JP2017125249A - 無方向性電磁鋼板、およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高磁束密度における高周波数鉄損が低く、かつ加工性に優れた無方向性電磁鋼板、および、その無方向性電磁鋼板を低コストで生産性良く製造する無方向性電磁鋼板の製造方法を提供すること。【解決手段】鋼板表面から１／１０板厚の部分のＯＤＦにおけるφ２＝４５°断面の１０°≦φ１≦３５°、および０°≦Φ≦１０°の集積度の平均値Ｉ（ｓ）が３．５以上であり、鋼板表面から１／２板厚の部分のＯＤＦにおけるφ２＝４５°断面の１０°≦φ１≦３５°、および０°≦Φ≦１０°の集積度の平均値Ｉ（ｃ）が４．０以上であり、かつ式（１）：０．０＜｜Ｉ（ｃ）−Ｉ（ｓ）｜≦１．０を満足する無方向性電磁鋼板である。【選択図】図２

Description

本発明は、無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。

近年、産業用モータの世界規模での効率法規制化が進行しており、北米、ＥＵでは規格の効率レベルであるＩＥ３が導入されている。日本でも２０１５年４月からＩＥ３が導入されており、ＩＥ１レベルのモータをＩＥ３レベルに置き換えると、全国消費電力量の１．５％に相当する１５５億ｋＷｈ／年を削減できると見込まれている。このため、今後もＩＥ３レベル以上の高効率モータ（以下、トップランナーモータ）の実現が必要不可欠となる。ところで、モータの発生損失には、一次銅損、鉄損、二次銅損、機械損、漂遊負荷損があり、それぞれの損失を低減する必要がある。このうち、鉄損を低減するためには、特に低鉄損に優れた無方向性電磁鋼板への要求が強く、板厚薄手化、高比抵抗化、結晶粒粗大化、高純度化、低歪化、集合組織の適正化の傾向にある。

例えば、特許文献１には、Ａｌ含有量を質量％で０．０２％以下にして、最終冷間圧延工程において、最終パスを除く少なくとも１パスを１００〜３００℃の温間圧延、最終パスを１００℃以下、１０〜３０％で圧延し、鉄損Ｗ１５／５０に優れた無方向性電磁鋼板を得る技術が開示されている。

特許文献２には、質量％でＣｕ：０．２％以上、４．０％以下、Ｎｉ：０．５％以上、５．０％以下を複合含有させた成分について、最終の冷間圧延工程において圧延温度が１００〜３００℃以上の温間圧延を１パス以上実施し、その際の温間圧延の累積圧下率を４５％以上として、強度―鉄損バランスに優れた無方向性電磁鋼板を得る技術が開示されている。

特許文献３には、熱延仕上げ温度をＡｒ３変態点未満７００℃以上とし、脱スケールした後冷間圧延において付与する全ひずみを対数ひずみに換算して、そのうちの５０％以上を１００℃〜４００℃の温間で圧延し、７００℃〜９５０℃で３分以下の仕上焼鈍を行う無方向性電磁鋼板の製造方法が開示されている。

一方、無方向性電磁鋼板は、打ち抜き加工等を経て、モータ用の鉄心へ加工されるため、加工性も要求される。
このため、例えば、特許文献４には、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ量を規定してバリ高さを制御する方法が開示されている。

特許第３８８８０３３号 特開２００５−１２０４３１号公報 特許第２８７０８１８号 特開２００８−０６９４０６号公報

ところで、最終冷間圧延の圧下率（以下「トータル圧下率」とも称する）を上げると、鉄損が低減することが知られている。一方、産業用モータの運転時、高調波成分が重なり周波数が増加する。その結果、同じ最終冷間圧延の圧下率で製造した鋼板でも、表皮効果によって鋼板表層に磁束が集中し、鉄損は増加するため、モータ効率は劣化する。鋼板表層においてはヒステリシス損の増加が著しいことが知られており、高磁磁束密度でも高周波鉄損が低く、ヒステリシス損も低い特性が強く望まれる。そのためには、鋼板表層近傍の集合組織を低コストで生産性を損なうことなく改善する技術が必要である。しかしながら、鋼板表層の集合組織を、低コストで生産性を損なうことなく、容易に改善して板厚方向の磁束分布を均一化する技術は確立されていなかった。

一方で、高周波での鉄損を低減するために、合金元素を多量に添加すると、加工硬化による圧延荷重が増加して圧延が困難になる。この観点からタンデム圧延よりもゼンジミア圧延機による圧延が一般的である。しかしながらタンデム圧延機に比べるとゼンジミア圧延機は生産性が低いため、コスト面でタンデム圧延機に劣っていた。

また、無方向性電磁鋼板の表層と内層との集合組織の差が大きく異なると、歪感受性が高くなり、打ち抜き加工等の剪断加工後に歪の分布が広がるため、焼鈍を施し、歪の分布を解消する必要があり、高コスト化に繋がる。また、バリ等も発生し易くなる。

これらの観点を鑑み、本発明者らは、生産性が高くコスト面で優れるタンデム圧延機に着目して、温間圧延による磁気特性向上、圧延荷重の軽減、及び加工性について鋭意検討を重ねてきた。

その結果、最終冷間圧延工程において、最終冷間圧延の圧下率（トータル圧下率）、温間圧延と冷間圧延との圧下率のバランス、及び各圧延温度を所定範囲にして製造することで、低コストで生産性を損なうことなく、磁気特性及び加工性を向上できることを見出した。特に、タンデム圧延機による温間圧延では、主に鋼板表層の集合組織を改善し、板厚方向の磁束分布（つまり集合組織）を均一化できる知見を得ることができた。

そこで、本発明の課題は、かかる点に鑑みてなされたものであり、高磁束密度における高周波数鉄損が低く、かつ加工性に優れた無方向性電磁鋼板、および、その無方向性電磁鋼板を低コストで生産性良く製造する無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することである。

上述したように、本発明では、タンデム圧延機による最終冷間圧延工程において、最終冷間圧延の圧下率（トータル圧下率）、温間圧延と冷間圧延との圧下率のバランス、及び各圧延温度を所定範囲とすることにより、鋼板表層近傍の集合組織を制御し、板厚方向の磁束分布（つまり集合組織）を均一化する。つまり、鋼板表層の｛１００｝面近傍の集積度を増加させ、板厚方向の磁束分布（つまり集合組織）を均一化することにより、ヒステリシス損を低減できる。その結果、同じ最終冷間圧延の圧下率で製造した鋼板でも、高磁束密度における高周波鉄損を低減できるようになる。また、打ち抜き加工等の剪断加工後の歪分布の広がりおよびバリの発生が低減でき、高い加工性が得られる。本発明の要旨は、以下の通りである。

［１］
質量％で
２．５％≦Ｓｉ≦５．０％、
０．１％≦Ａｌ≦２．０％、
０．１％≦Ｍｎ≦２．０％、
Ｐ≦０．０２％、
０．００１％≦Ｃ≦０．００５％、
０．００１％≦Ｎ≦０．００５％、
Ｓ≦０．００５％、
Ｃｕ≦０．１％、
Ｎｉ≦０．１％、
並びに、残部としてＦｅおよび不純物元素を含有し、
鋼板表面から１／１０板厚の部分の集合組織の結晶方位分布関数ＯＤＦにおけるφ_２＝４５°断面の１０°≦φ_１≦３５°、および０°≦Φ≦１０°の集積度の平均値Ｉ（ｓ）が３．５以上であり、
鋼板表面から１／２板厚の部分の集合組織の結晶方位分布関数ＯＤＦにおけるφ_２＝４５°断面の１０°≦φ_１≦３５°、および０°≦Φ≦１０°の集積度の平均値Ｉ（ｃ）が４．０以上であり、
かつ前記集積度の平均値Ｉ（ｓ）と前記集積度の平均値Ｉ（ｃ）との差が下記式（１）を満足する無方向性電磁鋼板。
式（１）： ０．０＜｜Ｉ（ｃ）−Ｉ（ｓ）｜≦１．０

［２］
質量％で
２．５％≦Ｓｉ≦５．０％、
０．１％≦Ａｌ≦２．０％、
０．１％≦Ｍｎ≦２．０％、
Ｐ≦０．０２％、
０．００１％≦Ｃ≦０．００５％、
０．００１％≦Ｎ≦０．００５％、
Ｓ≦０．００５％、
Ｃｕ≦０．１％、
Ｎｉ≦０．１％、
を満たし、残部としてＦｅおよび不純物元素を含有するスラブを、熱間圧延する熱間圧延工程と、
複数の圧延スタンドを有するタンデム圧延機により、熱間圧延後の鋼板を２００℃以上５００℃以下で温間圧延した後、１００℃以下で冷間圧延して、最終板厚とする最終冷間圧延工程であって、下記式（２）で表される最終冷間圧延の圧下率を８５％以上９５％以下、下記式（３）で表される温間圧延の圧下率を３０％以上、下記（４）で表される冷間圧延の圧下率を４０％以上とする最終冷間圧延工程と、
を有する無方向性電磁鋼板の製造方法。
式（２）： 最終冷間圧延の圧下率（％）＝（ｔ_０−ｔ_ｆ）／ｔ_０×１００
（式（２）中、ｔ_０：２００℃以上５００℃以下の温間圧延開始時の鋼板板厚（ｍｍ）、ｔ_ｆ：鋼板の最終板厚（ｍｍ））
式（３）： 温間圧延の圧下率（％）＝（ｔ_０−ｔ_ｃ）／ｔ_０×１００
（式（３）中、ｔ_０：２００℃以上５００℃以下の温間圧延開始時の鋼板板厚（ｍｍ）、ｔ_ｃ：１００℃以下の冷間圧延開始時の鋼板板厚（ｍｍ））
式（４）： 冷間圧延の圧下（％）＝（ｔ_ｃ−ｔ_ｆ）／ｔ_ｃ×１００
（式（４）中、ｔ_ｃ：１００℃以下の冷間圧延開始時の鋼板板厚（ｍｍ）、ｔ_ｆ：鋼板の最終板厚（ｍｍ））

［３］
前記タンデム圧延機の最初の圧延スタンド入側において、前記熱間圧延後の鋼板を２００℃以上５００℃以下に予備加熱した後、前記熱間圧延後の鋼板を温間圧延する請求項２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。

本発明によれば、高磁束密度における高周波数鉄損が低く、かつ加工性に優れた無方向性電磁鋼板、および、その無方向性電磁鋼板を低コストで生産性良く製造する無方向性電磁鋼板の製造方法を提供できる。

実施例１における無方向性電磁鋼板の集合組織に及ぼす、タンデム圧延およびゼンジミア圧延における温間圧延温度の影響（φ_２＝４５°）を示す結晶方位分布関数（ＯＤＦ）の説明図である。 実施例２における鉄損が良好であった製造条件において、最終冷間圧延の圧下率（トータル圧下率）の適正範囲、温間圧延の圧下率、および冷間圧延の圧下率の適正範囲を示す図である。 鋼板のバリ高さを説明するための図である。 ｜Ｉ（ｃ）−Ｉ（ｓ）｜の値とバリ高さの関係を示すグラフである。

以下、本発明について詳細に説明する。

＜無方向性電磁鋼板＞
本発明の無方向性電磁鋼板は、質量％で、２．５％≦Ｓｉ≦５．０％、０．１％≦Ａｌ≦２．０％、０．１％≦Ｍｎ≦２．０％、Ｐ≦０．０２％、０．００１％≦Ｃ≦０．００５％、０．００１％≦Ｎ≦０．００５％、Ｓ≦０．００５％、Ｃｕ≦０．１％、Ｎｉ≦０．１％、並びに、残部としてＦｅおよび不純物元素を含有する。ただし、本発明の無方向性電磁鋼板は、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｎｉの各元素を含まない鋼板も含む。また、本発明の無方向性電磁鋼板は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃ、Ｎ、Ｓ、Ｃｕ、およびＮｉを上記範囲で含有し、かつ残部がＦｅおよび不純物元素からなる鋼板であることがよい。

以下、本発明の無方向性電磁板の成分組成の詳細を説明する。なお、鋼板の成分組成について、「％」は「質量％」である。

（２．５≦Ｓｉ≦５．０％）
Ｓｉは、鋼板の固有抵抗を増加させ、渦電流損を低減する作用を呈する。また、Ｓｉは、ヒステリシス損を低減する作用も有する。このため、Ｓｉを積極添加することが望ましく、Ｓｉ含有量は２．５％以上が必要である。一方、Ｓｉ含有量が５．０％を超えると、温間圧延での圧延性、および打抜き加工性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は２．５％以上、５．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは３．０％以上４．５％以下である。

（０．１≦Ａｌ≦２．０％）
Ａｌは、脱酸材として有効であり、更に窒化物を粗大にして無害化することもできる。また、Ａｌは、Ｓｉと同様に鋼の固有抵抗を増加させ鉄損を低減させる。これらの作用を得るためには、Ａｌ含有量は０．１％以上が必要である。しかし、Ａｌ含有量が２．０％を超えると酸洗の能率低下だけでなく、ヒステリシス損を増加させる。従って、Ａｌ含有量は０．１％以上、２．０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．１％以上、１．５％以下である。

（０．１≦Ｍｎ≦２．０％）
Ｍｎは、鋼の固有抵抗を高め、硫化物を粗大化して無害化する作用を呈する。この作用を得るためには、Ｍｎ含有量は０．１％以上が必要である。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、磁束密度の低下及びコストの上昇を招く。従って、Ｍｎ含有量は０．１％以上２．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．２％以上１．５％以下である。

（Ｐ≦０．０２％）
Ｐ含有量が０．０２％超では、冷間圧延時に破断を生じる可能性がある。したがって、Ｐ含有量は、０．０２％以下とする。Ｐ含有量の下限値は、特に制限はないが、脱Ｐのコスト及び生産性の観点から、０．０１％とすることが好ましい。

（０．００１％≦Ｃ≦０．００５％）
Ｃは、鋼中に固溶Ｃとして存在して温間圧延時の動的ひずみ時効による集合組織改善効果を発現することにより、磁束密度を向上させる。その効果を得るために、Ｃ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ｃ含有量は０．００５％を超えると微細な炭化物が析出して磁気特性が劣化する。従って、Ｃ含有量は０．００１％以上、０．００５％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．００１％以上０．００４％以下である。

（０．００１％≦Ｎ≦０．００５％）
ＮもＣ同様、鋼中に固溶Ｎとして存在して温間圧延時の動的ひずみ時効による集合組織改善効果を発現することにより、磁束密度を向上させる。その効果を得るために、Ｎ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ｎ含有量は０．００５％を超えると微細なＡｌＮが析出して磁気特性が劣化する。従って、Ｎ含有量は０．００１％以上、０．００５％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００１％以上０．００４％以下である。

（Ｓ≦０．００５％）
Ｓ含有量が０．００５％を超えるとＭｎＳ等の硫化物量が多くなり、鉄損が増加する。従って、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。Ｓ含有量の下限値は、特に制限はないが、脱Ｓのコスト及び生産性の観点から、０．００１％以上とすることが好ましい。

（Ｃｕ≦０．１％）
Ｃｕは、飽和磁束密度を下げるため、磁束密度Ｂ_５０が低下する。また、ＣｕＳとして析出するため、鉄損が劣化する。さらにＮｉとともに含有すると鋼板表面に内部酸化層が形成されやすいため高周波鉄損が劣化する。従って、Ｃｕ含有量は０．１％以下とする。Ｃｕ含有量の下限値は、特に制限はないが、鉄スクラップから混入される観点から、０．０１％以上とすることが好ましい。

（Ｎｉ≦０．１％）
Ｎｉは、磁束密度Ｂ_５０を高め、鋼板強度を増加させる作用があるが、コスト増加を招く。また、Ｃｕと複合含有すると鋼板表面に内部酸化層が形成されやすいため高周波鉄損が劣化する。従って、Ｎｉ含有量は０．１％以下とする。Ｎｉ含有量の下限値は、特に制限はないが、磁束密度Ｂ_５０及び鋼板強度の観点から、０．０１％とすることが好ましい。

（Ｆｅおよび不純物）
鋼板の残部は、Ｆｅおよび不純物元素である。ここで、不純物元素とは、原材料に含まれる成分、または、製造の過程で混入する成分であって、意図的に鋼板に含有させたものではない成分を指す。

（その他元素）
本発明の無方向性電磁鋼板は、次の元素を含有していてもよい。
Ｃｒ：０．０１％以上、０．２％以下
Ｓｎ：０．０２％以下

ここで、本発明の無方向性電磁鋼板の化学組成は、Ｃｕ≦０．１％、かつＮｉ≦０．１％としている。これにより、鋼板表面への内部酸化層形成を抑制し高周波鉄損を低減できる。

次に、本発明の無方向性電磁鋼板の集合組織について説明する。
本発明の無方向性電磁鋼板の集合組織は、下記（Ａ）〜（Ｃ）に示す特徴を有する。
（Ａ）鋼板表面から１／１０板厚の部分の集合組織の結晶方位分布関数ＯＤＦにおけるφ_２＝４５°断面の１０°≦φ_１≦３５°、および０°≦Φ≦１０°の集積度の平均値Ｉ（ｓ）が３．５以上である。
（Ｂ）鋼板表面から１／２板厚の部分の集合組織の結晶方位分布関数ＯＤＦにおけるφ_２＝４５°断面の１０°≦φ_１≦３５°、および０°≦Φ≦１０°の集積度の平均値Ｉ（ｃ）が４．０以上である。
（Ｃ）集積度の平均値Ｉ（ｓ）と前記集積度の平均値Ｉ（ｃ）との差が下記式（１）を満足する。
式（１） ： ０．０＜｜Ｉ（ｃ）−Ｉ（ｓ）｜≦１．０

ここで、鋼板の｛１００｝面のＸ線積分強度が多いほど、磁気特性に好ましい集合組織になる。つまり、磁束密度が向上する。また、所定の磁束密度に到達するための磁化力が減少するため、所定の磁束密度で動作させたときのヒステリシス損を低減・改善する作用も有する。つまり、高磁磁束密度における高周波鉄損を低減・改善する作用を有する。
このため、鋼板の表層及び中心層における｛１００｝面近傍の集積度が多くして、ヒステリシス損を確実に低くし、高磁磁束密度における高周波鉄損を低減するためには、鋼板表面から１／１０板厚の部分における集積度の平均値Ｉ（ｓ）を３．５以上、かつ、鋼板表面から１／２板厚の部分における集積度の平均値Ｉ（ｃ）を４．０以上とする。

なお、高磁磁束密度における高周波鉄損低減の観点から、鋼板表面から１／１０板厚の部分における集積度の平均値Ｉ（ｓ）を４．０以上、かつ、鋼板表面から１／２板厚の部分における集積度の平均値Ｉ（ｃ）を４．５以上とすることが好ましい。集積度の平均値Ｉ（ｓ），I（ｃ）の上限値は、特に制限はしないが、例えば１０．０以下とすることがよい。

一方で、鋼板の表層及び中心層における｛１００｝面近傍の集積度の差が大きくなると、鋼板表面と中心で磁束密度差が発生する。磁束密度差が発生すると、表層に磁束が集中しヒステリシス損が大幅増加する。このため、モータでの高速回転時にモータ特性が劣化する。
また、鋼板の表層及び中心層における｛１００｝面近傍の集積度の差が大きくなると、鋼板に打ち抜き加工等の剪断加工を施したとき、歪みの分布の広がり、バリの発生が生じ易くなる。破断面は｛１００｝面近傍に平行になることが多い特徴があり、｛１００｝面近傍の集積度差が小さい場合には滑らかにせん断される。しかしながら｛１００｝面近傍の集積度差が大きい場合には、｛１００｝面近傍に平行に破断することができないために、せん断面が滑らかにならず、歪みの分布の広がり、バリの発生が大きくなる。
このため、鋼板の表層及び中心層における｛１００｝面近傍の集積度の差を小さくし、磁気特性、及び加工性を向上させるには、０．０＜｜Ｉ（ｃ）−Ｉ（ｓ）｜≦１．０として、板厚方向の磁束分布（つまり集合組織）を均一化する。なお、磁気特性、及び加工性を向上させる観点からも、０．０＜｜Ｉ（ｃ）−Ｉ（ｓ）｜≦１．０とすることが好ましい。

ここで、鋼板表面から１／１０板厚の部分における集積度の平均値Ｉ（ｓ）、および鋼板表面から１／２板厚の部分における集積度の平均値Ｉ（ｃ）は、次のように測定する。まず、鋼板を切り出し、試料片を得た後、化学研磨により、板厚の１／１０減厚した試料片および板厚の１／２減厚した試料片を各々得る。次に、各試料片に対して、Ｘ線回折装置にて、｛２００｝面、｛１１０｝面、｛２１１｝面の極点図を測定し、結晶方位分布関数ＯＤＦ（Orientation Determination Function）を作成する。そして、φ_２＝４５°断面の１０°≦φ_１≦３５°、および０°≦Φ≦１０°の集積度の平均値を求める。具体的には、φ_１とΦは５°おきに集積度が表示される。すなわち、（φ_１、Φ）＝（１０°、０°）、（１５°、０°）、（２０°、０°）、（２５°、０°）、（３０°、０°）、（３５°、０°）、（１０°、５°）、（１５°、５°）、（２０°、５°）、（２５°、５°）、（３０°、５°）、（３５°、５°）、（１０°、１０°）、（１５°、１０°）、（２０°、１０°）、（２５°、１０°）、（３０°、１０°）、（３５°、１０°）における集積度を平均している。

ここで、本発明の無方向性電磁鋼板は、集合組織が下記（Ａ）〜（Ｃ）に示す特徴を有しても、鋼板の平坦度が高いと、磁気特性が悪化する。このため、鋼板の平坦度は１．０％以下とする。ＪＩＳ Ｃ ２５５２で規定された長さの鋼板を用いて，ＪＩＳ Ｃ ２５５０−２に規定された方法で測定して波形係数を算出し，この値を平坦度とする。

＜無方向性電磁鋼板の製造方法＞
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記本発明の無方向性電磁鋼板の化学組成のスラグを、熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延後の鋼板（以下「熱延板」とも称する）を最終冷間圧延し、最終板厚とする最終冷間圧延工程と、を有する。

以下、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法の詳細について説明する。

−熱間圧延工程−
熱間圧延工程では、例えば、本発明の無方向性電磁鋼板の化学組成の鋼を連続鋳造法又は鋼塊を分塊圧延する方法等の一般的な方法により得られたスラブ（鋼片）に、熱間圧延を施す。熱間圧延の際のスラブ加熱温度は特に限定されるものではないが、コストおよび熱間圧延性の観点から１０００℃〜１３００℃とすることが好ましい。より好ましくは１０５０℃〜１２５０℃である。

熱延板の焼鈍を実施する場合、熱間圧延の各種条件は、特に限定されるものではなく、例えば、仕上げ温度が７００℃〜９５０℃、巻き取り温度が７５０℃以下など、一般的な条件に従って行えばよい。一方、熱延板の焼鈍を実施しない場合、熱間圧延の各種条件は、仕上温度が８５０〜９００℃、巻き取り温度が８５０℃以下とすることがよい。

熱間圧延後、最終冷間圧延前に、熱延板に焼鈍を施す場合、熱延板に焼鈍を施さない場合のいずれでもよい。熱延板に焼鈍を施す場合は、熱延板の焼鈍は、例えば９５０℃以上１０５０℃以下で、１秒以上３分以下保持する連続焼鈍にて実施する。熱延板の焼鈍温度が上記範囲を超えると設備への負荷が大きくなることがあり、熱延板の焼鈍時間が上記範囲を超えると生産性の劣化を招くことがある。熱延板の焼鈍温度および熱延板の焼鈍時間が上記範囲を下回ると磁気特性向上の効果が小さくなることがある。

−最終冷間圧延工程−
最終冷間圧延工程では、複数の圧延スタンドを有するタンデム圧延機により、熱間圧延後の鋼板を２００℃以上５００℃以下で温間圧延した後、１００℃以下で冷間圧延して、最終板厚とする。そして、下記式（２）で表される最終冷間圧延の圧下率（トータル圧下率）を８５％以上９５％以下、下記式（３）で表される温間圧延の圧下率を３０％以上、下記（４）で表される冷間圧延の圧下率を４０％以上とする。

式（２）： 最終冷間圧延の圧下率（％）＝（ｔ_０−ｔ_ｆ）／ｔ_０×１００
（式（２）中、ｔ_０：２００℃以上５００℃以下の温間圧延開始時の鋼板板厚（ｍｍ）、ｔ_ｆ：鋼板の最終板厚（ｍｍ））
式（３）： 温間圧延の圧下率（％）＝（ｔ_０−ｔ_ｃ）／ｔ_０×１００
（式（３）中、ｔ_０：２００℃以上５００℃以下の温間圧延開始時の鋼板板厚（ｍｍ）、ｔ_ｃ：１００℃以下の冷間圧延開始時の鋼板板厚（ｍｍ））
式（４）： 冷間圧延の圧下（％）＝（ｔ_ｃ−ｔ_ｆ）／ｔ_ｃ×１００
（式（４）中、ｔ_ｃ：１００℃以下の冷間圧延開始時の鋼板板厚（ｍｍ）、ｔ_ｆ：鋼板の最終板厚（ｍｍ））

最終冷間圧延工程とは、熱間圧延後の鋼板（熱延板）を温間圧延および冷間圧延し、得られる無方向性電磁鋼板の製品板厚である最終板厚とする工程である。そして、最終冷間圧延工程を実施する熱間圧延後の鋼板（熱延板）は、焼鈍、中間冷間圧延、中間焼鈍等を経てた熱延板であってもよいし、これらを経ない熱延板であってもよい。

最終冷間圧延工程において、２００℃以上５００℃以下での温間圧延は、２００℃以上５００℃以下（好ましくは２００℃以上４００℃以下）で１パス以上の圧延（好ましくは１パス〜５パスの圧延）を行うことである。ただし、温間圧延は、タンデム圧延機の１パス目（最初のスタンドによる圧延）から２００以上５００℃以下で実施することがよい。このため、タンデム圧延機の１パス目入側（最初のスタンド入側）において、電磁誘導加熱、通電加熱、ヒーター加熱、雰囲気ガス中での加熱等の加熱方法により、鋼板を予備加熱することがよい。この予備加熱を行うことにより、生産性の向上と共に、磁気特性の向上、さらに冷間圧延中の破断要因での１つである双晶変形の抑制が図られる。

一方、１００℃以下での冷間圧延とは、１００℃以下で１パス以上（好ましくは１パス〜３パスの圧延）の圧延を行うことである。

２００℃以上５００℃以下での温間圧延、および１００℃以下の冷間圧延は、一機のタンデム圧延機で実施してもよいし、二機のタンデム圧延機で各々実施してもよい。ただし、生産性の点から、一機のタンデム圧延機で実施することがよい。

なお、パスとは、タンデム圧延機における複数の圧延スタンドのうち、一機の圧延スタンドに熱間圧延後の鋼板が通過し圧延されることを示す。

そして、タンデム圧延による温間圧延および冷間圧延を行う最終冷間圧延工程において、トータル圧下率、温間圧延の圧下率、冷間圧延の圧下率、各圧延温度を上記範囲内とすることにより、鋼板表層近傍の集合組織が制御され、板厚方向の磁束分布（つまり集合組織）が均一化される。その結果、集積度の平均値Ｉ（ｓ）、集積度の平均値Ｉ（ｃ）、集積度の平均値Ｉ（ｓ）と前記集積度の平均値Ｉ（ｃ）との差（｜Ｉ（ｃ）−Ｉ（ｓ）｜）が上記範囲を満たし、高磁束密度における高周波数鉄損が低く、かつ加工性に優れた無方向性電磁鋼板を低コストで生産性良く製造することができる。その理由は、次の通りである。

まず、合金元素を多量に添加した鋼では、加工硬化による圧延荷重増加の観点からタンデム圧延よりもゼンジミア圧延機による圧延が一般的である。しかしながらタンデム圧延機に比べると生産性が低いため、コスト面で劣る。そこで、コスト競争力向上の観点から、生産性が高くコスト面で優れるタンデム圧延機で最終冷間圧延を実施する。特に、タンデム圧延機による圧延では、ゼンジミア圧延機に比べてロール径が大きいためロール径と板厚で決まる圧延形状比が大きい特徴がある。通常の冷間圧延では圧延形状比が小さい方が有利であるため、ゼンジミア圧延機による圧延の方が磁気特性には好ましいと考えられる。ところが、圧延温度を高めた場合には、圧延油が蒸発して鋼板とロールとの摩擦が増加する傾向があり、鋼板表層への変形が入りやすくなる。圧延形状比がゼンジミア圧延機よりも大きいタンデム圧延機では、摩擦による鋼板表層への変形が入りやすくなる傾向があるため、温間圧延の効果を享受しやすいと考えられる。つまり、タンデム圧延機によって、所定の圧下率での温間圧延及び冷間圧延を経る最終冷間圧延工程を実施することで、鋼板表層の集合組織を改善し（鋼板の表層及び中心層における｛１００｝面近傍の集積度の差を小さく）、板厚方向の磁束分布（集合組織）を均一化できるようになる。
なお、圧延荷重の増加、又は脆性の低下は、温間圧延により解決する。

また、トータル圧下率は、薄手材製造上の制約に加え、｛１００｝面近傍の集積度を高める点から定められる。例えば、熱延板の板厚を２．０ｍｍとすると、無方向性電磁鋼板の板厚である最終板厚０．１０ｍｍ以上０．３０ｍｍ以下を得るためには、トータル圧下率が８５％以上９５％以下になる。また、｛１００｝面近傍の集積度をより高めるために、トータル圧下率は高い方が望ましい。これら観点から、トータル圧下率は、８５％以上９５％以下が好ましく、８５％以上９２．５％以下がより好ましい。

一方、２００℃以上５００℃以下で温間圧延、１００℃以下の温度で冷間圧延すると、鋼板表層近傍の｛１００｝面強度を向上させることができるため、高磁束密度化できる。その結果として、同じ最終冷間圧延の圧下率で製造した鋼板でも、高磁束密度における高周波鉄損を低減することができる。
ここで、高Ｓｉ鋼圧延時の脆性対策の観点から、温間圧延の温度の下限は２００℃とし、温間圧延時の圧延機の負荷増大の観点から、温間圧延温度の上限は５００℃とする。温間圧延に続く冷間圧延では、製品の板厚精度を向上させる観点から、圧延温度を１００℃以下とする。

さらに、温間圧延での圧下率を３０％以上とし、冷間圧延の圧下率を４０％以上とすることで、鋼板表層近傍の｛１００｝面を増加させ、磁束密度向上による鉄損低減できる。
ここで、温間圧延の圧下率を３０％以上とするは、３０％未満であると鋼板表層近傍と中心層の｛１００｝面強度が増加せず、磁束密度向上もなく、高磁束密度における高周波数鉄損が有意義に低減しないためである。加えて、鋼板表層近傍と中心層の｛１００｝近傍の集積度の差｜Ｉ（ｃ）−Ｉ（ｓ）｜が１．０を超え、高周波駆動時に板厚方向の磁束密度分布が不均一となるためである。そして、鋼板の加工性も低下するためである。これら観点から、温間圧延の圧下率は、３０％以上９２．５％以下が好ましく、４５％以上９０％以下がより好ましい。
温間圧延に続く冷間圧延の圧下率を４０％以上としたのは、板厚精度を向上と平坦度確保のためである。最終板厚付近まで温間圧延すると、鋼板の集合組織は改善され、磁束密度は向上する。しかしながら、板厚精度が悪い上に、平坦度が不良となり、高磁束密度における高周波数鉄損が有意義に低減しないためである。これら観点から、冷間圧延の圧下率は、４０％以上９２．５％以下が好ましく、４５％以上９０％以下がより好ましい。

なお、最終冷間圧延後には、鋼板に対して、固溶Ｃを低減する脱炭焼鈍、仕上げ焼鈍、ひずみ取り焼鈍等の周知の焼鈍を施してもよい。特に、脱炭焼鈍は、鋼板中に一定量以上の炭素があると、現実の電気機器運転中においては、鉄心の温度が１５０℃〜２００℃まで上昇する場合があることから、時効効果により鉄心の磁気特性が劣化する問題を確実に防ぐ目的で行う。これら焼鈍の条件は通常行われている操業条件で構わない。

本発明の無方向性電磁鋼板およびその製造方法は、例えば、産業用モータ、家庭用コージェネレーションシステムに搭載される小型発電機等、高いエネルギー効率と小型・高出力化を同時に要求される電気機器の鉄心の素材およびその製造方法に好適に利用できる。

以下、実施例を例示して、本発明を具体的に説明する。

［実施例１］
質量％で、Ｓｉ：３．１％、Ａｌ：０．６％、Ｍｎ：０．２％、Ｐ：０．０１％、Ｃ：０．００２％、Ｎ：０．００２％、Ｓ：０．００１％、Ｃｕ：０．０５％、Ｎｉ：０．０５％を含有し、残部がＦｅおよび不純物元素からなるスラグ（鋼片）に熱間圧延を施し、熱延板（板厚２．０ｍｍ）を得る。次に、熱延板（板厚２．０ｍｍ）に１０００℃で２分均熱する熱延板の焼鈍を施す。その後、５個のスタンドが並列されたタンデム圧延機により、１パス目入り側の鋼板温度（以下「1パス目温間圧延入側温度」とも称する）を表１に示す温度として、２パス目入り側の鋼板温度（以下「２パス目温間圧延入側温度」とも称する）を表１に示す温度として、２パス温間圧延して、板厚１．０ｍｍ（温間圧延の圧下率＝５０％）とし、鋼板を冷却して、冷間圧延開始時の鋼板温度を表１に示す温度として３パス冷間圧延し、最終板厚０．３０ｍｍ（冷間圧延の圧下率＝７０％）にする最終冷間圧延（トータル圧下率＝８５％）を実施する。その後、冷延板に１０００℃で１５秒均熱する仕上げ焼鈍を施し、７５０℃で２時間均熱するひずみ取り焼鈍を施す。
なお、１パス目入側温度が２００℃以上、４００℃未満では，外気やロールとの接触によって鋼板温度が一旦低下するが、温間圧延の圧下率を３０％以上にすると、加工量が増加するとともに，発熱量が増加するので、結果として２パス目入側の鋼板温度は上昇し、２００℃以上で圧延できる。一方，１パス目入側温度が４００℃以上６００℃以下では，外気やロールとの接触によって鋼板温度が一旦低下し、加工時の発熱によって鋼板温度が上昇する点は１パス目入側温度が２００℃以上、４００℃未満の場合と同じであるが、発熱量よりも鋼板温度が低下する方が大きいため、結果として、２パス目入側の鋼板温度は減少する。

得られた無方向性電磁鋼板に対して、５５ｍｍ角磁気測定試験を実施し、５０００Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ_５０、２００Ｈｚ、１．５Ｔにおける鉄損Ｗ１５／２００、４００Ｈｚ、１．５Ｔにおける鉄損Ｗ１５／４００を測定する。磁束密度Ｂ_５０、鉄損Ｗ１５／２００、鉄損Ｗ１５／４００は、Ｌ方向（圧延方向）およびＣ方向（圧延方向に直交する方向）の平均値として求める。

また、得られる無方向性電磁鋼板に、打ち抜き加工を施し、加工性（歪み分布、バリの発生）を評価する。
歪みの分布については、次のように評価する。鋼板中心層の打抜き端面からの長さ方向に５０ｇｆの圧根を打ち，その硬度を測定し、硬度がある値に集束した時の打抜き端面からの距離で評価する。
一方、バリの発生については、次のように評価する。打抜き部分を含めた部分を樹脂に埋め込んで、光学顕微鏡で打抜き端面を撮影し、図３に示すバリ高さを測定する。具体的には、打抜き部分の打ち抜き方向の縁部において、鋼板の表面から突出している突出部の長さを「バリ高さ」として測定する。

一方、ゼンジミア圧延機により、１パス目入り側の鋼板温度（1パス目温間圧延入側温度）を表１に示す温度とし、２パス目入り側の鋼板温度（２パス目温間圧延入側温度）を表１に示す温度として２パス温間圧延して板厚１．０ｍｍ（温間圧延の圧下率＝５０％）とし、鋼板を冷却して、冷間圧延開始時の鋼板温度を表１に示す温度として３パス冷間圧延し、最終板厚０．３０ｍｍ（冷間圧延の圧下率＝７０％）にする最終冷間圧延（トータル圧下率＝８５％）を実施する以外は、上記同様にして、無方向性電磁鋼板を作製する。そして、磁束密度Ｂ_５０、鉄損Ｗ１５／２００、鉄損Ｗ１５／４００を求める。また、加工性（歪み分布、バリの発生）を評価する。

磁気測定結果を表１に示す。その結果、タンデム圧延による最終冷間圧延では、温間圧延入側温度の上昇により、磁束密度Ｂ_５０が向上する。また、鉄損Ｗ１５／２００、Ｗ１５／４００も減少する。これにより、磁束密度Ｂ_５０が高く、高磁束密度における高周波数鉄損が低くなることがわかる。特に、温間圧延入側温度（つまり、温間圧延する温度）を２００℃以上にして圧延すると効果が大きいことがわかる。また、タンデム圧延による最終冷間圧延では、温間圧延入側温度の上昇により、加工性（歪み分布、バリの発生）も改善されていることがわかる。
一方、ゼンジミア圧延による最終冷間圧延では、温間圧延入側温度を上昇しても、磁束密度Ｂ_５０向上効果はタンデムに比べると低い。また、鉄損Ｗ１５／２００、Ｗ１５／４００低減効果もタンデムに比べると低い。これにより、ゼンジミア圧延による最終冷間圧延では、磁束密度Ｂ_５０、および高磁束密度における高周波数鉄損が改善効果は小さいことがわかる。また、ゼンジミア圧延による最終冷間圧延では、温間圧延入側温度を上昇しても、加工性（歪み分布、バリの発生）も改善され難いことがわかる。

磁束密度Ｂ_５０および高磁束密度における高周波数鉄損の磁気特性が向上する原因、並びに加工性が改善した原因を明らかにするため、タンデム圧延における温間圧延入側温度２５℃と４００℃との場合、およびゼンジミア圧延における温間圧延入側温度２５℃と４００℃との場合について、既述の方法にしたがって、Ｘ線回折によって板厚表面から１／１０板厚の部分、１／２板厚の部分の｛２００｝面、｛１１０｝面、｛２１１｝面極点図を測定し、ＯＤＦを求める。結果を図１に示す。

図１に示すように、磁気特性に有利な｛１００｝面を指すΦ＝０°断面の１０°≦φ_１≦３０°、６０°≦φ_１≦８０°部分、及び｛１００｝面に近い結晶面である０°＜Φ≦１５°断面の１０°≦φ_１≦３０°の方位の集積度は、タンデム圧延における温間圧延入側温度２５℃に対して４００℃の方が高くなっていることがわかる。一方で、ゼンジミア圧延における温間圧延入側温度２５℃と４００℃とでは、この集積度の高まりが少ないことがわかる。この変化は板厚表面から１／１０部分の位置、すなわち鋼板表層近傍で大きくなっていることがわかる。また、図４に示すように｜Ｉ（ｃ）−Ｉ（ｓ）｜が低いと，バリ高さを小さくすることができ、タンデム圧延における温間圧延入側温度２００℃以上において磁気特性および加工性が飛躍的に向上したのは、鋼板表層と鋼板中心層の｛１００｝面やその近傍の面の方位の集積度の差である｜Ｉ（ｃ）−Ｉ（ｓ）｜が小さくなるためであることがわかる。また、図１に示すように、板厚表面から１／１０部分の位置と、板厚表面から１／２部分の位置とで、鋼板表層の｛１００｝面やその近傍の面の方位の集積度が小さくなっていることもわかる。

［実施例２］
温間圧延による磁気特性および加工性の改善効果が享受できる製造条件について検討するため、以下の実験をおこなう。表２に示す化学組成のスラブ（鋼片）に熱間圧延を施し、熱延板（膜厚２．０ｍｍ）を得る。次に、熱延板（板厚２．０ｍｍ）に１０００℃で２分均熱する熱延板の焼鈍を施す。その後、表３に示す条件とした以外は、実施例１と同様な、タンデム圧延機による温間圧延および冷間圧延を施す、最終冷間圧延を実施する。なお、表３において、熱延板板厚ｔ_０は「温間圧延開始時の鋼板板厚ｔ_０」を示す。中間板厚ｔ_Ｃは「冷間圧延開始時の鋼板板厚」を示す。製品板厚ｔ_ｆは「鋼板の最終板厚」を示す。ただし、温間圧延および冷間圧延の圧下率の各欄で「０．０」と示しているのは、該当する欄の圧延を実施しないことを示す。その後、冷延板に１０００℃で１５秒均熱する仕上げ焼鈍を施し、７５０℃で２時間均熱するひずみ取り焼鈍を施す。
得られる無方向性電磁鋼板について、実施例１と同様に、磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１５／２００、鉄損Ｗ１５／４００を求める。また、加工性（歪み分布、バリの発生）を評価する。そして、既述の方法にしたがって、Ｘ線回折によって板厚表面から１／１０板厚の部分および１／２板厚の部分の｛２００｝面、｛１１０｝面、｛２１１｝面極点図を測定し、ＯＤＦを求める。このＯＤＦに基づいて、集積度の平均値Ｉ（ｓ）、集積度の平均値Ｉ（ｃ）、及びその絶対値差（｜Ｉ（ｃ）−Ｉ（ｓ）｜）を調べる。さらに，鋼板の平坦度を測定する。鋼板の平坦度は、長さ１ｍの鋼板を定盤の上にのせて、鋼板の幅方向単位長さあたりの最高高さ（板厚を除いた高さ）の百分率（％）として求めた。

Ｎｏ．１１−１、１２−１、１３−１、１４−１は、温間圧延の温度（温間圧延入口温度）が低く、鉄損特性が劣位である。
Ｎｏ．１１−２〜１１−７は、トータル圧下率が低くＩ（ｓ）が高められず鉄損は劣位である。
Ｎｏ．１２−２、１３−２、１４−２は、温間圧延の圧下率が低すぎるため、｜Ｉ（ｃ）−Ｉ（ｓ）｜の差が１．０を超え、鉄損は劣位である。
Ｎｏ．１２−７、１３−７、１３−８．１４−８、１４−９は、Ｉ（ｓ）、Ｉ（ｃ）、Ｉ（ｃ）−Ｉ（ｓ）の値は良いが、温間圧延の圧下率が高すぎて圧延時にクラウンが発生し、平坦度が悪く、鉄損は劣位である。
Ｎｏ．２１−１〜２１−７、Ｎｏ．２２−１〜２２−７、Ｎｏ．２３−１〜２３−８、Ｎｏ．２４−１〜２４−９は、Ｉ（ｓ）、Ｉ（ｃ）、Ｉ（ｃ）−Ｉ（ｓ）の値が良い場合もあるが、Ｃｕ及びＮｉの含有量が高いスラブを使用しているため、鉄損は劣位である。
これらに対し、Ｎｏ．１２−３〜Ｎｏ．１２−６、Ｎｏ．１３−３〜Ｎｏ．１３−６、Ｎｏ．１４−３〜７では、Ｉ（ｓ）、Ｉ（ｃ）の値が高く、Ｉ（ｃ）とＩ（ｓ）の差が１．０以下と低く、かつ鋼板の平坦度が１．０以下であり、鉄損が良好である。
そして、この特性を得るための製造条件は、トータル圧下率（最終板厚とする最終冷間圧延の圧下率）を８５％以上９５％以下で、２００℃以上５００℃以下で温間圧延の圧下率３０％以上かつ１００℃以下で冷間圧延の圧下率４０％以上であることがわかる。その結果を図２に示す。

以上、本発明の好適な実施例について説明したが、本発明はかかる例に限定されない。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、それらについても当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

Claims (3)

1. 質量％で
   ２．５％≦Ｓｉ≦５．０％、
   ０．１％≦Ａｌ≦２．０％、
   ０．１％≦Ｍｎ≦２．０％、
   Ｐ≦０．０２％、
   ０．００１％≦Ｃ≦０．００５％、
   ０．００１％≦Ｎ≦０．００５％、
   Ｓ≦０．００５％、
   Ｃｕ≦０．１％、
   Ｎｉ≦０．１％、
   並びに、残部としてＦｅおよび不純物元素を含有し、
   鋼板表面から１／１０板厚の部分の集合組織の結晶方位分布関数ＯＤＦにおけるφ_２＝４５°断面の１０°≦φ_１≦３５°、および０°≦Φ≦１０°の集積度の平均値Ｉ（ｓ）が３．５以上であり、
   鋼板表面から１／２板厚の部分の集合組織の結晶方位分布関数ＯＤＦにおけるφ_２＝４５°断面の１０°≦φ_１≦３５°、および０°≦Φ≦１０°の集積度の平均値Ｉ（ｃ）が４．０以上であり、
   かつ前記集積度の平均値Ｉ（ｓ）と前記集積度の平均値Ｉ（ｃ）との差が下記式（１）を満足する無方向性電磁鋼板。
   式（１）： ０．０＜｜Ｉ（ｃ）−Ｉ（ｓ）｜≦１．０
2. 質量％で
   ２．５％≦Ｓｉ≦５．０％、
   ０．１％≦Ａｌ≦２．０％、
   ０．１％≦Ｍｎ≦２．０％、
   Ｐ≦０．０２％、
   ０．００１％≦Ｃ≦０．００５％、
   ０．００１％≦Ｎ≦０．００５％、
   Ｓ≦０．００５％、
   Ｃｕ≦０．１％、
   Ｎｉ≦０．１％、
   を満たし、残部としてＦｅおよび不純物元素を含有するスラブを、熱間圧延する熱間圧延工程と、
   複数の圧延スタンドを有するタンデム圧延機により、熱間圧延後の鋼板を２００℃以上５００℃以下で温間圧延した後、１００℃以下で冷間圧延して、最終板厚とする最終冷間圧延工程であって、下記式（２）で表される最終冷間圧延の圧下率を８５％以上９５％以下、下記式（３）で表される温間圧延の圧下率を３０％以上、下記（４）で表される冷間圧延の圧下率を４０％以上とする最終冷間圧延工程と、
   を有する無方向性電磁鋼板の製造方法。
   式（２）： 最終冷間圧延の圧下率（％）＝（ｔ_０−ｔ_ｆ）／ｔ_０×１００
   （式（２）中、ｔ_０：２００℃以上５００℃以下の温間圧延開始時の鋼板板厚（ｍｍ）、ｔ_ｆ：鋼板の最終板厚（ｍｍ））
   式（３）： 温間圧延の圧下率（％）＝（ｔ_０−ｔ_ｃ）／ｔ_０×１００
   （式（３）中、ｔ_０：２００℃以上５００℃以下の温間圧延開始時の鋼板板厚（ｍｍ）、ｔ_ｃ：１００℃以下の冷間圧延開始時の鋼板板厚（ｍｍ））
   式（４）： 冷間圧延の圧下率（％）＝（ｔ_ｃ−ｔ_ｆ）／ｔ_ｃ×１００
   （式（４）中、ｔ_ｃ：１００℃以下の冷間圧延開始時の鋼板板厚（ｍｍ）、ｔ_ｆ：鋼板の最終板厚（ｍｍ））
3. 前記タンデム圧延機の最初の圧延スタンド入側において、前記熱間圧延後の鋼板を２００℃以上５００℃以下に予備加熱した後、前記熱間圧延後の鋼板を温間圧延する請求項２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。