flux density B 50 and the iron loss W 10/400 are measured by the Epstein test, and the texture at the center of the thickness of the finished annealed plate is measured by X-ray, and ( ⁇ 001 ⁇ S / 2M and S / 5C were determined when the X-ray intensity ratios of ⁇ 250>, ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112>, and ⁇ 001 ⁇ ⁇ 100> were S, M, and C, respectively. From this result, it can be seen that a steel sheet having a composition suitable for the present invention has excellent magnetic properties.
  • hot-rolled sheet annealing cooled at 25 ° C./sec is performed, pickling is performed to remove the scale, and then cold rolling is performed to obtain a final thickness of 0.05 to 0.50 mm.
  • the cold-rolled sheet was used.
  • the cold rolling was performed using a 4-stand tandem rolling mill, adjusting the rolling speed and the coolant amount, and adjusting the plate temperature on the exit side of the # 3 stand as shown in Table 4.
  • the cold-rolled plate was subjected to finish annealing at 1000 ° C. for 10 seconds in a dry nitrogen-hydrogen atmosphere, and an insulating coating was applied to obtain a product plate.
  • a slab having the component composition shown in Table 5 was reheated to a temperature of 1120 ° C. for 20 minutes, and then hot-rolled to obtain a hot rolled sheet having a thickness of 1.7 mm. Then, after soaking at 990 ° C. ⁇ 40 seconds in a continuous annealing furnace, hot-rolled sheet annealing cooled at 23 ° C./sec is performed, pickled, cold-rolled, and a cold-rolled sheet having a final thickness of 0.14 mm It was. Under the present circumstances, in said cold rolling, the rolling speed and amount of coolant were adjusted so that the exit side temperature of the 2nd pass might be set to 150 degreeC using the 4-stand tandem rolling mill. Next, the cold-rolled plate was subjected to finish annealing in a dry nitrogen-hydrogen atmosphere at a temperature shown in Table 5 for 30 seconds, and then an insulating coating was formed to obtain a product plate.
  • the magnetic flux density was measured B 50 and iron loss W 10/400 at Epstein test. Further, the average crystal grain size of the product plate in the rolling direction was measured by a cutting method, and the texture (S / 2M, S / 5C) in the thickness center layer was measured by X-ray.
  • JIS No. 5 tensile test piece and fatigue test piece are subjected to a tensile test at room temperature, 0.2% proof stress Along with the measurement, a fatigue test was performed to measure the fatigue limit.
  • the fatigue limit was measured under the conditions of a stress ratio of 0.1 (tensile-tensile), a frequency of 20 Hz, and a maximum number of repetitions of 10 7 times. Further, the product plate was subjected to 780 ° C. ⁇ 2 hr strain relief annealing in an N 2 atmosphere, and the magnetic characteristics, average crystal grain size and texture (S / 2M, S / 5C) were measured in the same manner as described above. did.

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Abstract

　ｍａｓｓ％でＣ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．０～５．０％、Ｍｎ：０．０４～３．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以下、Ｐ：０．０３～０．２％、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｂ：０．００１％以下、Ｓｅ：０．００１％以下を含有し、かつ、ｓｏｌ．Ａｌ＋Ｃ＋５Ｂ＋５Ｓｅ≦０．００５ｍａｓｓ％を満たすスラブを熱間圧延し、冷間圧延し、仕上焼鈍する際、最終冷間圧延における少なくとも１パスの圧延機出側の板温を１００～３００℃とすることで、板厚中心層における｛００１｝＜２５０＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛００１｝＜１００＞のＸ線強度比をそれぞれＳ、ＭおよびＣとしたとき、Ｓ／２Ｍが１．０以上、Ｓ／５Ｃが１．０以上の磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板を得るとともに、上記鋼板を用いてモータコアを製造する。

Description

無方向性電磁鋼板とその製造方法ならびにモータコアとその製造方法
　本発明は、モータや変圧器等の鉄心材料に用いられる磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法ならびにその無方向性電磁鋼板を用いたモータコアとその製造方法に関するものである。
　近年、環境問題やコストダウンの観点から、多くの分野において、消費エネルギーの削減が強く求められている。これに伴い、モータや変圧器等の鉄心材料として広く用いられている軟磁性材料の無方向性電磁鋼板には、低鉄損化および高磁束密度化が求められるようになってきている。
　無方向性電磁鋼板の鉄損を低減するには、ＳｉやＡｌ等の成分の添加量を増やして、鋼板の電気抵抗を増大させることが有効である。電気抵抗が増大すると、鋼板が磁化されることによって生じる渦電流損が低減するからである。しかし、ＳｉやＡｌの多量の添加は、磁束密度の低下を招き、モータのトルクが低下したり、銅損が増加したりするという新たな問題を引き起こす。
　そこで、鋼板の集合組織を改善して磁束密度を高める研究開発が従来から積極的になされている。磁束密度を高めるためには、板面に平行な方向に磁化容易軸である＜００１＞を増やし、磁化困難軸である＜１１１＞や＜１１０＞を減らす、すなわち、磁気特性が良好な集合組織、具体的には、板面と平行な｛１００｝面が多く、磁化容易軸＜００１＞が板面内に多く存在する集合組織を発達させることが有効である。
　このような集合組織を発達させる方法として、例えば、特許文献１には、Ａｌ含有量を極力低減した上で温間圧延を施す方法が、また、特許文献２には、鋼中にＰを添加し、かつ、冷間圧延前に低温・長時間のバッチ焼鈍を施す方法が提案されている。
特開２００２－００３９４４号公報 特開２００５－２００７５６号公報
　しかしながら、発明者らの調査・研究によれば、特許文献１に提案された方法では、ある程度の磁束密度向上効果は得られるものの、近年における厳しい要求に応えるためには、さらなる改善が必要である。また、特許文献２に提案された方法は、低温・長時間のバッチ焼鈍が必要となるため、生産性の低下や製造コストの上昇を招くという問題がある。
　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、モータや変圧器等に用いて好適な、磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板を、コストアップを極力抑制して安定的に提供するとともに、その無方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提案することにある。
　発明者らは、無方向性電磁鋼板の磁気特性を改善する方法について鋭意研究を行った。その結果、鋼板にＰを添加した上で、Ｐ偏析を抑制する元素であるＡｌ，ＣおよびＢの含有量を低減することで、磁気特性に好ましい集合組織を発達させることができ、ひいては、高磁束密度の無方向性電磁鋼板を得ることができることを見出し、本発明を開発するに至った。
　すなわち、本発明は、Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．０～５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０４～３．０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０３～０．２ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．００１ｍａｓｓ％以下、Ｓｅ：０．００１ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、上記ｓｏｌ．Ａｌ，Ｃ，ＢおよびＳｅが、下記式；
　ｓｏｌ．Ａｌ＋Ｃ＋５Ｂ＋５Ｓｅ≦０．００５ｍａｓｓ％
を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板厚中心層における｛００１｝＜２５０＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛００１｝＜１００＞のＸ線強度比をそれぞれＳ、ＭおよびＣとしたとき、Ｓ／２Ｍが１．０以上、Ｓ／５Ｃが１．０以上であることを特徴とする無方向性電磁鋼板である。
　また、本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．０１～０．２ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．０１～０．２ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする。
　また、本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、ＲＥＭ：０．０００５～０．００５ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００５～０．００５ｍａｓｓ％およびＣａ：０．０００５～０．００５ｍａｓｓ％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。
　また、本発明の無方向性電磁鋼板は、板厚が０．０５～０．３０ｍｍであることを特徴とする。
　また、本発明の無方向性電磁鋼板は、平均結晶粒径が４０μｍ未満であることを特徴とする。
　また、本発明は、上記のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延した後、均熱温度が８００～１２００℃、均熱時間が５ｍｉｎ以下の熱延板焼鈍を施し、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とし、仕上焼鈍を施す一連の工程からなる無方向性電磁鋼板の製造方法において、最終冷間圧延における少なくとも１パスの圧延機出側の板温を１００～３００℃の範囲とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。
　また、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、最終冷間圧延の圧下率を８０％以上とすることを特徴とする。
　また、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記仕上焼鈍における均熱温度を６００℃以上９００℃未満とすることを特徴とする。
　また、本発明は、上記のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板を積層したステータコアとロータコアからなるモータコアであって、ロータコアの平均結晶粒径が４０μｍ未満、ステータコアの平均結晶粒径が４０μｍ以上であることを特徴とするモータコアである。
　また、本発明は、上記に記載の平均結晶粒径が４０μｍ未満である無方向性電磁鋼板を積層したステータコアとロータコアからなるモータコアの製造方法であって、ステータコアに歪取焼鈍を施して平均結晶粒径を４０μｍ以上とすることを特徴とするモータコアの製造方法を提案する。
　本発明によれば、製造コストの上昇を招くことなく、高い磁束密度を有する無方向性電磁鋼板を安定して製造することができる。
ｓｏｌ．Ａｌ，Ｃ，ＢおよびＳｅの含有量と磁束密度Ｂ５０との関係に及ぼすＰ含有量の影響を示すグラフである。
　まず、本発明を開発するに至った実験について説明する。
＜実験１＞
　基本成分としてＳｉ：３．３５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２５ｍａｓｓ％を含有し、さらに、Ｃ，Ｐ，ｓｏｌ．Ａｌ，ＢおよびＳｅをそれぞれＣ：０．０００５～０．０１００ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１～０．２ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．００５ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００００１～０．０００２０ｍａｓｓ％およびＳｅ：０．００００１～０．０００２０ｍａｓｓ％の範囲で含有する鋼を真空溶解炉で溶製し、鋳造して鋼塊とした。この際、すべての鋼塊におけるＮおよびＳの含有量は、０．００２～０．００３ｍａｓｓ％の範囲に制御した。
　次いで、上記鋼塊を、１１００℃×３０分の加熱後、熱間圧延して板厚１．９ｍｍの熱延板とした後、１０００℃×３０秒の均熱処理後、冷却速度３０℃／ｓｅｃで室温まで冷却する連続焼鈍を模擬した熱延板焼鈍を施した。その後、酸洗してスケールを除去した後、冷間圧延して最終板厚０．２０ｍｍの冷延板とした。
　ここで、上記冷間圧延では、素材鋼板（熱延板）を、圧延機出側の板温が１５０～２００℃となるよう事前に加熱しておいてから０．５０ｍｍまで圧延する１回目の冷間圧延を行った後、１００℃以下の温度で２回目の冷間圧延（最終冷間圧延）を行い、最終板厚０．２０ｍｍの冷延板に仕上げた。
　斯くして得た冷延板に、１０００℃×３０秒の仕上焼鈍を施した後、エプスタイン試験で磁束密度Ｂ５０を測定した。
　図１は、上記の測定結果を、横軸に（ｓｏｌ．Ａｌ＋Ｃ＋５Ｂ＋５Ｓｅ）を、縦軸に磁束密度Ｂ５０をとって、Ｐの含有量別に示したものである。
　この図から、Ｐを０．０３ｍａｓｓ％以上含有している鋼板では、（ｓｏｌ．Ａｌ＋Ｃ＋５Ｂ＋５Ｓｅ）を０．００５ｍａｓｓ％以下に低減することで、磁束密度を高めることができることが明らかとなった。
　上記のような磁束密度向上効果が得られる原因を調査するため、上記実験に用いた熱延焼鈍板を低温で割断し、その断面をオージェ電子分光法で分析したところ、高い磁束密度が得られた鋼板では、Ｐが粒界に多く偏析していることがわかった。
　また、（ｓｏｌ．Ａｌ＋Ｃ＋５Ｂ＋５Ｓｅ）が０．００２５５～０．００２７５ｍａｓｓ％の鋼について、仕上焼鈍後の鋼板の板厚中心部の集合組織をＸ線で調査した結果を表１に示したが、高い磁束密度を示した鋼板では、｛００１｝＜２５０＞が高く、｛１１１｝＜１１２＞や｛００１｝＜１００＞が低い、すなわち、Ｓが高く、ＭおよびＣが低い、特徴的な集合組織が得られていることがわかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
＜実験２＞
　基本成分としてＳｉ：３．１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２５ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２５ｍａｓｓ％を含有し、さらに、Ｃ，Ｐ，ＢおよびＳｅをそれぞれＣ：０．０００５～０．０１００ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１～０．２ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００００１～０．０００２０ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．００００１～０．０００２０ｍａｓｓ％の範囲で含有する各種成分組成を有する鋼を真空溶解炉で溶製し、鋳造して鋼塊とした。この際、すべての鋼塊におけるＮおよびＳの含有量は、０．００２～０．００３ｍａｓｓ％の範囲に制御した。
　次いで、上記鋼塊を、１１００℃×３０分の加熱後、熱間圧延して板厚１．９ｍｍの熱延板とした後、１０００℃×３０秒の均熱処理後、冷却速度３０℃／ｓｅｃで室温まで冷却する連続焼鈍を模擬した熱延板焼鈍を施した。その後、酸洗してスケールを除去した後、冷間圧延して最終板厚０．２０ｍｍの冷延板とした。ここで、上記冷間圧延では、素材鋼板（熱延板）を事前に加熱し、圧延機出側の板温が１５０～２００℃となるようにして０．５０ｍｍまで圧延する１回目の冷間圧延を行った後、１００℃以下の温度で２回目の冷間圧延（最終冷間圧延）を行い、最終板厚０．２０ｍｍの冷延板に仕上げた。
　斯くして得た冷延板に、１０００℃×３０秒の仕上焼鈍を施した後、エプスタイン試験で磁束密度Ｂ５０を測定した。その結果、Ａｌを比較的多く含有する鋼板の場合、Ｃ，Ｂ，ＰおよびＳｅの含有量によらず、磁束密度Ｂ５０は１．６９Ｔ程度でほぼ一定であった。また、上記実験に用いた熱延焼鈍板を低温で割断し、その断面をオージェ電子分光法で調査したところ、いずれの鋼板もＰの粒界偏析は認められなかった。
　以上の結果より、鋼板にＰを添加し、かつＰ偏析を抑制する元素であるＡｌ，Ｃ，ＢおよびＳｅ含有量を低減することで、温間圧延やバッチ焼鈍を行うことなく、集合組織を改善できることが明らかとなった。Ｐは、熱延板焼鈍において結晶粒界に偏析し、粒界強度を高めて、冷間圧延における粒界付近の歪分布を変化し、粒界から核生成する｛１１１｝＜１１２＞再結晶粒を低減する。その結果、粒内（変形帯）から核生成する｛００１｝＜２５０＞再結晶粒が相対的に優位となり、｛００１｝＜２５０＞への強い集積が得られるものと考えられる。ここで、変形帯を導入する手段としては、温間圧延が最も効果的である。なお、本発明で得られる鋼板における｛００１｝＜２５０＞の集積度は高く、例えば、＜００１＞／／ＮＤ軸を中心に約２０度回転した｛００１｝＜１００＞にはほとんど集積が認められないことが特徴である。
　上記のような効果が得られる詳細なメカニズムは明らかでないが、特許文献１には、Ａｌが特定粒界の粒界性格を変化させるとの指摘があることから、Ａｌの低減により粒界構造が変化し、Ｐが粒界に偏析しやすくなった可能性がある。すなわち、Ｐ偏析を阻害するＣ，Ｂ，Ｓｅを低減した上で、さらにＡｌを低減したことにより、Ｐの粒界偏析が効果的に促進されたものと考えられる。
　従来、Ｐの粒界偏析は、比較的低温・長時間の熱処理によって発生すると考えられてきた。例えば、特許文献２によれば、Ｐを偏析させる熱処理条件は３００～６００℃×３ｈｒである。しかし、Ａｌ，Ｃ，ＢおよびＳｅを低減した場合には、上記のような高温・短時間の熱延板焼鈍においてもＰの偏析が促進されることは、従来の知見からは全く予測ができない現象である。
　次に、本発明で得られる材料を、モータコアに適用したときのモータ特性を調査するため、リング試験による評価を行った。
　Ｃ：０．００１３ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０８ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００８ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０８ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１８ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２２ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００００１ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．００００１ｍａｓｓ％およびＳｎ：０．０３ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成の鋼Ａ、および、Ｃ：０．００１１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０９ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１９ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００００２ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．００００１ｍａｓｓ％およびＳｎ：０．０３ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成の鋼Ｂを、それぞれ真空溶解炉で溶製し、鋳造して鋼塊とした。
　次いで、上記鋼塊を１１２０℃×３０分の加熱後、熱間圧延して板厚１．６ｍｍの熱延板とした後、１０５０℃×３０秒の均熱処理後、３０℃／ｓｅｃで室温まで冷却する熱延板焼鈍を施した。その後、酸洗してスケールを除去した後、冷間圧延して最終板厚０．０５～０．５０ｍｍの冷延板とした。ここで、上記冷間圧延では、素材鋼板（熱延板）を事前に加熱し、圧延機出側の板温が１５０～２００℃となるようにして０．５０ｍｍまで圧延する１回目の冷間圧延を行った後、１００℃以下の温度で２回目の冷間圧延（最終冷間圧延）を行い、最終板厚の冷延板に仕上げた。
　次いで、上記冷延板に１０００℃×３０秒の仕上焼鈍を施し、得られた焼鈍後の鋼板から外径４５ｍｍ、内径３３ｍｍの寸法のリング試料を打ち抜き、これを１０枚積層した後、１次巻線および２次巻線をそれぞれ１００ターン巻いて、磁束密度Ｂ５０を測定した。また、仕上焼鈍後の鋼板の板厚中心部における集合組織を、Ｘ線で測定した。
　上記磁束密度の測定結果を表２に示した。この結果から、Ｐの含有量が高い鋼Ａから得た鋼板では、冷間圧延後の最終板厚が薄くなるほど磁束密度が高くなっているのに対して、Ｐの含有量が低い鋼Ｂから得た鋼板では、最終板厚による影響は認められないことがわかる。
　また、｛００１｝＜２５０＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛００１｝＜１００＞のＸ線強度比を、それぞれＳ，Ｍ，ＣとしたときのＳ／２ＭおよびＳ／５Ｃの値を表２に併せて示したが、鋼Ａから得た鋼板では、Ｓ／２ＭおよびＳ／５Ｃの値が、最終板厚が薄くなるほど高くなっているのに対して、鋼Ｂから得た鋼板では、そのような傾向は認められない。この結果から、Ｐの粒界偏析による集合組織の先鋭化は、特に最終板厚が薄いときに顕著となることがわかる。
　これは、圧延集合組織の先鋭度が高まることによって、再結晶集合組織の主方位｛００１｝＜２５０＞の先鋭度が高まるためと推定される。このような集合組織の発達により、リング磁気特性が改善される理由については、第一に、｛１１１｝＜１１２＞が低下することにより、板面と平行な磁化困難軸が減少すること、第二に、｛００１｝＜２５０＞の発達により、板面と平行な磁化容易軸＜１００＞が増加すること、第三に、｛００１｝＜１００＞は板面内に等価な＜１００＞方位を４つ有するのに対して、｛００１｝＜２５０＞は板面内に等価な＜１００＞方位を８つ有するため、｛００１｝＜２５０＞は｛００１｝＜１００＞よりも面内異方性の低減に有利であること、によるものと考えられる。
　本発明は、上記の新規な知見に基いて開発したものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板（製品板）の成分組成について説明する。
Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下
　Ｃは、０．００５ｍａｓｓ％を超えて含有すると、熱延板焼鈍におけるＰ偏析が抑制され、Ｐによる磁束密度を向上する効果が失われる。また、磁気時効によって鉄損が劣化する。よって、Ｃ含有量の上限は０．００５ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００２ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｉ：１．０～５．０ｍａｓｓ％
　Ｓｉは、鋼の比抵抗を増加させ、鉄損を低減する効果があるので、１．０ｍａｓｓ％以上添加する。しかし、５．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、鋼が脆くなり、冷間圧延で破断を起こすようになる。したがって、Ｓｉ含有量は１．０～５．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは２．５～４．０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：０．０４～３．０ｍａｓｓ％
　Ｍｎは、鋼の熱間脆性を防止する効果を有するとともに、ＭｎＳ等の析出物を粗大化させて粒成長性を改善し、さらに、比抵抗を増加させて鉄損を低減する効果があるので、０．０４ｍａｓｓ％以上添加する。しかし、３．０ｍａｓｓ％超え添加しても、上記の効果が飽和し、コストアップとなるので、Ｍｎ含有量は０．０４～３．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．１～１．０ｍａｓｓ％の範囲である。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５ｍａｓｓ％以下
　Ａｌは、含有量がｓｏｌ．Ａｌで０．００５ｍａｓｓ％を超えると、熱延板焼鈍におけるＰ偏析が抑制され、Ｐの磁束密度改善効果が失われる。また、微細なＡｌＮが増加し、粒成長性が低下する。よって、Ａｌの含有量は、ｓｏｌ．Ａｌで０．００５ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００２ｍａｓｓ％以下である。
Ｐ：０．０３～０．２ｍａｓｓ％
　Ｐは、本発明においては最も重要な元素の一つであり、熱延板焼鈍の際に粒界偏析し、仕上焼鈍板の集合組織を改善する効果を有するため０．０３ｍａｓｓ％以上の添加を必須とする。しかし、０．２ｍａｓｓ％を超えて添加すると、上記効果が飽和し、また、鋼が脆化して冷間圧延で破断を起こし易くなる。よって、Ｐ含有量は０．０３～０．２ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０５～０．１ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下
　Ｓは、含有量が０．００５ｍａｓｓ％を超えると、ＭｎＳ等の析出物が増加し、粒成長性を阻害する。したがって、Ｓ含有量の上限は０．００５ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。
Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下
　Ｎは、含有量が０．００５ｍａｓｓ％を超えると、ＡｌＮ等の析出物が増加し、粒成長性を阻害する。したがって、Ｎ含有量の上限は０．００５ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。
Ｂ：０．００１ｍａｓｓ％以下
　Ｂは、含有量が微量でも、Ｐ偏析に影響を与えるため、厳しい規制が必要である。特に、Ｂの含有量が０．００１ｍａｓｓ％を超えると、熱延板焼鈍におけるＰ偏析が抑制され、Ｐの磁束密度改善効果が失われる。したがって、Ｂ含有量の上限は０．００１ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０００３ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｅ：０．００１ｍａｓｓ％以下
　Ｓｅは、Ｂと同様、微量でも集合組織に影響を与えるため、厳しい規制が必要である。特に、Ｓｅの含有量が０．００１ｍａｓｓ％を超えると、熱延板焼鈍におけるＰ偏析が抑制され、Ｐの磁束密度改善効果が失われる。したがって、Ｓｅ含有量の上限は０．００１ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０００３ｍａｓｓ％以下である。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分組成を満たして含有することに加えて、Ｐの粒界偏析を阻害するｓｏｌ．Ａｌ，Ｃ，ＢおよびＳｅが、下記の式を満たして含有することが必要である。
　ｓｏｌ．Ａｌ＋Ｃ＋５Ｂ＋５Ｓｅ≦０．００５ｍａｓｓ％
　上記式の左辺の値が０．００５ｍａｓｓ％を超えた場合には、熱延板焼鈍におけるＰの粒界偏析が抑制され、磁束密度向上効果が得られなくなる。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。なお、上記左辺を０．００１ｍａｓｓ％未満に低減するのは、製鋼コストが顕著に増加するため、下限は０．００１ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、磁気特性等の向上を目的として、上記の必須成分に加えて、以下の成分のうちから選ばれる１種または２種以上を含有していてもよい。
Ｓｎ，Ｓｂ：それぞれ０．０１～０．２ｍａｓｓ％
　ＳｎおよびＳｂは、再結晶集合組織の｛１１１｝結晶粒を低減して磁束密度を高める効果があるので、それぞれ０．０１ｍａｓｓ％以上添加することができる。しかし、０．２ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果が飽和する。よって、ＳｎおよびＳｂの含有量は、それぞれ０．０１～０．２ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、それぞれ０．０２～０．１ｍａｓｓ％の範囲である。
ＲＥＭ，Ｍｇ，Ｃａ：それぞれ０．０００５～０．００５ｍａｓｓ％
　ＲＥＭ，ＭｇおよびＣａは、硫化物を粗大化し、粒成長性を改善する効果があるので、それぞれ０．０００５ｍａｓｓ％以上添加することができる。しかし、０．００５ｍａｓｓ％を超えて添加すると、却って粒成長性が悪化するため、ＲＥＭ，Ｍｇ，Ｃａは、それぞれ０．０００５～０．００５ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、それぞれ０．００１～０．００３ｍａｓｓ％の範囲である。
　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の製造方法は、上記した成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延した後、熱延板焼鈍を施し、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とし、仕上焼鈍を施す一連の工程からなる。
　まず、上記に説明した成分組成に調整した鋼は、通常の精錬プロセスで溶製することができる。この際、Ｃ，Ａｌ，ＢおよびＳｅは、製鋼プロセスで混入しやすい元素であるので、スクラップ等の原料は厳格な管理が必要である。続く、鋼素材（スラブ）を製造する方法は、造塊－分塊法や連続鋳造法によるのが一般的であるが、上記方法ではなく、直接鋳造法で１００ｍｍ以下の厚さの薄鋳片を製造してもよい。
　次いで、上記スラブを加熱炉で再加熱して熱間圧延に供するが、鋳造後、再加熱することなく直ちに熱間圧延に供してもよい。熱間圧延条件は、特に制限はなく、常法に従って行なえばよい。なお、薄鋳片の場合には、熱間圧延しても良いし、熱間圧延を省略して、そのまま以後の工程に進めてもよい。
　熱間圧延に続く熱延板焼鈍は、均熱温度を８００～１２００℃、均熱時間を５ｍｉｎ以下として行う。均熱温度が８００℃未満では、熱間圧延におけるバンド組織が残留してリジングが発生しやすく、一方、１２００℃を超えると、効果が飽和するだけでなく、焼鈍コストが上昇するからである。また、均熱時間は生産性を確保する観点から、５ｍｉｎ以下とする。より好ましくは、均熱温度は９００～１１００℃、均熱時間は２ｍｉｎ以下である。なお、均熱後の冷却速度は、磁気特性に大きな影響を及ぼさないため、特に規定しないが、１～１００℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却するのが、生産性や製造コストの観点からは好ましい。なお、焼鈍炉は、バッチ焼鈍炉では生産性が低いため、連続焼鈍炉を用いることが好ましい。
　熱延板焼鈍後の鋼板は、その後、酸洗してから、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とする。中間焼鈍を挟む場合は、熱延板焼鈍と同様に連続焼鈍炉で、均熱温度を８００～１２００℃、均熱時間を５ｍｉｎ以下として施すことが好ましい。なお、より好ましい均熱温度は９００～１１００℃、均熱時間は１ｓｅｃ～２ｍｉｎの範囲である。
　なお、本発明において、この冷間圧延は重要な工程であり、最終冷間圧延における少なくとも１パスの圧延機出側材料温度（板温）を１００～３００℃の範囲とすることが好ましい。より好ましくは１３０～２００℃の範囲である。この処理によって、変形帯の形成を促進し、｛００１｝＜２５０＞集合組織を発達させることができる。１００℃未満では｛１１１｝方位の発達が強くなり、一方、３００℃を超えると逆に集合組織がランダム化する傾向がある。なお、圧延機出側の板温は、放射温度計や接触式温度計で測定することができる。
　また、最終冷間圧延の圧下率は、８０％以上とすることが好ましい。圧下率を８０％以上とすることで、集合組織の先鋭性を高め、リング磁気特性を改善することができる。圧下率の上限は、特に規制しないが、９８％を超えると、圧延コストが顕著に増加するので、９８％以下とするのが好ましい。より好ましくは８５～９５％の範囲である。
　なお、最終板厚、すなわち、製品板厚は、圧下率を高くするため、０．０５～０．３０ｍｍの範囲とするのが好ましい。より好ましくは０．１０～０．２０ｍｍの範囲である。
　最終冷間圧延後の冷延板は、その後、仕上焼鈍を施し、必要に応じて絶縁コーティングを施して製品板とする。絶縁コーティングは公知のものを用いることができ、無機コーティング、有機コーティング、無機－有機混合コーティングなどを、要求される特性や目的に応じて使い分ければよい。
　上記製造方法により得られる本発明の無方向性電磁鋼板は、板厚中心層における｛００１｝＜２５０＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛００１｝＜１００＞のＸ線強度比をそれぞれＳ，Ｍ，Ｃとしたとき、Ｓが高くＭ，Ｃが低い特徴的な集合組織が得られ、特に、Ｓ／２ＭおよびＳ／５Ｃが１．０以上の集合組織とすることで、優れた磁気特性が得られ、Ｓ／２ＭおよびＳ／５Ｃをそれぞれ１．５以上とすることで、より優れた磁気特性とすることができる。なお、本発明では、上記集合組織は、板厚中心部に対して規定する。表層付近の集合組織は、圧延時の摩擦係数の変動の影響を受けるため、バラツキが大きく、磁気特性との相関がよくないためである。
　ここで、上記集合組織を測定するには、例えば｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図から選んだ複数の極点図（好ましくは３つ以上）を用い、級数展開法やＡＤＣ法でＯＤＦを計算すればよい。本発明で規定する｛００１｝＜２５０＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛００１｝＜１００＞方位の強度は、例えば、ＯＤＦにおける、オイラー角（Φ，φ１，φ２）でそれぞれ（０°，２３°，４５°）（５５°，９０°，４５°）（０°，４５°，４５°）の値を用いればよい。なお、集合組織の測定方法は、上記の方法に限るものではなく、その他の公知の方法を用いてもよい。
　上記に説明した方法で製造した本発明の無方向性電磁鋼板は、面内異方性が小さく、磁束密度が高いため、モータコアの材料として好適に用いることができる。しかし、上記鋼板を高速回転モータに適用した場合には、ロータコアのブリッジ部が疲労破壊しやすいという問題がある。この原因は、まだ十分に明らかとなっていないが、Ｐは再結晶後の結晶粒界へ偏析しやすい成分であるため、製品板の粒界強度が低く、コアを打抜加工する際、端面付近に微細な粒界割れが生じ、これが疲労破壊の起点になっているものと推察している。
　上記結晶粒界へのＰの偏析を抑制するためには、仕上焼鈍温度を低くすることが有効である。具体的には、仕上焼鈍温度を９００℃未満とするのが好ましく、８００℃未満とするのがより好ましい。なお、仕上焼鈍温度の下限は、再結晶率を１００％とし、かつ、転位密度を十分に低減して、鉄損を改善する観点から６００℃とするのが好ましい。より好ましくは７００℃以上である。
　また、上記のように仕上焼鈍温度を低くすると、結晶粒径が微細化し、引張強度が向上する。一般に、疲労強度（疲労限度）は、引張強さや降伏応力（０．２％耐力）が高いほど高くなるので、結晶粒径の微細化を介しても疲労強度を向上することができる。上記効果を得るためには、仕上焼鈍後の鋼板に結晶粒径は４０μｍ未満とするのが好ましい。ここで、上記結晶粒径は、光学顕微鏡で撮影した圧延方向の断面組織写真から、圧延方向と板厚方向について切断法で測定した平均結晶粒径のことをいう。なお、より好ましくは３０μｍ未満、さらに好ましくは２０μｍ未満である。
　しかし、結晶粒径が４０μｍ未満になると、鉄損が増加し、モータ効率が低下するという問題がある。しかし、この問題は、例えば、ハイブリッド自動車（ＨＥＶ）の動力源に用いられるＳＰＭやＩＰＭ等の永久磁石型モータのコアように、ロータコアの鉄損が小さく、ステータコアの鉄損が支配的である場合には、ロータコアは結晶粒が小さいままとする一方、ステータコアのみに歪取焼鈍を施して結晶粒を大きくし、鉄損を低減することが有効である。上記の鉄損低減効果を得るためには、歪取焼鈍後の結晶粒径を４０μｍ以上とするのが好ましい。より好ましくは７０μｍ以上、さらに好ましくは９０μｍ以上である。なお、上記歪取焼鈍は、一般的な条件、例えば、均熱温度が７００～９００℃、均熱時間が１０～３００ｍｉｎの条件で行うことができる。
　表３に示した各種成分組成を有するスラブを１１００℃×３０分の再加熱後、熱間圧延して板厚１．８ｍｍの熱延板とし、連続焼鈍炉で、１０２０℃×２０秒の均熱処理後、２０℃／ｓｅｃで冷却する熱延板焼鈍を施した後、酸洗してスケールを除去し、冷間圧延して最終板厚０．２０ｍｍの冷延板とした。ここで、上記冷間圧延では、４スタンドのタンデム式圧延機を用い、＃２スタンドの出側板温が１６０℃となるように圧延速度とクーラント量を調節して圧延を行った。次いで、上記冷延板に対して、乾燥窒素－水素雰囲気中で１０００℃×３０秒の仕上焼鈍を施し、絶縁コーティングを塗布して製品板とした。
　斯くして得た製品板について、エプスタイン試験で磁束密度Ｂ５０と鉄損Ｗ１０／４００を測定するとともに、仕上焼鈍板の板厚中心部における集合組織をＸ線で測定し、（｛００１｝＜２５０＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛００１｝＜１００＞のＸ線強度比を、それぞれＳ，Ｍ，ＣとしたときのＳ／２Ｍ、Ｓ／５Ｃを求めた。その結果を表３に併記した。この結果から、本発明に適合する成分組成を有する鋼板は、優れた磁気特性を有することがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　Ｃ：０．００１５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１８ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００８ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０７ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１８ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００００１ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．００００１ｍａｓｓ％およびＳｎ：０．０６ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを１１００℃×３０分の再加熱後、熱間圧延して板厚１．６ｍｍの熱延板とした後、連続焼鈍炉で、１０５０℃×６０秒の均熱処理後、２５℃／ｓｅｃで冷却する熱延板焼鈍を施した後、酸洗してスケールを除去した後冷間圧延して最終板厚０．０５～０．５０ｍｍの冷延板とした。ここで、上記冷間圧延は、４スタンドのタンデム式圧延機を用い、圧延速度とクーラント量を調節して、＃３スタンド出側の板温を表４に示したように調整した。次いで、上記冷延板に対して、乾燥窒素－水素雰囲気中で１０００℃×１０秒の仕上焼鈍を施し、絶縁コーティングを塗布して製品板とした。
　斯くして得た製品板から、外径４５ｍｍ、内径３３ｍｍの寸法のリング試料を打ち抜き、これを１０枚積層した後、１次巻線および２次巻線をそれぞれ１００ターン巻いて、磁束密度Ｂ５０および鉄損Ｗ１０／４００を測定した。また、仕上焼鈍後の鋼板の板厚中心層における集合組織（Ｓ／２Ｍ、Ｓ／５Ｃ）をＸ線で測定し、それらの結果を表４に併記した。この結果から、本発明に適合する条件で製造した鋼板は、磁束密度が高く、優れた磁気特性を有していることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表５に示した成分組成を有するスラブを、１１２０℃の温度に２０分間の再加熱した後、熱間圧延して板厚１．７ｍｍの熱延板とした。次いで、連続焼鈍炉で９９０℃×４０秒の均熱後、２３℃／ｓｅｃで冷却する熱延板焼鈍を施し、酸洗し、冷間圧延して最終板厚が０．１４ｍｍの冷延板とした。この際、上記の冷間圧延においては、４スタンドのタンデム圧延機を用い、２パス目の出側温度が１５０℃となるように、圧延速度とクーラント量を調節した。次いで、上記冷延板に対して、乾燥窒素－水素雰囲気中で、表５に示す温度で３０秒間均熱する仕上焼鈍を施した後、絶縁被膜を被成して製品板とした。
　上記のようにして得た製品板について、エプスタイン試験で磁束密度Ｂ５０と鉄損Ｗ１０／４００を測定した。
　また、上記製品板の圧延方向断面の平均結晶粒径を切断法で測定するとともに、板厚中心層における集合組織（Ｓ／２Ｍ、Ｓ／５Ｃ）をＸ線で測定した。
　また、ＪＩＳ５号引張試験片および疲労試験片（平行部の幅１０ｍｍ、長さ２００ｍｍ、平行部を８００番のエメリー紙で研磨）を作製し、室温で引張試験を行い、０．２％耐力を測定するとともに、疲労試験を実施し、疲労限度を測定した。ここで、上記疲労限度の測定は、応力比０．１（引張－引張）、周波数２０Ｈｚ、最大繰り返し数１０７回の条件とした。
　さらに、上記製品板に、Ｎ２雰囲気下で７８０℃×２ｈｒの歪取焼鈍を施し、上記と同様にして、磁気特性、平均結晶粒径および集合組織（Ｓ／２Ｍ、Ｓ／５Ｃ）を測定した。
　上記の測定結果を表５中に併記した。この結果から、本発明に適合する成分組成の鋼板は、仕上焼鈍温度が９００℃以上では疲労限が低下しているが、仕上焼鈍温度を９００℃未満とすることで、高い疲労限度を確保できていることがわかる。また、上記鋼板は、歪取焼鈍後により、優れた鉄損と磁束密度を得ることができている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
  

Claims (10)

  1. Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．０～５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０４～３．０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０３～０．２ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．００１ｍａｓｓ％以下、Ｓｅ：０．００１ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、上記ｓｏｌ．Ａｌ，Ｃ，ＢおよびＳｅが、下記式を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板厚中心層における｛００１｝＜２５０＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛００１｝＜１００＞のＸ線強度比をそれぞれＳ、ＭおよびＣとしたとき、Ｓ／２Ｍが１．０以上、Ｓ／５Ｃが１．０以上であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
    　　　　　　　　記
    　ｓｏｌ．Ａｌ＋Ｃ＋５Ｂ＋５Ｓｅ≦０．００５ｍａｓｓ％
  2. 上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．０１～０．２ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．０１～０．２ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種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。
  3. 上記成分組成に加えてさらに、ＲＥＭ：０．０００５～０．００５ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００５～０．００５ｍａｓｓ％およびＣａ：０．０００５～０．００５ｍａｓｓ％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または２に記載の無方向性電磁鋼板。
  4. 板厚が０．０５～０．３０ｍｍである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。
  5. 平均結晶粒径が４０μｍ未満である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。
  6. 請求項１～３のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延した後、均熱温度が８００～１２００℃、均熱時間が５ｍｉｎ以下の熱延板焼鈍を施し、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とし、仕上焼鈍を施す一連の工程からなる無方向性電磁鋼板の製造方法において、
    最終冷間圧延における少なくとも１パスの圧延機出側の板温を１００～３００℃の範囲とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
  7. 最終冷間圧延の圧下率を８０％以上とすることを特徴とする請求項６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  8. 上記仕上焼鈍における均熱温度を６００℃以上９００℃未満とすることを特徴とする請求項６または７に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  9. 請求項１～４のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板を積層したステータコアとロータコアからなるモータコアであって、ロータコアの平均結晶粒径が４０μｍ未満、ステータコアの平均結晶粒径が４０μｍ以上であることを特徴とするモータコア。
  10. 請求項５に記載の無方向性電磁鋼板を積層したステータコアとロータコアからなるモータコアの製造方法であって、ステータコアに歪取焼鈍を施して平均結晶粒径を４０μｍ以上とすることを特徴とするモータコアの製造方法。
     
     
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