JP4329538B2 - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
技術分野
本発明は、電気機器の鉄心材料として用いられる無方向性電磁鋼板に関するものである。中でも、高い打ち抜き寸法精度と、高磁束密度とが併せて求められる、リラクタンスモータやあるいはさらに強度が要求される埋め込み磁石型のＤＣブラシレスモータなどの鉄心素材として好適な無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関するものである。
背景技術
無方向性電磁鋼板は、主にモータやトランスなどの電気機器の鉄心材料として使用される軟磁性材料である。これらの電気機器の効率改善や小型化を図るためには、電磁鋼板の鉄損が低く磁束密度が高いことが要求される。電動モータの分野でも、鉄心素材である電磁鋼板の磁気特性の改善、すなわち低鉄損、高磁束密度化が進められており、またモータ自体も従来の非同期型のＡＣ誘導モータから、より高効率な同期モータへの置き換えや、高特性化が急速に進行している。
同期モータは、一般的に、表面磁石型（ＳＰＭ）および埋め込み磁石型（ＩＰＭ）のＤＣブラシレスモータと、ローターとステーターの磁気的な突極性により発生するリラクタンストルクを利用するリラクタンスモータに分類される。中でもリラクタンスモータの場合、トルクの発生量は、ローターおよびステーターの形状と、ローター／ステーター間のギャップおよび素材の磁束密度に依存する。従って、リラクタンスモータ用の鉄心素材としては、高磁束密度と共に、打ち抜きにおける寸法精度が高いことが、他のモータ以上に重要とされる。
さらに、インバーター化の進展に伴い、モータ効率やトルク等の改善のために、高速回転化と共に極数が増加する傾向にある。これらはいずれも動作周波数を高める要素であるため、モータ素材である無方向性電磁鋼板に対しても、従来からの商用周波数（５０〜６０Ｈｚ）での磁気特性だけでなく、４００Ｈｚ以上の高周波域での磁気特性を改善することも必要となってきている。
これまで、上記したような無方向性電磁鋼板の磁束密度および鉄損の改善に関しては、種々の努力が払われてきた。
無方向性電磁鋼板の鉄損を低減するためには、Ｓｉ含有量を高める手法が一般的であり、例えば最高級グレードの無方向性電磁鋼板では約３．５ｍａｓｓ％程度のＳｉが添加される場合がある。しかしながら、Ｓｉ含有量の増加に伴い、鉄損は低減するものの磁束密度も同時に低下してしまう。
一方、低級グレードの無方向性電磁鋼板では、Ｓｉ含有量を抑制しているため、比較的高い磁束密度が得られるが、鉄損が高いという問題がある。
このような低Ｓｉ鋼の鉄損改善方法として、特開昭６２−２６７４２１号公報には、Ｓｉ量を０．６ｍａｓｓ％以下、Ａｌ量を０．１５〜０．６０ｍａｓｓ％とした無方向性電磁鋼板において、Ｃ，Ｓ，ＮおよびＯといった不純物の量を規制し、結晶粒成長の阻害要因となる介在物の低減および無害化を図り、粒成長を促進して、低鉄損化を達成する技術が提案されている。しかしながら、このような低Ｓｉ鋼の粒成長には強度低下が伴うため、打ち抜き加工時に打ち抜き面のだれや、かえりが大きくなり、打ち抜き性の著しい低下を招くという問題があった。
なお、低Ｓｉ鋼の硬度を調整して打ち抜き性を改善する方法としては、０．０８〜０．１ｍａｓｓ％程度のＰを添加する技術があり、例えば特開昭５６−１３０４２５号公報には、０．２ｍａｓｓ％未満のＰを添加して打ち抜き性を改善する技術が開示されている。また、低Ｓｉ鋼にＰを積極的に添加する技術として、特開平２−６６１３８号公報には、Ｓｉ量を０．１ｍａｓｓ％以下に抑制し、かつＡｌを０．１〜１．０ｍａｓｓ％の範囲で含有させたＡｌ添加鋼に、０．１〜０．２５ｍａｓｓ％のＰを添加し、ＡｌとＰの複合効果によって磁気特性を改善する方法が開示されている。
しかしながら、これらの技術において、Ｐ添加による打ち抜き性の改善は、その硬度調整による鋼板のだれ抑制に着目したのみであり、打ち抜き後の寸法精度については何ら考慮が払われていなかった。
一方、埋め込み磁石型のＤＣブラシレスモータにおいても、高トルク化、および小型化の観点から、打ち抜き精度および高磁束密度が要求されるが、さらに、ローターの高速回転に耐え、あるいは埋め込まれた磁石の離脱を防ぐために、電磁鋼板の強度を高く維持する必要がある。既に述べたように強度の観点からも高級Ｓｉ鋼が有利であるが、磁束密度の観点からは低Ｓｉ化が望ましく、強度および磁束密度の両立は従来困難であった。
発明の開示
（発明が解決しようとする課題）
上述したとおり、無方向性電磁鋼板における高磁束密度および低鉄損特性は、各種モータ、トランスなど無方向性電磁鋼板の全ての用途に望まれる共通の特性であるが、中でもリラクタンスモータ用無方向性電磁鋼板素材としては、その動作原理上、特に高い磁束密度と高い寸法精度が重要となってくる。
しかしながら、これまでのところ、高磁束密度でかつ低鉄損という優れた磁気特性を有しつつ、しかも打ち抜き性、特に打ち抜きにおける寸法精度に優れた無方向性電磁鋼板は見出されていなかった。また、これらの特性に加え、埋め込み磁石型のＤＣブラシレスモータ等に要求される強度の要請を、さらに満たす無方向性電磁鋼板も、見出されていなかった。
さらに、これらの磁気特性や打ち抜き性などに加えて、近年のモータの高速回転化や多極化に伴う高周波化にも対応できるように考慮された無方向性電磁鋼板は見出されていなかった。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、モータやトランス等の鉄心素材、とくに、
・リラクタンスモータのように特に高い磁束密度と高い寸法精度が要求される鉄心素材として最適な、これまでにない優れた高磁束密度−低鉄損の磁性バランスを有し、しかも打ち抜き寸法精度にも優れた無方向性電磁鋼板、および、
・高磁束密度とローターの高速回転や埋め込み磁石の飛散防止の観点で重要な高強度特性を、打ち抜き寸法精度と共に兼ね備えた電磁鋼板
を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
なお、以後、便宜上、ＳｉとＡｌの和が約０．０３ｍａｓｓ％以上、０．５ｍａｓｓ％以下であるものを低Ｓｉ鋼、ＳｉとＡｌの和が０．５ｍａｓｓ％を超えるものは、中〜高Ｓｉ鋼と呼ぶものとする。
（課題を解決するための手段）
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、ＳｉやＡｌ量を低Ｓｉ鋼レベルに低減して本質的に飽和磁束密度が高い鋼とした上で、平均結晶粒径を所定の範囲に調整すると共に、適正量のＰを添加することによって、高磁束密度でかつ低鉄損という優れた磁気特性が得られるだけでなく、打ち抜き寸法精度が格段に向上することの知見を得た。また、ＳｉおよびＡｌを合計０．０５ｍａｓｓ％超〜約２．５ｍａｓｓ％の範囲に制御することに加え、適正量のＰを添加することによって、打ち抜き寸法精度の向上効果に加えて磁束密度を維持したまま強度を大幅に向上でき、従来にない磁性−強度バランスを達成できるという知見も得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量百分率で
Ｃ：０〜０．０１０％、
Ｓｉおよび／またはＡｌ：合計で０．０３％以上、０．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以下、
Ｐ：０．１０％以上、０．２６％以下、
Ｓ：０．０１５％以下および
Ｎ：０．０１０％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、かつ
平均結晶粒径：３０μｍ以上、８０μｍ以下
としたことを特徴とする、磁気特性および打ち抜き精度に優れた無方向性電磁鋼板。
２．上記１において、鋼板がさらに、質量百分率で
Ｓｂおよび／またはＳｎ：合計で０．４０％以下
を含有することを特徴とする、磁気特性および打ち抜き精度に優れた無方向性電磁鋼板。
３．上記１または２において、鋼板がさらに、質量百分率で
Ｎｉ：２．３％以下
を含有することを特徴とする、磁気特性および打ち抜き精度に優れた無方向性電磁鋼板。
４．上記１、２または３において、鋼板の板厚が０．３５ｍｍ以下であることを特徴とする、磁気特性および打ち抜き精度に優れた無方向性電磁鋼板。
５．質量百分率で
Ｃ：０〜０．０１０％、
Ｓｉおよび／またはＡｌ：合計で０．５超〜２．５％、
Ｍｎ：０．５％以下、
Ｐ：０．１０％以上、０．２６％以下、
Ｓ：０．０１５％以下および
Ｎ：０．０１０％以下、および、
必要に応じ Ｎｉ：２．３％以下
を含有し、かつ、
以下の式で表される指数ＰＡ：
（ただし、各元素含有量の単位はｍａｓｓ％。（２）式においても同様）
とＰ含有量の間の関係が、
Ｐ≦ＰＡ
を満足するか、あるいは、
以下の式で表される指数ＰＦ：
が、
ＰＦ≦０．２６
を満足するかのいずれかであり、
残部はＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする磁気特性、打ち抜き精度に優れる電磁鋼板。
６．上記５において、鋼板がさらに、質量百分率で
Ｓｂおよび／またはＳｎ：合計で０．４０％以下
を含有することを特徴とする、強度、磁気特性および打ち抜き精度に優れた無方向性電磁鋼板。
なお、以上の鋼種において、副次的含有元素として、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．１％以下、Ｃｕ：０．１％以下、Ｍｏ：０．１％以下の少なくともいずれかを含有しても良い。
７．上記１〜３のいずれかに記載の成分組成になる鋼スラブに対し、熱間圧延を、加熱温度がオーステナイト単相域で、かつコイル巻き取り温度が６５０℃以下の条件で行い、ついで脱スケール処理後、１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行ったのち、７００℃以上のフェライト単相域で仕上げ焼鈍を行うことを特徴とする、磁気特性および打ち抜き精度に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
８．上記１〜３のいずれかに記載の成分組成になる鋼スラブに対し、熱間圧延を、加熱温度がオーステナイト単相域で、かつコイル巻き取り温度が６５０℃以下の条件で行ったのち、熱延板焼鈍を、Ｎｉ含有量が０％（無添加）〜１．０ｍａｓｓ％の場合には、９００℃以上のフェライト単相域またはＡｃ３点以上のオーステナイト単相域で、一方Ｎｉ含有量が１．０ｍａｓｓ％超え、２．３ｍａｓｓ％以下の場合には、Ａｃ３点以上のオーステナイト単相域で行い、ついで脱スケール処理後、１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行ったのち、７００℃以上のフェライト単相域で仕上げ焼鈍を行うことを特徴とする、磁気特性および打ち抜き精度に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
９．上記５または６のスラブに対し、熱延加熱温度を１０００℃〜１２００℃、熱延巻き取り温度を６５０℃以下で熱間圧延を行い、ついで脱スケール後、１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行ったのち、仕上げ焼鈍を行うことを特徴とする、強度、磁気特性および打ち抜き精度に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
なお、上記９の電磁鋼板の製造方法において、熱延後に熱延板焼鈍を施しても良い。
また、上記７、８または９の何れかの電磁鋼板の製造方法において、仕上げ焼鈍の後、絶縁被膜を付与する処理を施しても良い。
発明を実施するための最良の形態
以下、本発明を由来するに至った実験結果について鋭明する。なお、以下に示す成分組成の％表示はいずれも「ｍａｓｓ％」である。
〔実験１〕
まず、無方向性電磁鋼板の鋼成分と打ち抜き寸法精度との関係を明らかにするため、Ｃ：０．００１６〜０．００２８％、Ｍｎ：０．２０〜０．２２％、Ａｌ：０．０００７〜０．００１４％、Ｎ：０．００１２〜０．００２２％およびＳｂ：０．０３％とほぼ一定にした成分を基本組成とし、Ｐ量を０．０２％と一定にしてＳｉ量を０．０３〜１．４９％の範囲で変化させた鋼、およびＳｉ量を０．１０〜０．１１％と一定にしてＰ含有量を０．０２〜０．２９％の範囲で変化させた鋼を、それぞれ実験室的に溶製した。ついで、これらの鋼材を、１１００℃で６０ｍｉｎ加熱後、板厚：２ｍｍまで熱延し、６００℃で２ｈのコイル巻き取り相当の均熱保持を行ったのち、放冷した。ついで、９００℃で６０ｓの熱延板焼鈍後、酸洗してから、板厚：０．５ｍｍまで冷延した後、７００〜９００℃の種々の温度で仕上げ焼鈍を施し、再結晶粒の粒径を種々に変化させた。その後、この仕上げ焼鈍板に、平均膜厚：０．６μｍの半有機絶縁被膜を塗布し焼き付けしたサンプルを作製して、打ち抜き試験に供した。
なお、平均結晶粒径は圧延方向に平行な、板厚方向断面を観察し、Ｊｅｆｆｒｉｅｓ法により求めた円相当径とした。
打ち抜き試験は、直径：２１ｍｍφの円形金型を用いて行い、クリアランスは板厚の８％とした。圧延方向となす角度が０°，４５°，９０°，１３５°の４方向の、打ち抜き円形の直径（内径）を測定し、その４点の平均径を求めると共に、４点中の最大径と最小径の差を測定し、打ち抜き異方性の指標とした。
得られた結果を、圧延方向に切り出した引張試験片（ＪＩＳ ５号）より求めた降伏強度（ＹＰ）との関係で整理して図１，図２に示す。
図１，２から明らかなように、全般的に、ＹＰが低い軟質な材料は、金型径に対して打ち抜き径の差が大きく、ＹＰの上昇に伴い打ち抜き径は金型寸法に近づいて、寸法精度は改善する傾向にある。これは従来から知られていたように、強度上昇により打ち抜き時のだれ変形が抑制された効果であると考えられる。
しかしながら、ここで注目すべきは、Ｐの添加により強度調整を行った試料は、Ｓｉ量の変化により強度が変化した従来型の電磁鋼板と比較して、同程度の強度レベルでも優れた寸法精度を示し、しかも比較的低ＹＰ域でも金型との寸法差が抑制されていることである（図１）。
また、Ｓｉ量を変化させた鋼は、強度の上昇に伴い打ち抜き径は金型寸法に近づくものの、図２に示されるとおり、最大径と最小径の差で表される異方性が大きいままである。これに対し、Ｐ量増加により強度上昇を図った鋼は、打ち抜き形状の異方性も改善されている。
これらの関係を仕上げ焼鈍板の平均結晶粒径との関係で整理したものが、図３、図４である。
図３，４から明らかなように、Ｓｉ量を変化させた鋼は、粒径が大きくなると打ち抜き寸法精度および打ち抜き異方性とも劣化するのに対し、Ｐを０．１３％以上添加した鋼は、結晶粒径が大きいものでも打ち抜き寸法精度および打ち抜き異方性とも良好なレベルにある。
Ｐを一定量以上含有させることによって打ち抜き寸法精度や打ち抜き異方性が効果的に改善される理由について、その詳細は明らかではないが、
（１）Ｐの添加により強度が上昇し、打ち抜き時のだれ変形が緩和される効果に加えて、
（２）鋼に対して脆化元素として知られているＰを適正量添加することにより、打ち抜き時の破断限界が早まる効果、および
（３）Ｐの添加により仕上げ焼鈍板の集合組織中の｛１００｝＜ｕｖｗ＞方位が増加する傾向にあり、これが異方性を緩和する効果などが複合的に作用した結果によるものと考えている。
次に、磁気特性の面から検討した結果について説明する。
発明者らは、鉄損を改善するものの飽和磁束密度を低下させるＳｉやＡｌの含有量を極力制限することにより、本質的に磁束密度を高くした鋼を素材として、製造条件と磁気特性の関係について詳細に検討した。
図５に、各鋼材の板厚：０．５ｍｍのサンプルについて、仕上げ焼鈍板の結晶粒径と商用周波域での鉄損（Ｗ１５／５０：周波数５０Ｈｚ、最大磁束密度１．５Ｔにおける値）との関係について調査した結果を示す。
同図から明らかなように、低Ｓｉにすると電気抵抗が減少するため鉄損には不利となるが、鉄損は結晶粒径により大きく変化するため、粒径を約３０μｍ以上とすれば安定的に低鉄損となることが分かる。また、低Ａｌとして電気抵抗を減少させた場合にも、同様に、粒径を約３０μｍ以上とすることが低鉄損化に有効であることが確認された。
しかしながら、これまでは、本発明のような低Ｓｉ，Ａｌ組成の低級グレードに属する無方向性電磁鋼板の場合、仕上げ焼鈍板の平均結晶粒径は１５〜２５μｍ程度に制限されているのが通例であった。この理由は、図３，４の０．１１％Ｓｉ−０．０７％Ｐ鋼（図中の●印）の例に示すように、粒成長させると強度低下により打ち抜き性の劣化が著しくなるからである。
これに対し、Ｐ添加量を高めた鋼は、平均結晶粒径を約３０μｍ以上としても、良好な打ち抜き寸法精度が維持されている。
次に、図６に、各鋼種の平均結晶粒径と磁束密度との関係、また図７には、鉄損と磁束密度との関係について調べた結果を示す。ここで、Ｂ５０は磁化力５０００Ａ／ｍにおける磁束密度である。
Ｓｉを添加した試料は、鉄損は改善されるものの磁束密度の低下が大きい。これに対し、Ｐを添加した試料は、結晶粒が成長して鉄損が改善された後も高い磁束密度を維持している。
ところで、Ｐは脆化元素であり、本発明のようにＰ添加量が多い場合、主に冷延工程において耳割れや層状割れなどの欠陥が発生することがある。本発明者らはこの現象を鋭意調査し、熱間圧延に際してスラブ加熱時に温度がフェライト／オーステナイト共存領域となると、フェライト粒とオーステナイト粒間でＰの分配が起こり、フェライト粒中で著しいＰの偏析が生じ、鋼の脆化が促進されることを究明した。このような脆化現象を防止するためには、本発明の鋼板の製造に当たり、熱間圧延のためのスラブ加熱の温度を、オーステナイト単相領域（あるいは可能であればフェライト単相）とすることが重要である。
なお、Ｐはフェライト形成元素であるため、スラブ加熱温度付近でのオーステナイト単相域を縮小する作用を有するが、低Ｓｉ鋼の成分範囲では、スラブ加熱温度が１０００〜１２００℃であればオーステナイト単相とすることができる。
以上のように、低Ｓｉ鋼に約０．１％以上のＰの添加が非常に有効であることが明らかになった。
そこで、０．５％以上のＳｉを含有する鋼板にもＰの積極的な添加を検討した。
〔実験２〕
Ｃ：０．００１３〜０．００２６、Ｍｎ：０．１８〜０．２３％、Ａｌ：０．０００１〜０．００１１％、Ｎ：０．００２０〜０．００２９％とほぼ一定とした成分として、Ｓｉ量を０．６０〜２．４２、およびＰ量を０．０４〜０．２９％まで変化させた種々の鋼を溶製し、１１００度で６０分加熱後、板厚２ｍｍまで熱延し、酸洗後板厚０．５０ｍｍまで冷延した。
その結果、鋼組成によっては圧延後の鋼板内部で板面と平行に層状の割れが発生する、不具合が発生した。
その結果を図８に示す。
層状割れ発生部分をＥＰＭＡによりマッピング分析したところ、割れ発生部分にはＰが偏析または濃化していることが観察された。そこでこのＰの偏析条件を詳細に検討したところ、熱延に際して、鋼片（スラブ）加熱時にフェライトとオーステナイト相の２相領域に均熱保持される条件となっており、フェライト相中にＰが分配されて濃化したことがわかった。
すなわち、中〜高Ｓｉ鋼領域においてはフェライト形成元素であるＳｉ、Ａｌ量が多いためにオーステナイト単相域がより縮小し、その結果、従来の加熱温度ではフェライト／オーステナイト２相域となりやすいという問題が明らかとなった。
また、Ｐが０．２６％を超えると、どのような組成条件であっても層状割れが発生していた。
そこで、種々のＳｉ，Ｍｎ，Ａｌ、Ｐ量を持つ鋼を研究設備にて作製し、約１０００〜１２００℃の温度域で、Ｐの偏析が圧延不良を発生しない程度に抑制できる条件を調査した。なお、上記のスラブ加熱温度は、鋼中に存在する炭化物・窒化物・硫化物などの析出安定化の観点から好適な温度である。
まず、スラブ加熱温度がオーステナイト単相域あるいはフェライト単相域となる条件下では、相分配による偏析は生じないので、Ｐ添加量そのものが所定量より少なければ層状割れは回避できると考えられる。前記実験より、Ｐの添加量は約０．２６％以下とすることが必要である。
そこでまず、中〜高Ｓｉ鋼がオーステナイト単相となる条件を調査した。
その結果、Ｓｉ＋Ａｌを０．５％より多く含有する鋼においては、Ｐ添加量が、
Ｐ≦ＰＡ’、ただし
（Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｐの各含有量はｍａｓｓ％で表す）
の範囲であればオーステナイト単相域にあることが分かった。したがって、上の条件を満たし、かつＰ≦約０．２６％に限定すれば、Ｐによる脆化を抑制することができる。
次に、中〜高Ｓｉ鋼がフェライト単相となる条件を調査し、同様に、Ｐ添加量が、
Ｐ≧ＰＦ’、ただし
（Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｐの各含有量はｍａｓｓ％で表す）
の範囲であればフェライト単相域にあることが分かった。したがって、この条件を満たし、かつＰ≦約０．２６％に限定しても、Ｐによる脆化を抑制することができる。
次に、オーステナイト単相域あるいはフェライト単相域でのスラブ加熱が困難な場合に、Ｐの偏析を抑制する条件を調査した。フェライト／オーステナイト２相域においてＰ濃度の分配が生じた場合の、フェライト相中のＰ濃度も上記ＰＦ’となるが、調査の結果、このＰＦ’を約０．２６以下とすれば、Ｐによる脆化が回避できることがわかった。
上記の２相領域における脆化回避条件と、フェライト単相域における脆化回避条件を整理すると、Ｐ≦約０．２６％かつＰＦ’≦約０．２６とまとめることができる。
以上の関係をまとめると、Ｐによる脆化の回避条件は、Ｐ≦約０．２６％で、かつ、Ｐ≦ＰＡ’またはＰＦ’≦約０．２６となる。
以上の結果より、Ｐ添加量が約０．２６％以内であり、かつ熱延加熱時にオーステナイト単相あるいはフェライト単相域に加熱される条件であれば、冷延後の層状割れなどのトラブルなく製造可能であること、さらに、フェライト／オーステナイト２相加熱となる条件であってもフェライト相へのＰ分配量が低くなる、Ｓｉ，Ａｌ量が比較的高い成分系では製造可能となることがわかった。
さらに、約０．１％以上のＰを添加しても熱延時のスラブ加熱温度域（１０００〜１２００℃付近）でオーステナイトあるいはフェライト単相組織となるような鋼組成を種々検討した。
その結果、磁気特性の改善および強度確保に好適な元素であるＮｉの添加が、Ｐ添加鋼において熱延温度付近でのオーステナイト領域を拡大する目的にも有効であることがわかった。
〔実験３〕
Ｃ：０．００１３〜０．００２６％、Ｍｎ：０．１８〜０．２３％、Ａｌ：０．０００７〜０．００１３％、Ｎ：０．００１４〜０．００２５％およびＰ：０．１６〜０．１８％とほぼ一定にした成分を基本組成とし、Ｓｉ量を０．９５〜２．４４％、Ｎｉ量を０〜２．２０％までそれぞれ変化させた試料を、実験２と同様に０．５０ｍｍまで圧延し、得られた冷延鋼板の層状割れの発生状況を調査した。その結果を図９に示す。
Ｎｉ無添加では割れていた１．１〜１．５％Ｓｉ鋼が、Ｎｉの添加により割れ発生なく圧延可能となっている。一方、Ｎｉ無添加では圧延できていた１．９５％Ｓｉ鋼や２．４％Ｓｉ鋼ではＮｉの増加により割れを発生する場合も生じており、Ｎｉの効果には適正領域が存在することがわかる。
Ｎｉの影響を加味して前記式を拡張すると、Ｓｉ＋Ａｌを０．５％より多く含有する鋼においては、Ｐ添加量が約０．２６％以下で、かつ、
Ｐ≦ＰＡ、ただし
の範囲であれば１０００〜１２００℃のスラブ加熱温度がオーステナイト単相域にあり、
ＰＦ≦約０．２６、ただし
の範囲であれば、２相領域あるいはフェライト単相域であってもＰの濃化程度が少なく、いずれの場合もＰによる脆化が回避できることがわかった。
なお、上記の２つの式において、Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｐ，Ｎｉの各含有量はｍａｓｓ％で表すものとする。また、ＰＦおよびＰＡの技術的意味は、前記ＰＦ’およびＰＡ’と同じである。
〔実験４〕
実験２および３で０．５０ｍｍまで圧延された冷延鋼板について、仕上げ焼鈍を施したのち、平均膜厚０．６μｍの半有機絶縁被膜を塗布し、焼き付けを行った。
これらのサンプルに対して、実験１に記載の方法による打ち抜き試験を行い、打ち抜き径とその異方性を調査して、その結果を図１０および図１１に示した。
これらの図より、Ｓｉ＋Ａｌを０．５％より多く含有する鋼においても、Ｐ≧０．１０％を含有した鋼は、いずれも優れた打ち抜き寸法精度を示した。
ここで、Ｎｉ添加鋼においては、添加量は０．３８〜２．２０％の間で変化させた。
さらにこれらの試料の磁束密度Ｂ５０と引張強度ＴＳの関係を図１２に示す。ここで、ＴＳは実験１と同様の引張試験により求め、磁束密度も実験１の方法で測定した。
約０．１％以上のＰを含有する鋼は従来の中〜高Ｓｉ組成（すなわちＳｉ＋Ａｌ＞０．５％）の電磁鋼板と比較して優れたＢ５０−ＴＳバランスを示している。
特にＰの添加量の増大に伴い、ＴＳは増大するが磁束密度には低下が見られず、むしろ向上する傾向にあった。
これは、従来の電磁鋼板に関して通常行われていたＳｉ，Ａｌといった強磁性体以外の合金元素の添加による鋼板の強化が、磁束密度の低下を伴うことと比較して特徴的である。
これらの特性はモータの高トルク化、小型化、高速回転化といった要求のあるＤＣブラシレスモータやリラクタンスモータなど各種回転機（モータ、発電機）のロータ素材として好適なものである。
以上の知見により、優れた磁束密度と打ち抜き寸法精度を両立するための条件として、鋼中のＳｉ，Ａｌ，Ｐ、Ｎｉ量、さらには低Ｓｉ鋼の場合は仕上げ焼鈍板の平均結晶粒径を次の範囲に規定した。
低Ｓｉ鋼の場合、Ｓｉ，Ａｌの１種または２種の合計：約０．０３〜０．５％
ＳｉおよびＡｌは、鋼に添加すると脱酸効果を有するので脱酸剤として単独あるいは併用して使用される。その効果を発揮させるためには、Ｓｉ，Ａｌそれぞれ単独あるいは両者の合計で約０．０３％以上が必要である。また、Ｓｉ，Ａｌは比抵抗を増加させ鉄損を改善する作用もあるが、一方で飽和磁束密度の低下をもたらすので、その上限を０．５％に定めた。
中〜高Ｓｉ鋼の場合、Ｓｉ，Ａｌの１種または２種の合計：０．５％超〜約２．５％
優れた寸法精度とともに、機械的強度や低鉄損性が重視される場合には、Ｓｉ＋Ａｌの合計量が０．５％を超えて含有することができる。
既に述べたように、中〜高Ｓｉ鋼の場合でも、Ｐ添加の効果により、従来の低Ｐの中〜高Ｓｉ鋼と比較して、高い打ち抜き精度および強度−磁束密度バランスの材料が得られる。
しかしながら、Ｓｉ＋Ａｌの合計量が２．５％を超えると本発明の方法によっても通常の冷間圧延が困難になるので、その範囲を０．５％超〜約２．５％に規定した。
Ｐ：約０．１０％以上、約０．２６％以下
Ｐは、本発明において特に重要な元素である。Ｐは、従来から知られていたように、その高い固溶強化能により材料硬度を調整する機能を有している。特に低Ｓｉ，低Ａｌ鋼板は本来、比較的軟質であるが、本発明では低鉄損化のために平均結晶粒径を約３０μｍ以上とする必要があるので、鋼板がさらに軟質化するおそれがある。Ｐは、このような本発明鋼板の打ち抜き性の改善、すなわち鋼板の強度不足によるだれやかえりの増加を抑制するために必須の元素である。このような材料強度増加能に加えて、打ち抜き時の破断限界を早めることによって打ち抜き時の総変形量を抑制する効果や、仕上げ焼鈍板の集合組織中の｛１００｝＜ｕｖｗ＞方位を増加させて異方性を改善する効果、などの複合的な作用によって打ち抜き寸法精度を改善する。
また、鋼板の強度を増加させるにもかかわらず磁束密度を低下させない特性があり、この効果は中〜高Ｓｉ鋼においても発揮される。
これらの効果を発揮させるためには、Ｐは約０．１０％以上含有させる必要がある。一方、Ｐは元来、鋼に対して脆化元素であり、過剰に添加すると耳割れや層状割れを起こし易くなり、製造性が低下する。この点、本発明では、製造方法に工夫を加えたり、Ｎｉを添加することによって、従来困難とされた高Ｐ添加鋼の製造を可能とすることができる。しかしながら、含有量が約０．２６％を超えると、本発明の製造方法を採用してもＰ添加鋼の製造が難しくなるので、Ｐ量は約０．１０〜約０．２６％の範囲に限定した。
Ｎｉ：約２．３％以下（オプションとして添加可）
Ｎｉは、鋼の集合組織を改善して磁束密度を高める効果があるだけでなく、鋼の電気抵抗を増加して鉄損を低下させる効果や、固溶強化により鋼の強度を高めて打ち抜き加工時のだれを抑制する効果などを併せ持つので、積極的に添加することができる。
また、Ｎｉはオーステナイト形成元素であることから、好適なスラブ加熱温度である１０００〜１２００℃付近でのオーステナイト域（状態図中のγループ）を拡大する効果がある。とくに、Ｓｉ＋Ａｌ量が０．５％より多い組成の鋼に対しては、操業安定性を増大するのに有効となる。この効果を活用すると、本発明の様に脆化元素であるＰを積極的に添加する場合に生じ得る圧延不安定性を大幅に改善することができる。すなわち、高Ｐ鋼の安定製造のポイントは熱延時の過剰なＰ偏析の抑制であり、その有力な手段としてスラブ加熱温度がフェライト／オーステナイト２相域となることを回避することである。Ｓｉ含有量とＡｌ含有量の合計が０．５％を超えるとスラブ加熱温度で２相に分離し易くなるが、Ｎｉのγ域拡大効果により、このようなＳｉ、Ａｌ組成でも、スラブ加熱時にオーステナイト単相とすることが可能となる。
しかしながら、Ｎｉ含有量が約２．３％を超えると、フェライト（α）→オーステナイト（γ）変態開始温度が低下し、仕上げ焼鈍中にオーステナイト変態を起こして磁束密度の低下を招くおそれが生じる。また、変態温度以下の低温の仕上げ焼鈍温度では低Ｓｉ鋼において約３０μｍ以上の平均粒径を確保することが難しくなり、鉄損も劣化するようになる。従って、Ｎｉは約２．３％以下で含有させるものとした。なお、Ｎｉを添加する場合は、約０．５０％以上の添加が好ましい。
低Ｓｉ鋼において、仕上げ焼鈍板の平均結晶粒径：約３０μｍ以上、約８０μｍ以下
本発明の低Ｓｉ、低Ａｌ無方向性電磁鋼板において良好な鉄損特性を得るためには、図５にも示したとおり、仕上げ焼鈍板の平均結晶粒径を約３０μｍ以上にする必要がある。しかしながら、約８０μｍを超える粒経としてもそれ以上の鉄損改善効果は望めず、また本発明に属する鋼はいずれも変態鋼で再結晶焼鈍に適したフェライト単相域はおおむね７００〜９００℃の範囲であり、高Ｓｉ組成のフェライト単相鋼と比較すると低温であるため、過度に粒成長させるのは連続短時間焼鈍設備における生産性の点で不利となるので、約８０μｍを上限とした。
なお、中〜高Ｓｉ鋼においては、合金による電気抵抗の向上効果等を有することから、比較的低鉄損が得られ易いため、粒径はとくに限定せず、通常の範囲で良い。一般的には２０〜２００μｍ程度である。
次に、発明者らは、モータの高速回転化および極数増加などに伴い、近年重視されつつある、高周波域での磁気特性を改善する手法について検討した。その結果、板厚低減が有効であり、とくに低Ｓｉ鋼においてその効果が顕著であることがわかった。以下にその結果を導いた実験を示す。
〔実験５〕
図１３に、０．１１％Ｓｉ−０．１８％Ｐ鋼と０．９５％Ｓｉ−０．０２％Ｐ鋼および２．０％Ｓｉ−０．５％Ａｌ鋼の４００Ｈｚにおける鉄損の板厚依存性について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、いずれの試料も板厚の減少により渦電流損が低下するため、高周波鉄損は改善される傾向にあること、そして板厚減少による高周波鉄損の改善効果は低Ｓｉ鋼の方が大きいことが分かる。
ところが、これまで無方向性電磁鋼板の板厚は０．５０ｍｍが主流で、それ以上の板厚低減は比抵抗元素であるＳｉやＡｌの含有量が高い高級グレードの一部に適用されるだけで、ＳｉやＡｌの含有量の少ない無方向性電磁鋼板に適用した製品例は見られなかった。
また、図１４に、これらの素材の磁束密度の板厚依存性について調べた結果を示す。
同図に示されているとおり、板厚を低減すると磁束密度がやや低下する傾向があるものの、その低下はごく僅かであり、またいずれの板厚においても低Ｓｉ鋼の方が格段に高い磁束密度を有している。特に電気自動車（ＥＶ）やハイブリッド電気自動車（ＨＥＶ）の駆動用モータなどの用途に対しては、高速回転型のリラクタンスモータが検討されていて、かような用途では、高磁束密度でかつ高周波における低鉄損性が重視されるが、これに対しては、本発明に示すような低Ｓｉ、低Ａｌの本質的に磁束密度が高い鋼板を薄くすることで対処することができる。
図１３に示したとおり、板厚低減の効果は約０．３５ｍｍ以下とすることで著しくなり、約０．３０ｍｍ以下とすることで一層顕著となる。なお、板厚は、薄いほど渦電流損の低減に有効であるため、特に板厚の下限は設けないが、一方でコアの積み工数が増大してコスト高となり、また積層コアのかしめが困難になるなどの弊害もあるので、一般的な生産に供する場合には下限は０．１０ｍｍ程度とするのが望ましい。
以下、本発明鋼におけるＳｉ，Ａｌ，ＰおよびＮｉ以外の成分の限定理由について説明する。
Ｃ：０〜約０．０１０％
Ｃは、時効効果作用により、鋼板製造後、時間の経過に伴って磁気特性（鉄損）を劣化させる元素であり、その程度はＣ含有量が約０．０１０％を超えると著しくなるので、Ｃ含有量は０．０１０％以下に制限した。なお、この時効劣化特性に関しては、Ｃ量が少なければ少ないほど好ましいので、本発明ではＣ量については実質的にゼロ（分析限界値未満）の場合を含むものとする。
Ｍｎ：約０．５％以下
Ｍｎは、ＭｎＳとしてＳを固定し、ＦｅＳに起因する熱間圧延中の脆化を抑制する効果がある。また、Ｍｎ含有量が増加するに伴い、比抵抗が増加し鉄損を改善する。しかしながらその一方で、Ｍｎ含有量の増加は磁束密度の低下を招くので、Ｍｎ含有量の上限を約０．５％に定めた。
Ｓ：約０．０１５％以下
Ｓは、不可避的不純物であり、上述のようにＦｅＳとして析出した場合、熱間脆性の原因となるだけでなく、微細に析出した場合には粒成長性を劣化させるので、鉄損低減の観点からはできる限り低減することが有利である。ここに、Ｓ量が約０．０１５％を超えると鉄損の劣化代が著しく大きくなるため、その上限を約０．０１５％に定めた。しかしその一方で、Ｓは打ち抜き時の剪断面形状を改善する効果も有しているため、どの程度まで低減するかは用途に応じて決定される。
Ｎ：約０．０１０％以下
Ｎは、不可避的混入不純物であり、ＡｌＮとして微細に析出した場合、粒成長を阻害し鉄損を劣化させるので、約０．０１０％以下に規制した。
以上、必須成分および抑制成分について説明したが、本発明では、その他にも磁気特性改善成分として、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｓｂおよび／またはＳｎ：合計で約０．４０％以下
Ｓｂ，Ｓｎは、粒界に偏在し、鋼の再結晶に際して結晶粒界からの｛１１１｝方位の再結晶核の生成を抑制することにより、磁束密度および鉄損を改善する効果がある。この効果を得るためには、単独使用または併用いずれの場合にも合計で約０．０１％以上含有することが望ましい。とはいえ、過剰に含有させてもその効果は飽和に達し、むしろ含有量が０．４０％を超えると脆化して冷間圧延の際に割れを生じるようになるので、単独使用または併用いずれの場合でも合計で約０．４０％以下で含有させることが望ましい。
その他の副次的含有元素について説明する。
本発明では、脱酸剤として、また不純物として存在するＳをＭｎと共に効果的に捕捉する元素として約０．０１％以下の範囲でＣａを含有させることもできる。また、歪み取り焼鈍時の酸化、窒化を緩和するために約０．００５％以下のＢ、約０．１％以下のＣｒを添加することもできる。
また、この他にも、磁気特性を損なわない元素として公知のＣｕ、Ｍｏなどの元素を添加しても本発明の効果は損なわれないが、添加コストの面からは、各々の元素の含有量は約０．１％以下とすることが好ましい。
その他の成分について、例えばＴｉ、Ｎｂ、Ｖなどの炭窒化物形成元素は少量の存在が許容されるが、極力少ない方が鉄損を低く維持するため好ましい。
なお、中〜高Ｓｉにおいては、既に述べたように、スラブ加熱温度でオーステナイト相かフェライト相のいずれか単相にあるよう成分設計するか、あるいはオーステナイト／フェライトの２相状態にある場合には、よりＰが濃化しやすいフェライト相へのＰの分配濃化量が抑制されるよう成分設計を行い、Ｐの過剰な局所偏析を抑制し、安定的に高Ｐ添加鋼を製造できるようにする。
具体的には、鋼中に存在する炭化物、窒化物、硫化物などの析出安定化のため好適であるスラブ加熱温度（約１０００〜１２００℃）における、Ｐの過剰な局所偏析を抑制するために、
以下の式で表される指数ＰＡ：
とＰ含有量の間の関係が、
Ｐ≦ＰＡ
を満足するか、あるいは、
以下の式で表される指数ＰＦ：
が、
ＰＦ≦約０．２６
（Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｐの単位はｍａｓｓ％）
であればよい。ここでＰＡは種々のＳｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｎｉ組成において約１０００〜１２００℃の温度域でオーステナイト単相である上限のＰ含有量を実験的に求めたものであり、ＰＦはフェライト単相となる下限のＰ含有量を実験的に求めたものである。
次に、本発明の製造条件について鋭明する。
上記の好適成分組成に調整した溶鋼を、転炉精錬法あるいは電気炉溶解法などで溶製したのち、連続鋳造法や造塊一分塊圧延法によってスラブとする。
ついで、このスラブは、加熱後、熱間圧延に供される。ここで、鋼中に存在する炭化物、窒化物、硫化物などの析出安定化のためには、スラブ加熱温度は約１０００〜１２００℃が好適である。また、前述のように、スラブ加熱時の相状態がＰの過剰な局所偏析の抑制に極めて重要である。
Ｐはフェライト形成元素であるため、スラブ加熱温度付近でのオーステナイト単相域を縮小する作用を有するが、低Ｓｉ鋼の場合、本発明の成分範囲では、スラブ加熱温度が約１０００〜１２００℃であればオーステナイト単相とすることができる。また中〜高Ｓｉ鋼の場合も、前記Ｐ≦ＰＡを満足する成分系であれば、スラブ加熱温度が約１０００〜１２００℃の範囲においてオーステナイト単相とすることができる。さらに、中〜高Ｓｉ鋼の場合、ＰＦ≦約０．２６を満足する成分系の場合は、フェライト／オーステナイト共存域となっても、フェライト相へのＰの偏析の程度は、脆化を回避できるレベルにとどまる。また、フェライト単相域で加熱される場合にも、Ｐ含有量が約０．２６％以内であれば層状割れ等なく製造することができる。
熱延後のコイル巻き取り温度も、本発明では、高Ｐ鋼の製造性を確保する上で重要なポイントである。すなわち、コイル巻き取り温度が高いと、コイル冷却中に鉄燐化物（Ｆｅ３Ｐ）が生成し、熱延板の曲げ性や圧延性を低下させるので、巻き取り温度は約６５０℃以下、好ましくは約６００℃以下、さらに好ましくは約５５０℃以下とできるだけ低温で巻き取りを行うことが望ましい。また、巻き取り後のコイルを水槽に浸漬、あるいはコイルに放水するなどの手段により、コイルを加速冷却する方法も有効である。
ついで、熱延コイルは、酸洗などの手法により脱スケール後、冷間圧延に供されるが、磁気特性をさらに向上させるために熱延板焼鈍を施すこともできる。
ここで、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量の合計が０．５％以下である、低Ｓｉ鋼においては、熱延板焼鈍温度もフェライト／オーステナイト共存域（２相領域）を避けることが好ましい。これは、２相領域の焼鈍では結晶粒成長が進行しにくく、磁束密度等の磁気特性の向上が望めないためである。
以下、低Ｓｉ鋼における好適な熱延板焼鈍温度を、Ｎｉ量別に説明する。
Ｎｉ無添加鋼またはＮｉ量が１．０％以下と比較的少ないＮｉ含有量の場合には、無方向性電磁鋼板に対して通常、熱延板焼鈍を施す場合と同様、約９００℃以上のフェライト単相域で焼鈍することができる。また、焼鈍温度をより高温とし、Ａｃ３点以上のオーステナイト単相域（望ましくは１０５０〜１１００℃程度）とすることもできる。要は、両者の中間領域である２相領域での焼鈍（とくに９５０℃付近）を避けることが重要である。
一方、Ｎｉ量が１．０超〜２．３％と比較的多いＮｉ含有量の場合には、焼鈍中のオーステナイト生成温度が低下するため９００℃程度の焼鈍温度でも２相領域となり、磁束密度が低下する。とはいえ、９００℃以下のフェライト単相域での焼鈍では粒成長性不足のため、十分な磁束密度が得られない。従って、この成分系での熱延板焼鈍条件は、Ａｃ３点以上のオーステナイト単相域（望ましくは１０５０〜１１００℃程度）に限定した。
なお、中〜高Ｓｉ鋼の場合は前述のように細粒でも低鉄損が得られ易いので、焼鈍における粒成長は低Ｓｉ鋼ほど重要ではない。したがって、熱延板焼鈍温度はとくに限定しないが、通常は７００〜１１００℃の範囲内とすることが好ましい。
ついで、得られたコイルは、脱スケール後、冷間あるいは温間で１回の圧延、あるいは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間（あるいは温間）圧延を行い、所定の板厚に仕上げる。
その後、仕上げ焼鈍を行うが、低Ｓｉ鋼の場合は、この仕上げ焼鈍を７００℃以上のフェライト単相域で行う。というのは、仕上げ焼鈍温度が７００℃未満では、安定して平均結晶粒径を約３０μｍ以上に成長させることが難しく、一方フェライト単相域を超えてオーステナイト粒が生成すると集合組織が劣化し、磁束密度および鉄損の劣化を招くからである。
なお、中〜高Ｓｉ鋼の場合は前述のように焼鈍における粒成長は低Ｓｉ鋼ほど重要ではないので、仕上げ焼鈍温度もとくに限定しないが、通常は７００〜１１００℃の範囲内とすることが好ましい。
なお、熱延板および冷延板のフェライト単相温度域、あるいはオーステナイト単相温度域は、予め同組成の鋼板を種々の温度域で加熱−水冷して得られた組織を光学顕微鏡などで観察して決定することができる。あるいは、他の方法として、Ｔｈｅｒｍｏ−ＣａｌｃＴＭ等の熱力学計算ソフトウェアにより求めた計算状態図により、予め推定することもできる。
仕上げ焼鈍の後は、一般的な無方向性電磁鋼板と同様に、絶縁被膜の付与を行うことができる。付与方法はとくに限定しないが、処理液の塗布後、焼付け処理を施す方法が好適である。
なお、得られたコイルは、必要な幅、寸法にスリット加工されたのち、ユーザーにてモータ固定子や、回転子の形状に打ち抜き加工後、積層され、製品化される。あるいは、場合によっては、打ち抜き後、歪み取り焼鈍（通常７５０℃×１〜２ｈ）を施した後に製品化される。
（実施例）
〔実施例１〕
表１に示す成分組成になる溶鋼を、実験室的に溶製し鋳込んだ後、熱延により板厚：３０ｍｍのシートバーとした。ついで、１１００℃で６０ｍｉｎの加熱後、板厚：２ｍｍまで熱延し、６００℃で２ｈのコイル巻き取り相当の均熱保持を行ったのち、放冷した。その後、９５０℃で６０ｓの熱延板焼鈍後、酸洗したのち、０．５０ｍｍ厚までの冷延（１回冷延）を行い、７００〜９００℃の種々の温度で仕上げ焼鈍を施して、再結晶粒径を種々に変化させた。なお、冷間圧延の際、Ｐ含有量が本発明の範囲を超える鋼Ｊは冷延中に板面と平行に層状の割れが多数発生したため、以降の処理を中止し、評価を行っていない。
なお、Ｎｏ．５６〜５９は熱延後、熱延板焼鈍を施さずに、８００℃での中間焼鈍を挟む２回冷延法で冷延したものである。
ついで、得られた仕上げ焼鈍板に平均膜厚：０．６μｍの半有機絶縁被膜を塗布したサンプルを作製し、各種試験に供した。
打ち抜き試験は、直径：２１ｍｍφの円形金型を用いて行い、クリアランスは板厚の８％とした。圧延方向となす角度が０°，４５°，９０°，１３５°の４方向の打ち抜き円形の直径（内径）を測定して、その４点の平均径を求めた。また、４点中最大径および最小径の差を取り、打ち抜き異方性の指標とした。
磁気特性は、圧延方向となす角度が０°および９０°となるように１８０ｍｍ×３０ｍｍに切り出した短冊状試験片を用いて、エプスタイン法で測定した。
降伏応力（ＹＰ）は、圧延方向と平行に切り出したＪＩＳ ５号試験片を用いて速度１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行い、上降伏点を採用した。
得られた結果を表２および表３に示す。
Ｐ含有量が本発明の適正範囲に満たず、またＳｉ量および結晶粒径の変化により強度が変化している鋼Ａ〜Ｆ（Ｎｏ．１〜３３，５６，５７）では、ＹＰの増加につれて打ち抜き径は金型径に近づく傾向にあるが、最大径と最小径の差で表される打ち抜き寸法の異方性は１０〜２０μｍ程度と比較的大きい。また、Ｓｉ量が増加すると磁束密度が低下するという問題もある。
これに対して、本発明に従い、低Ｓｉ，Ａｌ組成としてＰを０．１０％以上含有させた鋼Ｇ〜Ｈは、ＹＰが３５０ＭＰａ以下と比較的低くても良好な打ち抜き径となり、しかも打ち抜き寸法の異方性も小さい。また、磁気特性の面からも、これらの鋼種で平均結晶粒径を３０μｍ以上に制御したもの（Ｎｏ．３７，３８，３９，４４，４５，４６，４７，５１，５２，５３，５４，５９）はいずれも、安定して低鉄損でかつ高磁束密度が得られている。
〔実施例２〕
表４に示す成分組成になる溶鋼を、実験室的に溶製し、実施例１と同様にして板厚：２ｍｍの熱延板としたのち、１１００℃で３０ｓの熱延板焼鈍後、酸洗してから、０．５０ｍｍ厚まで冷延した。ついで、７００℃以上でかつフェライト単相域の種々の温度で仕上げ焼鈍を施し、再結晶粒径を種々に変化させた。
ついで、実施例１と同様の半有機絶縁被膜を塗布したサンプルを作製して、各種試験に供した。
得られた結果を表５に示す。
ここで、鋼Ｋ〜Ｍは、Ｓｉを低減しＡｌによる脱酸を行ったものであり、鋼Ｎ，Ｏの組および鋼Ｑ、Ｒの組はＮｉ添加の影響を評価できるように溶製したものである。
本発明の鋼組成を満足し、かつ平均結晶粒径を３０μｍ以上と適正化したものはいずれも、優れた打ち抜き寸法精度を有し、また打ち抜き異方性が小さいだけでなく、磁気特性にも優れていた。特に、鋼Ｎと鋼Ｏ、および鋼Ｑと鋼Ｒをそれぞれ比較すると、Ｎｉを添加した鋼Ｏおよび鋼Ｒでは磁束密度の顕著な向上が認められる。
〔実施例３〕
表１の鋼Ｆ、表４の鋼Ｎおよび鋼Ｏに示した組成になる溶鋼を、実験室的に溶製し、実施例１と同様にして板厚：２ｍｍの熱延板としたのち、１１００℃で３０ｓの熱延板焼鈍後、酸洗したのち、冷延圧延により０．５０〜０．２ｍｍの種々の厚みに仕上げた。ついで、７００℃以上でかつフェライト単相域の種々の温度で仕上げ焼鈍を施し、再結晶粒径を３５〜４５μｍの間に制御した。
ついで、実施例１と同様の半有機絶縁被膜を塗布したサンプルを作製して、各種試験に供した。また、これらのサンプルについては４００Ｈｚでの高周波鉄損についても調査した。
得られた結果を表６に併記する。
板厚を薄くするにつれて特に高周波での鉄損が改善される傾向が顕著である。また、打ち抜き寸法精度も板厚減に伴って改善する傾向にあるが、本発明の成分範囲を満足する鋼Ｎ，Ｏの方が比較鋼Ｆよりも優れている。さらに、本発明鋼はいずれの板厚でも、打ち抜き寸法の異方性にも優れている。
〔実施例４〕
表７に示す成分組成になる溶鋼を、実験室的に溶製して鋼塊に鋳込んだのち、１１５０℃×１時間の均熱を施し、その後熱延により板厚３０ｍｍのシートバーとした。
得られたシートバーを、表８に示す温度（ＳＲＴ）に加熱して１時間保持したのち、２．０ｍｍまで熱延し、５８０℃×１時間のコイル巻き取り相当処理を施し、放冷した。そののち、一部の鋼を除き、表８に示す条件で熱延板焼鈍を施した。その後、酸洗ののち、０．５０ｍｍまで冷延を行った。
冷間圧延に際し、冷延中の板の状況、および冷延後の断面組織観察の結果より、冷間圧延時の加工性を評価した。
高Ｐ（≧０．１０％）でかつ本発明の成分範囲を満たさない鋼（Ｗ、Ｚ、ａ、ｃ、ｄ、ｋ、およびｌ）、および、成分範囲は本発明を満たすものの、スラブ加熱温度（ＳＲＴ）あるいは熱延巻き取り温度（ＣＴ）が本発明の範囲を外れるもの（Ｎｏ．２５、２６）では、板面に平行に層状の割れが多数観察され、一部の試料（Ｎｏ．５、１９、２５）においては圧延途中に層状に分離し、以降の圧延が困難となった。
これらの結果では、工業的に安定製造を行うことが困難であるため、これらの試料については以降の処理および評価を行わなかった。
ついで、冷延板に７００℃以上の種々の温度で仕上げ焼鈍を施したのち、実施例１と同様の半有機絶縁被膜を施したのち、各種試験に供した。
ここで強度は圧延方向と平行にＪＩＳ５号試験片を切り出し、引張速度１０ｍｍ／ｓで引張り、得られた引張強度（ＴＳ）で評価した。
得られた結果を表８に併記した。
本発明の範囲の成分とし、とくにＰを０．１％以上添加した鋼（Ｎｏ．２〜４、７、１３、１４、１６〜１８、および２１〜２４）は、いずれも優れた抜き打ち寸法精度を示す。
すなわち、Ｐ添加量が０．１％に満たない鋼（Ｎｏ．１，６、１０および１５）では、打ち抜き径はＳｉ＋Ａｌ量の増加に伴い改善する傾向が見られるものの、打ち抜き径の異方性が大きい。一方、本発明鋼は打ち抜き径並びに打ち抜き径の異方性ともに優れているのが明らかである。
さらに、これらの発明鋼はＰ含有量が０．１％に満たない比較鋼と同等以上の磁束密度を有するにも関わらず高強度であり、優れた強度−磁束密度バランスを有する。
〔実施例５〕
表４の鋼Ｍ、鋼Ｎおよび鋼Ｏに示した組成になる溶鋼を、実験室的に溶製・鋳込みの後、熱延により板厚：３０ｍｍのシートバーとした。ついで、表９に示す各温度（ＳＲＴ）に６０分間加熱した後、板厚：２ｍｍまで熱延し、表９に示す各温度（ＣＴ）にてコイル巻き取り相当の均熱保持を１時間行ったのち、放冷した。その後、一部の鋼を除き、表９に示す各温度で６０秒の熱延板焼鈍を施した。
得られた熱延鋼板について、室温（２３℃）で曲げ試験を行った。曲げ試験は、熱延板より１００ｍｍ×３０ｍｍの試験片を圧延方向が長手となるように採取し、ＪＩＳ−Ｃ２５５０に準じて曲げ半径１５ｍｍの繰り返し曲げ試験を行った。熱延板表面に亀裂の入るまでの回数を表９に示す。
また、スラブ加熱時、熱延板焼鈍時の組織（相）を次の方法で調査した。シートバー、熱延板とも、それぞれ所定温度（表９に記載）に所定時間（スラブ加熱：１時間、焼鈍：６０秒）保持した後、水焼き入れして加熱時の組織を凍結し、光学顕微鏡による組織観察により、相を同定した。結果を表９に併記する。
上記熱延板は酸洗したのち、０．５０ｍｍ厚までの冷延（１回冷延）を行い、脆化による冷延不良（層状割れ）が発生していないかを評価した。層状割れの発生していない冷延板については、表９に示す種々の温度で仕上げ焼鈍を施し、ついで、実施例１と同様の半有機絶縁被膜を塗布したサンプルを作製して、各種試験に供した。得られた結果を表９に示す。
本発明の鋼組成（低Ｓｉ鋼）において、本発明の製造条件を満足した場合（Ｎｏ．２、３、６、８、１０および１１）、高Ｐ添加にもかかわらず、問題なく鋼板が製造され、特性も良好であった。
他方、本発明のスラブ加熱温度が２相領域となった（Ｎｏ．１および４）場合は、脆化による冷延不良が発生し易く製品化が困難であることがわかる。また、コイル巻き取り温度が６５０℃より高い（Ｎｏ．５）した場合は、熱延板の加工性が低下し、得られた電磁鋼板の鉄損も低下した。さらに、熱延板焼鈍温度が２相域となった場合（Ｎｏ．７および１２）、および、Ｎｉを１．０ｍａｓｓ％より多く添加した鋼においてα単相域で熱延板焼鈍を行った場合（Ｎｏ．１３）は、得られた電磁鋼板の磁束密度が低下した。さらにまた、仕上げ焼鈍温度が本発明の製造条件を外れ、再結晶粒径を３０μｍ以上とするのに不十分な場合（Ｎｏ．９）も、磁気特性が劣化した。
産業上の利用の可能性
かくして、本発明によれば、高磁束密度かつ低鉄損という優れた磁気特性を有し、しかも高い打ち抜き寸法精度を有する無方向性電磁鋼板、およびさらに高強度を有する無方向性電磁鋼板を安定して得ることができる。
そして、本発明の無方向性電磁鋼板は、各種モータの鉄心素材、中でも特に高い寸法精度と高磁束密度が併せて要求されるリラクタンスモータや、さらに素材強度を要する埋め込み磁石型のＤＣブラシレスモータなどの鉄心素材として最適である。
【図面の簡単な説明】
図１は、降伏強度と打ち抜き径との関係に及ぼすＳｉ含有量およびＰ含有量の影響を示すグラフである。
図２は、降伏強度と打ち抜き異方性との関係に及ぼすＳｉ含有量およびＰ含有量の影響を示すグラフである。
図３は、平均結晶粒径と打ち抜き径との関係に及ぼすＳｉ含有量およびＰ含有量の影響を示すグラフである。
図４は、平均結晶粒径と打ち抜き異方性との関係に及ぼすＳｉ含有量およびＰ含有量の影響を示すグラフである。
図５は、平均結晶粒径と鉄損との関係に及ぼすＳｉ含有量およびＰ含有量の影響を示すグラフである。
図６は、平均結晶粒径と磁束密度との関係に及ぼすＳｉ含有量およびＰ含有量の影響を示すグラフである。
図７は、鉄損と磁束密度との関係に及ぼすＳｉ含有量およびＰ含有量の影響を示すグラフである。
図８は、層状割れの発生に及ぼすＳｉ含有量およびＰ含有量の影響を示すグラフである。
図９は、層状割れの発生に及ぼすＳｉ含有量およびＮｉ含有量の影響を示すグラフである。
図１０は、Ｐ含有量と打ち抜き径との関係に及ぼすＳｉ含有量およびＮｉ添加の影響を示すグラフである。
図１１は、Ｐ含有量と打ち抜き異方性との関係に及ぼすＳｉ含有量およびＮｉ添加の影響を示すグラフである。
図１２は、引張強度と磁束密度との関係に及ぼすＰ含有量の影響を示すグラフである。
図１３は、板厚と高周波鉄損との関係を示すグラフである。
図１４は、板厚と磁束密度との関係を示すグラフである。
本発明は、電気機器の鉄心材料として用いられる無方向性電磁鋼板に関するものである。中でも、高い打ち抜き寸法精度と、高磁束密度とが併せて求められる、リラクタンスモータやあるいはさらに強度が要求される埋め込み磁石型のＤＣブラシレスモータなどの鉄心素材として好適な無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関するものである。
背景技術
無方向性電磁鋼板は、主にモータやトランスなどの電気機器の鉄心材料として使用される軟磁性材料である。これらの電気機器の効率改善や小型化を図るためには、電磁鋼板の鉄損が低く磁束密度が高いことが要求される。電動モータの分野でも、鉄心素材である電磁鋼板の磁気特性の改善、すなわち低鉄損、高磁束密度化が進められており、またモータ自体も従来の非同期型のＡＣ誘導モータから、より高効率な同期モータへの置き換えや、高特性化が急速に進行している。
同期モータは、一般的に、表面磁石型（ＳＰＭ）および埋め込み磁石型（ＩＰＭ）のＤＣブラシレスモータと、ローターとステーターの磁気的な突極性により発生するリラクタンストルクを利用するリラクタンスモータに分類される。中でもリラクタンスモータの場合、トルクの発生量は、ローターおよびステーターの形状と、ローター／ステーター間のギャップおよび素材の磁束密度に依存する。従って、リラクタンスモータ用の鉄心素材としては、高磁束密度と共に、打ち抜きにおける寸法精度が高いことが、他のモータ以上に重要とされる。
さらに、インバーター化の進展に伴い、モータ効率やトルク等の改善のために、高速回転化と共に極数が増加する傾向にある。これらはいずれも動作周波数を高める要素であるため、モータ素材である無方向性電磁鋼板に対しても、従来からの商用周波数（５０〜６０Ｈｚ）での磁気特性だけでなく、４００Ｈｚ以上の高周波域での磁気特性を改善することも必要となってきている。
これまで、上記したような無方向性電磁鋼板の磁束密度および鉄損の改善に関しては、種々の努力が払われてきた。
無方向性電磁鋼板の鉄損を低減するためには、Ｓｉ含有量を高める手法が一般的であり、例えば最高級グレードの無方向性電磁鋼板では約３．５ｍａｓｓ％程度のＳｉが添加される場合がある。しかしながら、Ｓｉ含有量の増加に伴い、鉄損は低減するものの磁束密度も同時に低下してしまう。
一方、低級グレードの無方向性電磁鋼板では、Ｓｉ含有量を抑制しているため、比較的高い磁束密度が得られるが、鉄損が高いという問題がある。
このような低Ｓｉ鋼の鉄損改善方法として、特開昭６２−２６７４２１号公報には、Ｓｉ量を０．６ｍａｓｓ％以下、Ａｌ量を０．１５〜０．６０ｍａｓｓ％とした無方向性電磁鋼板において、Ｃ，Ｓ，ＮおよびＯといった不純物の量を規制し、結晶粒成長の阻害要因となる介在物の低減および無害化を図り、粒成長を促進して、低鉄損化を達成する技術が提案されている。しかしながら、このような低Ｓｉ鋼の粒成長には強度低下が伴うため、打ち抜き加工時に打ち抜き面のだれや、かえりが大きくなり、打ち抜き性の著しい低下を招くという問題があった。
なお、低Ｓｉ鋼の硬度を調整して打ち抜き性を改善する方法としては、０．０８〜０．１ｍａｓｓ％程度のＰを添加する技術があり、例えば特開昭５６−１３０４２５号公報には、０．２ｍａｓｓ％未満のＰを添加して打ち抜き性を改善する技術が開示されている。また、低Ｓｉ鋼にＰを積極的に添加する技術として、特開平２−６６１３８号公報には、Ｓｉ量を０．１ｍａｓｓ％以下に抑制し、かつＡｌを０．１〜１．０ｍａｓｓ％の範囲で含有させたＡｌ添加鋼に、０．１〜０．２５ｍａｓｓ％のＰを添加し、ＡｌとＰの複合効果によって磁気特性を改善する方法が開示されている。
しかしながら、これらの技術において、Ｐ添加による打ち抜き性の改善は、その硬度調整による鋼板のだれ抑制に着目したのみであり、打ち抜き後の寸法精度については何ら考慮が払われていなかった。
一方、埋め込み磁石型のＤＣブラシレスモータにおいても、高トルク化、および小型化の観点から、打ち抜き精度および高磁束密度が要求されるが、さらに、ローターの高速回転に耐え、あるいは埋め込まれた磁石の離脱を防ぐために、電磁鋼板の強度を高く維持する必要がある。既に述べたように強度の観点からも高級Ｓｉ鋼が有利であるが、磁束密度の観点からは低Ｓｉ化が望ましく、強度および磁束密度の両立は従来困難であった。
発明の開示
（発明が解決しようとする課題）
上述したとおり、無方向性電磁鋼板における高磁束密度および低鉄損特性は、各種モータ、トランスなど無方向性電磁鋼板の全ての用途に望まれる共通の特性であるが、中でもリラクタンスモータ用無方向性電磁鋼板素材としては、その動作原理上、特に高い磁束密度と高い寸法精度が重要となってくる。
しかしながら、これまでのところ、高磁束密度でかつ低鉄損という優れた磁気特性を有しつつ、しかも打ち抜き性、特に打ち抜きにおける寸法精度に優れた無方向性電磁鋼板は見出されていなかった。また、これらの特性に加え、埋め込み磁石型のＤＣブラシレスモータ等に要求される強度の要請を、さらに満たす無方向性電磁鋼板も、見出されていなかった。
さらに、これらの磁気特性や打ち抜き性などに加えて、近年のモータの高速回転化や多極化に伴う高周波化にも対応できるように考慮された無方向性電磁鋼板は見出されていなかった。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、モータやトランス等の鉄心素材、とくに、
・リラクタンスモータのように特に高い磁束密度と高い寸法精度が要求される鉄心素材として最適な、これまでにない優れた高磁束密度−低鉄損の磁性バランスを有し、しかも打ち抜き寸法精度にも優れた無方向性電磁鋼板、および、
・高磁束密度とローターの高速回転や埋め込み磁石の飛散防止の観点で重要な高強度特性を、打ち抜き寸法精度と共に兼ね備えた電磁鋼板
を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
なお、以後、便宜上、ＳｉとＡｌの和が約０．０３ｍａｓｓ％以上、０．５ｍａｓｓ％以下であるものを低Ｓｉ鋼、ＳｉとＡｌの和が０．５ｍａｓｓ％を超えるものは、中〜高Ｓｉ鋼と呼ぶものとする。
（課題を解決するための手段）
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、ＳｉやＡｌ量を低Ｓｉ鋼レベルに低減して本質的に飽和磁束密度が高い鋼とした上で、平均結晶粒径を所定の範囲に調整すると共に、適正量のＰを添加することによって、高磁束密度でかつ低鉄損という優れた磁気特性が得られるだけでなく、打ち抜き寸法精度が格段に向上することの知見を得た。また、ＳｉおよびＡｌを合計０．０５ｍａｓｓ％超〜約２．５ｍａｓｓ％の範囲に制御することに加え、適正量のＰを添加することによって、打ち抜き寸法精度の向上効果に加えて磁束密度を維持したまま強度を大幅に向上でき、従来にない磁性−強度バランスを達成できるという知見も得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量百分率で
Ｃ：０〜０．０１０％、
Ｓｉおよび／またはＡｌ：合計で０．０３％以上、０．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以下、
Ｐ：０．１０％以上、０．２６％以下、
Ｓ：０．０１５％以下および
Ｎ：０．０１０％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、かつ
平均結晶粒径：３０μｍ以上、８０μｍ以下
としたことを特徴とする、磁気特性および打ち抜き精度に優れた無方向性電磁鋼板。
２．上記１において、鋼板がさらに、質量百分率で
Ｓｂおよび／またはＳｎ：合計で０．４０％以下
を含有することを特徴とする、磁気特性および打ち抜き精度に優れた無方向性電磁鋼板。
３．上記１または２において、鋼板がさらに、質量百分率で
Ｎｉ：２．３％以下
を含有することを特徴とする、磁気特性および打ち抜き精度に優れた無方向性電磁鋼板。
４．上記１、２または３において、鋼板の板厚が０．３５ｍｍ以下であることを特徴とする、磁気特性および打ち抜き精度に優れた無方向性電磁鋼板。
５．質量百分率で
Ｃ：０〜０．０１０％、
Ｓｉおよび／またはＡｌ：合計で０．５超〜２．５％、
Ｍｎ：０．５％以下、
Ｐ：０．１０％以上、０．２６％以下、
Ｓ：０．０１５％以下および
Ｎ：０．０１０％以下、および、
必要に応じ Ｎｉ：２．３％以下
を含有し、かつ、
以下の式で表される指数ＰＡ：
とＰ含有量の間の関係が、
Ｐ≦ＰＡ
を満足するか、あるいは、
以下の式で表される指数ＰＦ：
ＰＦ≦０．２６
を満足するかのいずれかであり、
残部はＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする磁気特性、打ち抜き精度に優れる電磁鋼板。
６．上記５において、鋼板がさらに、質量百分率で
Ｓｂおよび／またはＳｎ：合計で０．４０％以下
を含有することを特徴とする、強度、磁気特性および打ち抜き精度に優れた無方向性電磁鋼板。
なお、以上の鋼種において、副次的含有元素として、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．１％以下、Ｃｕ：０．１％以下、Ｍｏ：０．１％以下の少なくともいずれかを含有しても良い。
７．上記１〜３のいずれかに記載の成分組成になる鋼スラブに対し、熱間圧延を、加熱温度がオーステナイト単相域で、かつコイル巻き取り温度が６５０℃以下の条件で行い、ついで脱スケール処理後、１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行ったのち、７００℃以上のフェライト単相域で仕上げ焼鈍を行うことを特徴とする、磁気特性および打ち抜き精度に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
８．上記１〜３のいずれかに記載の成分組成になる鋼スラブに対し、熱間圧延を、加熱温度がオーステナイト単相域で、かつコイル巻き取り温度が６５０℃以下の条件で行ったのち、熱延板焼鈍を、Ｎｉ含有量が０％（無添加）〜１．０ｍａｓｓ％の場合には、９００℃以上のフェライト単相域またはＡｃ３点以上のオーステナイト単相域で、一方Ｎｉ含有量が１．０ｍａｓｓ％超え、２．３ｍａｓｓ％以下の場合には、Ａｃ３点以上のオーステナイト単相域で行い、ついで脱スケール処理後、１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行ったのち、７００℃以上のフェライト単相域で仕上げ焼鈍を行うことを特徴とする、磁気特性および打ち抜き精度に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
９．上記５または６のスラブに対し、熱延加熱温度を１０００℃〜１２００℃、熱延巻き取り温度を６５０℃以下で熱間圧延を行い、ついで脱スケール後、１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行ったのち、仕上げ焼鈍を行うことを特徴とする、強度、磁気特性および打ち抜き精度に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
なお、上記９の電磁鋼板の製造方法において、熱延後に熱延板焼鈍を施しても良い。
また、上記７、８または９の何れかの電磁鋼板の製造方法において、仕上げ焼鈍の後、絶縁被膜を付与する処理を施しても良い。
発明を実施するための最良の形態
以下、本発明を由来するに至った実験結果について鋭明する。なお、以下に示す成分組成の％表示はいずれも「ｍａｓｓ％」である。
〔実験１〕
まず、無方向性電磁鋼板の鋼成分と打ち抜き寸法精度との関係を明らかにするため、Ｃ：０．００１６〜０．００２８％、Ｍｎ：０．２０〜０．２２％、Ａｌ：０．０００７〜０．００１４％、Ｎ：０．００１２〜０．００２２％およびＳｂ：０．０３％とほぼ一定にした成分を基本組成とし、Ｐ量を０．０２％と一定にしてＳｉ量を０．０３〜１．４９％の範囲で変化させた鋼、およびＳｉ量を０．１０〜０．１１％と一定にしてＰ含有量を０．０２〜０．２９％の範囲で変化させた鋼を、それぞれ実験室的に溶製した。ついで、これらの鋼材を、１１００℃で６０ｍｉｎ加熱後、板厚：２ｍｍまで熱延し、６００℃で２ｈのコイル巻き取り相当の均熱保持を行ったのち、放冷した。ついで、９００℃で６０ｓの熱延板焼鈍後、酸洗してから、板厚：０．５ｍｍまで冷延した後、７００〜９００℃の種々の温度で仕上げ焼鈍を施し、再結晶粒の粒径を種々に変化させた。その後、この仕上げ焼鈍板に、平均膜厚：０．６μｍの半有機絶縁被膜を塗布し焼き付けしたサンプルを作製して、打ち抜き試験に供した。
なお、平均結晶粒径は圧延方向に平行な、板厚方向断面を観察し、Ｊｅｆｆｒｉｅｓ法により求めた円相当径とした。
打ち抜き試験は、直径：２１ｍｍφの円形金型を用いて行い、クリアランスは板厚の８％とした。圧延方向となす角度が０°，４５°，９０°，１３５°の４方向の、打ち抜き円形の直径（内径）を測定し、その４点の平均径を求めると共に、４点中の最大径と最小径の差を測定し、打ち抜き異方性の指標とした。
得られた結果を、圧延方向に切り出した引張試験片（ＪＩＳ ５号）より求めた降伏強度（ＹＰ）との関係で整理して図１，図２に示す。
図１，２から明らかなように、全般的に、ＹＰが低い軟質な材料は、金型径に対して打ち抜き径の差が大きく、ＹＰの上昇に伴い打ち抜き径は金型寸法に近づいて、寸法精度は改善する傾向にある。これは従来から知られていたように、強度上昇により打ち抜き時のだれ変形が抑制された効果であると考えられる。
しかしながら、ここで注目すべきは、Ｐの添加により強度調整を行った試料は、Ｓｉ量の変化により強度が変化した従来型の電磁鋼板と比較して、同程度の強度レベルでも優れた寸法精度を示し、しかも比較的低ＹＰ域でも金型との寸法差が抑制されていることである（図１）。
また、Ｓｉ量を変化させた鋼は、強度の上昇に伴い打ち抜き径は金型寸法に近づくものの、図２に示されるとおり、最大径と最小径の差で表される異方性が大きいままである。これに対し、Ｐ量増加により強度上昇を図った鋼は、打ち抜き形状の異方性も改善されている。
これらの関係を仕上げ焼鈍板の平均結晶粒径との関係で整理したものが、図３、図４である。
図３，４から明らかなように、Ｓｉ量を変化させた鋼は、粒径が大きくなると打ち抜き寸法精度および打ち抜き異方性とも劣化するのに対し、Ｐを０．１３％以上添加した鋼は、結晶粒径が大きいものでも打ち抜き寸法精度および打ち抜き異方性とも良好なレベルにある。
Ｐを一定量以上含有させることによって打ち抜き寸法精度や打ち抜き異方性が効果的に改善される理由について、その詳細は明らかではないが、
（１）Ｐの添加により強度が上昇し、打ち抜き時のだれ変形が緩和される効果に加えて、
（２）鋼に対して脆化元素として知られているＰを適正量添加することにより、打ち抜き時の破断限界が早まる効果、および
（３）Ｐの添加により仕上げ焼鈍板の集合組織中の｛１００｝＜ｕｖｗ＞方位が増加する傾向にあり、これが異方性を緩和する効果などが複合的に作用した結果によるものと考えている。
次に、磁気特性の面から検討した結果について説明する。
発明者らは、鉄損を改善するものの飽和磁束密度を低下させるＳｉやＡｌの含有量を極力制限することにより、本質的に磁束密度を高くした鋼を素材として、製造条件と磁気特性の関係について詳細に検討した。
図５に、各鋼材の板厚：０．５ｍｍのサンプルについて、仕上げ焼鈍板の結晶粒径と商用周波域での鉄損（Ｗ１５／５０：周波数５０Ｈｚ、最大磁束密度１．５Ｔにおける値）との関係について調査した結果を示す。
同図から明らかなように、低Ｓｉにすると電気抵抗が減少するため鉄損には不利となるが、鉄損は結晶粒径により大きく変化するため、粒径を約３０μｍ以上とすれば安定的に低鉄損となることが分かる。また、低Ａｌとして電気抵抗を減少させた場合にも、同様に、粒径を約３０μｍ以上とすることが低鉄損化に有効であることが確認された。
しかしながら、これまでは、本発明のような低Ｓｉ，Ａｌ組成の低級グレードに属する無方向性電磁鋼板の場合、仕上げ焼鈍板の平均結晶粒径は１５〜２５μｍ程度に制限されているのが通例であった。この理由は、図３，４の０．１１％Ｓｉ−０．０７％Ｐ鋼（図中の●印）の例に示すように、粒成長させると強度低下により打ち抜き性の劣化が著しくなるからである。
これに対し、Ｐ添加量を高めた鋼は、平均結晶粒径を約３０μｍ以上としても、良好な打ち抜き寸法精度が維持されている。
次に、図６に、各鋼種の平均結晶粒径と磁束密度との関係、また図７には、鉄損と磁束密度との関係について調べた結果を示す。ここで、Ｂ５０は磁化力５０００Ａ／ｍにおける磁束密度である。
Ｓｉを添加した試料は、鉄損は改善されるものの磁束密度の低下が大きい。これに対し、Ｐを添加した試料は、結晶粒が成長して鉄損が改善された後も高い磁束密度を維持している。
ところで、Ｐは脆化元素であり、本発明のようにＰ添加量が多い場合、主に冷延工程において耳割れや層状割れなどの欠陥が発生することがある。本発明者らはこの現象を鋭意調査し、熱間圧延に際してスラブ加熱時に温度がフェライト／オーステナイト共存領域となると、フェライト粒とオーステナイト粒間でＰの分配が起こり、フェライト粒中で著しいＰの偏析が生じ、鋼の脆化が促進されることを究明した。このような脆化現象を防止するためには、本発明の鋼板の製造に当たり、熱間圧延のためのスラブ加熱の温度を、オーステナイト単相領域（あるいは可能であればフェライト単相）とすることが重要である。
なお、Ｐはフェライト形成元素であるため、スラブ加熱温度付近でのオーステナイト単相域を縮小する作用を有するが、低Ｓｉ鋼の成分範囲では、スラブ加熱温度が１０００〜１２００℃であればオーステナイト単相とすることができる。
以上のように、低Ｓｉ鋼に約０．１％以上のＰの添加が非常に有効であることが明らかになった。
そこで、０．５％以上のＳｉを含有する鋼板にもＰの積極的な添加を検討した。
〔実験２〕
Ｃ：０．００１３〜０．００２６、Ｍｎ：０．１８〜０．２３％、Ａｌ：０．０００１〜０．００１１％、Ｎ：０．００２０〜０．００２９％とほぼ一定とした成分として、Ｓｉ量を０．６０〜２．４２、およびＰ量を０．０４〜０．２９％まで変化させた種々の鋼を溶製し、１１００度で６０分加熱後、板厚２ｍｍまで熱延し、酸洗後板厚０．５０ｍｍまで冷延した。
その結果、鋼組成によっては圧延後の鋼板内部で板面と平行に層状の割れが発生する、不具合が発生した。
その結果を図８に示す。
層状割れ発生部分をＥＰＭＡによりマッピング分析したところ、割れ発生部分にはＰが偏析または濃化していることが観察された。そこでこのＰの偏析条件を詳細に検討したところ、熱延に際して、鋼片（スラブ）加熱時にフェライトとオーステナイト相の２相領域に均熱保持される条件となっており、フェライト相中にＰが分配されて濃化したことがわかった。
すなわち、中〜高Ｓｉ鋼領域においてはフェライト形成元素であるＳｉ、Ａｌ量が多いためにオーステナイト単相域がより縮小し、その結果、従来の加熱温度ではフェライト／オーステナイト２相域となりやすいという問題が明らかとなった。
また、Ｐが０．２６％を超えると、どのような組成条件であっても層状割れが発生していた。
そこで、種々のＳｉ，Ｍｎ，Ａｌ、Ｐ量を持つ鋼を研究設備にて作製し、約１０００〜１２００℃の温度域で、Ｐの偏析が圧延不良を発生しない程度に抑制できる条件を調査した。なお、上記のスラブ加熱温度は、鋼中に存在する炭化物・窒化物・硫化物などの析出安定化の観点から好適な温度である。
まず、スラブ加熱温度がオーステナイト単相域あるいはフェライト単相域となる条件下では、相分配による偏析は生じないので、Ｐ添加量そのものが所定量より少なければ層状割れは回避できると考えられる。前記実験より、Ｐの添加量は約０．２６％以下とすることが必要である。
そこでまず、中〜高Ｓｉ鋼がオーステナイト単相となる条件を調査した。
その結果、Ｓｉ＋Ａｌを０．５％より多く含有する鋼においては、Ｐ添加量が、
Ｐ≦ＰＡ’、ただし
の範囲であればオーステナイト単相域にあることが分かった。したがって、上の条件を満たし、かつＰ≦約０．２６％に限定すれば、Ｐによる脆化を抑制することができる。
次に、中〜高Ｓｉ鋼がフェライト単相となる条件を調査し、同様に、Ｐ添加量が、
Ｐ≧ＰＦ’、ただし
の範囲であればフェライト単相域にあることが分かった。したがって、この条件を満たし、かつＰ≦約０．２６％に限定しても、Ｐによる脆化を抑制することができる。
次に、オーステナイト単相域あるいはフェライト単相域でのスラブ加熱が困難な場合に、Ｐの偏析を抑制する条件を調査した。フェライト／オーステナイト２相域においてＰ濃度の分配が生じた場合の、フェライト相中のＰ濃度も上記ＰＦ’となるが、調査の結果、このＰＦ’を約０．２６以下とすれば、Ｐによる脆化が回避できることがわかった。
上記の２相領域における脆化回避条件と、フェライト単相域における脆化回避条件を整理すると、Ｐ≦約０．２６％かつＰＦ’≦約０．２６とまとめることができる。
以上の関係をまとめると、Ｐによる脆化の回避条件は、Ｐ≦約０．２６％で、かつ、Ｐ≦ＰＡ’またはＰＦ’≦約０．２６となる。
以上の結果より、Ｐ添加量が約０．２６％以内であり、かつ熱延加熱時にオーステナイト単相あるいはフェライト単相域に加熱される条件であれば、冷延後の層状割れなどのトラブルなく製造可能であること、さらに、フェライト／オーステナイト２相加熱となる条件であってもフェライト相へのＰ分配量が低くなる、Ｓｉ，Ａｌ量が比較的高い成分系では製造可能となることがわかった。
さらに、約０．１％以上のＰを添加しても熱延時のスラブ加熱温度域（１０００〜１２００℃付近）でオーステナイトあるいはフェライト単相組織となるような鋼組成を種々検討した。
その結果、磁気特性の改善および強度確保に好適な元素であるＮｉの添加が、Ｐ添加鋼において熱延温度付近でのオーステナイト領域を拡大する目的にも有効であることがわかった。
〔実験３〕
Ｃ：０．００１３〜０．００２６％、Ｍｎ：０．１８〜０．２３％、Ａｌ：０．０００７〜０．００１３％、Ｎ：０．００１４〜０．００２５％およびＰ：０．１６〜０．１８％とほぼ一定にした成分を基本組成とし、Ｓｉ量を０．９５〜２．４４％、Ｎｉ量を０〜２．２０％までそれぞれ変化させた試料を、実験２と同様に０．５０ｍｍまで圧延し、得られた冷延鋼板の層状割れの発生状況を調査した。その結果を図９に示す。
Ｎｉ無添加では割れていた１．１〜１．５％Ｓｉ鋼が、Ｎｉの添加により割れ発生なく圧延可能となっている。一方、Ｎｉ無添加では圧延できていた１．９５％Ｓｉ鋼や２．４％Ｓｉ鋼ではＮｉの増加により割れを発生する場合も生じており、Ｎｉの効果には適正領域が存在することがわかる。
Ｎｉの影響を加味して前記式を拡張すると、Ｓｉ＋Ａｌを０．５％より多く含有する鋼においては、Ｐ添加量が約０．２６％以下で、かつ、
Ｐ≦ＰＡ、ただし
ＰＦ≦約０．２６、ただし
なお、上記の２つの式において、Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｐ，Ｎｉの各含有量はｍａｓｓ％で表すものとする。また、ＰＦおよびＰＡの技術的意味は、前記ＰＦ’およびＰＡ’と同じである。
〔実験４〕
実験２および３で０．５０ｍｍまで圧延された冷延鋼板について、仕上げ焼鈍を施したのち、平均膜厚０．６μｍの半有機絶縁被膜を塗布し、焼き付けを行った。
これらのサンプルに対して、実験１に記載の方法による打ち抜き試験を行い、打ち抜き径とその異方性を調査して、その結果を図１０および図１１に示した。
これらの図より、Ｓｉ＋Ａｌを０．５％より多く含有する鋼においても、Ｐ≧０．１０％を含有した鋼は、いずれも優れた打ち抜き寸法精度を示した。
ここで、Ｎｉ添加鋼においては、添加量は０．３８〜２．２０％の間で変化させた。
さらにこれらの試料の磁束密度Ｂ５０と引張強度ＴＳの関係を図１２に示す。ここで、ＴＳは実験１と同様の引張試験により求め、磁束密度も実験１の方法で測定した。
約０．１％以上のＰを含有する鋼は従来の中〜高Ｓｉ組成（すなわちＳｉ＋Ａｌ＞０．５％）の電磁鋼板と比較して優れたＢ５０−ＴＳバランスを示している。
特にＰの添加量の増大に伴い、ＴＳは増大するが磁束密度には低下が見られず、むしろ向上する傾向にあった。
これは、従来の電磁鋼板に関して通常行われていたＳｉ，Ａｌといった強磁性体以外の合金元素の添加による鋼板の強化が、磁束密度の低下を伴うことと比較して特徴的である。
これらの特性はモータの高トルク化、小型化、高速回転化といった要求のあるＤＣブラシレスモータやリラクタンスモータなど各種回転機（モータ、発電機）のロータ素材として好適なものである。
以上の知見により、優れた磁束密度と打ち抜き寸法精度を両立するための条件として、鋼中のＳｉ，Ａｌ，Ｐ、Ｎｉ量、さらには低Ｓｉ鋼の場合は仕上げ焼鈍板の平均結晶粒径を次の範囲に規定した。
低Ｓｉ鋼の場合、Ｓｉ，Ａｌの１種または２種の合計：約０．０３〜０．５％
ＳｉおよびＡｌは、鋼に添加すると脱酸効果を有するので脱酸剤として単独あるいは併用して使用される。その効果を発揮させるためには、Ｓｉ，Ａｌそれぞれ単独あるいは両者の合計で約０．０３％以上が必要である。また、Ｓｉ，Ａｌは比抵抗を増加させ鉄損を改善する作用もあるが、一方で飽和磁束密度の低下をもたらすので、その上限を０．５％に定めた。
中〜高Ｓｉ鋼の場合、Ｓｉ，Ａｌの１種または２種の合計：０．５％超〜約２．５％
優れた寸法精度とともに、機械的強度や低鉄損性が重視される場合には、Ｓｉ＋Ａｌの合計量が０．５％を超えて含有することができる。
既に述べたように、中〜高Ｓｉ鋼の場合でも、Ｐ添加の効果により、従来の低Ｐの中〜高Ｓｉ鋼と比較して、高い打ち抜き精度および強度−磁束密度バランスの材料が得られる。
しかしながら、Ｓｉ＋Ａｌの合計量が２．５％を超えると本発明の方法によっても通常の冷間圧延が困難になるので、その範囲を０．５％超〜約２．５％に規定した。
Ｐ：約０．１０％以上、約０．２６％以下
Ｐは、本発明において特に重要な元素である。Ｐは、従来から知られていたように、その高い固溶強化能により材料硬度を調整する機能を有している。特に低Ｓｉ，低Ａｌ鋼板は本来、比較的軟質であるが、本発明では低鉄損化のために平均結晶粒径を約３０μｍ以上とする必要があるので、鋼板がさらに軟質化するおそれがある。Ｐは、このような本発明鋼板の打ち抜き性の改善、すなわち鋼板の強度不足によるだれやかえりの増加を抑制するために必須の元素である。このような材料強度増加能に加えて、打ち抜き時の破断限界を早めることによって打ち抜き時の総変形量を抑制する効果や、仕上げ焼鈍板の集合組織中の｛１００｝＜ｕｖｗ＞方位を増加させて異方性を改善する効果、などの複合的な作用によって打ち抜き寸法精度を改善する。
また、鋼板の強度を増加させるにもかかわらず磁束密度を低下させない特性があり、この効果は中〜高Ｓｉ鋼においても発揮される。
これらの効果を発揮させるためには、Ｐは約０．１０％以上含有させる必要がある。一方、Ｐは元来、鋼に対して脆化元素であり、過剰に添加すると耳割れや層状割れを起こし易くなり、製造性が低下する。この点、本発明では、製造方法に工夫を加えたり、Ｎｉを添加することによって、従来困難とされた高Ｐ添加鋼の製造を可能とすることができる。しかしながら、含有量が約０．２６％を超えると、本発明の製造方法を採用してもＰ添加鋼の製造が難しくなるので、Ｐ量は約０．１０〜約０．２６％の範囲に限定した。
Ｎｉ：約２．３％以下（オプションとして添加可）
Ｎｉは、鋼の集合組織を改善して磁束密度を高める効果があるだけでなく、鋼の電気抵抗を増加して鉄損を低下させる効果や、固溶強化により鋼の強度を高めて打ち抜き加工時のだれを抑制する効果などを併せ持つので、積極的に添加することができる。
また、Ｎｉはオーステナイト形成元素であることから、好適なスラブ加熱温度である１０００〜１２００℃付近でのオーステナイト域（状態図中のγループ）を拡大する効果がある。とくに、Ｓｉ＋Ａｌ量が０．５％より多い組成の鋼に対しては、操業安定性を増大するのに有効となる。この効果を活用すると、本発明の様に脆化元素であるＰを積極的に添加する場合に生じ得る圧延不安定性を大幅に改善することができる。すなわち、高Ｐ鋼の安定製造のポイントは熱延時の過剰なＰ偏析の抑制であり、その有力な手段としてスラブ加熱温度がフェライト／オーステナイト２相域となることを回避することである。Ｓｉ含有量とＡｌ含有量の合計が０．５％を超えるとスラブ加熱温度で２相に分離し易くなるが、Ｎｉのγ域拡大効果により、このようなＳｉ、Ａｌ組成でも、スラブ加熱時にオーステナイト単相とすることが可能となる。
しかしながら、Ｎｉ含有量が約２．３％を超えると、フェライト（α）→オーステナイト（γ）変態開始温度が低下し、仕上げ焼鈍中にオーステナイト変態を起こして磁束密度の低下を招くおそれが生じる。また、変態温度以下の低温の仕上げ焼鈍温度では低Ｓｉ鋼において約３０μｍ以上の平均粒径を確保することが難しくなり、鉄損も劣化するようになる。従って、Ｎｉは約２．３％以下で含有させるものとした。なお、Ｎｉを添加する場合は、約０．５０％以上の添加が好ましい。
低Ｓｉ鋼において、仕上げ焼鈍板の平均結晶粒径：約３０μｍ以上、約８０μｍ以下
本発明の低Ｓｉ、低Ａｌ無方向性電磁鋼板において良好な鉄損特性を得るためには、図５にも示したとおり、仕上げ焼鈍板の平均結晶粒径を約３０μｍ以上にする必要がある。しかしながら、約８０μｍを超える粒経としてもそれ以上の鉄損改善効果は望めず、また本発明に属する鋼はいずれも変態鋼で再結晶焼鈍に適したフェライト単相域はおおむね７００〜９００℃の範囲であり、高Ｓｉ組成のフェライト単相鋼と比較すると低温であるため、過度に粒成長させるのは連続短時間焼鈍設備における生産性の点で不利となるので、約８０μｍを上限とした。
なお、中〜高Ｓｉ鋼においては、合金による電気抵抗の向上効果等を有することから、比較的低鉄損が得られ易いため、粒径はとくに限定せず、通常の範囲で良い。一般的には２０〜２００μｍ程度である。
次に、発明者らは、モータの高速回転化および極数増加などに伴い、近年重視されつつある、高周波域での磁気特性を改善する手法について検討した。その結果、板厚低減が有効であり、とくに低Ｓｉ鋼においてその効果が顕著であることがわかった。以下にその結果を導いた実験を示す。
〔実験５〕
図１３に、０．１１％Ｓｉ−０．１８％Ｐ鋼と０．９５％Ｓｉ−０．０２％Ｐ鋼および２．０％Ｓｉ−０．５％Ａｌ鋼の４００Ｈｚにおける鉄損の板厚依存性について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、いずれの試料も板厚の減少により渦電流損が低下するため、高周波鉄損は改善される傾向にあること、そして板厚減少による高周波鉄損の改善効果は低Ｓｉ鋼の方が大きいことが分かる。
ところが、これまで無方向性電磁鋼板の板厚は０．５０ｍｍが主流で、それ以上の板厚低減は比抵抗元素であるＳｉやＡｌの含有量が高い高級グレードの一部に適用されるだけで、ＳｉやＡｌの含有量の少ない無方向性電磁鋼板に適用した製品例は見られなかった。
また、図１４に、これらの素材の磁束密度の板厚依存性について調べた結果を示す。
同図に示されているとおり、板厚を低減すると磁束密度がやや低下する傾向があるものの、その低下はごく僅かであり、またいずれの板厚においても低Ｓｉ鋼の方が格段に高い磁束密度を有している。特に電気自動車（ＥＶ）やハイブリッド電気自動車（ＨＥＶ）の駆動用モータなどの用途に対しては、高速回転型のリラクタンスモータが検討されていて、かような用途では、高磁束密度でかつ高周波における低鉄損性が重視されるが、これに対しては、本発明に示すような低Ｓｉ、低Ａｌの本質的に磁束密度が高い鋼板を薄くすることで対処することができる。
図１３に示したとおり、板厚低減の効果は約０．３５ｍｍ以下とすることで著しくなり、約０．３０ｍｍ以下とすることで一層顕著となる。なお、板厚は、薄いほど渦電流損の低減に有効であるため、特に板厚の下限は設けないが、一方でコアの積み工数が増大してコスト高となり、また積層コアのかしめが困難になるなどの弊害もあるので、一般的な生産に供する場合には下限は０．１０ｍｍ程度とするのが望ましい。
以下、本発明鋼におけるＳｉ，Ａｌ，ＰおよびＮｉ以外の成分の限定理由について説明する。
Ｃ：０〜約０．０１０％
Ｃは、時効効果作用により、鋼板製造後、時間の経過に伴って磁気特性（鉄損）を劣化させる元素であり、その程度はＣ含有量が約０．０１０％を超えると著しくなるので、Ｃ含有量は０．０１０％以下に制限した。なお、この時効劣化特性に関しては、Ｃ量が少なければ少ないほど好ましいので、本発明ではＣ量については実質的にゼロ（分析限界値未満）の場合を含むものとする。
Ｍｎ：約０．５％以下
Ｍｎは、ＭｎＳとしてＳを固定し、ＦｅＳに起因する熱間圧延中の脆化を抑制する効果がある。また、Ｍｎ含有量が増加するに伴い、比抵抗が増加し鉄損を改善する。しかしながらその一方で、Ｍｎ含有量の増加は磁束密度の低下を招くので、Ｍｎ含有量の上限を約０．５％に定めた。
Ｓ：約０．０１５％以下
Ｓは、不可避的不純物であり、上述のようにＦｅＳとして析出した場合、熱間脆性の原因となるだけでなく、微細に析出した場合には粒成長性を劣化させるので、鉄損低減の観点からはできる限り低減することが有利である。ここに、Ｓ量が約０．０１５％を超えると鉄損の劣化代が著しく大きくなるため、その上限を約０．０１５％に定めた。しかしその一方で、Ｓは打ち抜き時の剪断面形状を改善する効果も有しているため、どの程度まで低減するかは用途に応じて決定される。
Ｎ：約０．０１０％以下
Ｎは、不可避的混入不純物であり、ＡｌＮとして微細に析出した場合、粒成長を阻害し鉄損を劣化させるので、約０．０１０％以下に規制した。
以上、必須成分および抑制成分について説明したが、本発明では、その他にも磁気特性改善成分として、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｓｂおよび／またはＳｎ：合計で約０．４０％以下
Ｓｂ，Ｓｎは、粒界に偏在し、鋼の再結晶に際して結晶粒界からの｛１１１｝方位の再結晶核の生成を抑制することにより、磁束密度および鉄損を改善する効果がある。この効果を得るためには、単独使用または併用いずれの場合にも合計で約０．０１％以上含有することが望ましい。とはいえ、過剰に含有させてもその効果は飽和に達し、むしろ含有量が０．４０％を超えると脆化して冷間圧延の際に割れを生じるようになるので、単独使用または併用いずれの場合でも合計で約０．４０％以下で含有させることが望ましい。
その他の副次的含有元素について説明する。
本発明では、脱酸剤として、また不純物として存在するＳをＭｎと共に効果的に捕捉する元素として約０．０１％以下の範囲でＣａを含有させることもできる。また、歪み取り焼鈍時の酸化、窒化を緩和するために約０．００５％以下のＢ、約０．１％以下のＣｒを添加することもできる。
また、この他にも、磁気特性を損なわない元素として公知のＣｕ、Ｍｏなどの元素を添加しても本発明の効果は損なわれないが、添加コストの面からは、各々の元素の含有量は約０．１％以下とすることが好ましい。
その他の成分について、例えばＴｉ、Ｎｂ、Ｖなどの炭窒化物形成元素は少量の存在が許容されるが、極力少ない方が鉄損を低く維持するため好ましい。
なお、中〜高Ｓｉにおいては、既に述べたように、スラブ加熱温度でオーステナイト相かフェライト相のいずれか単相にあるよう成分設計するか、あるいはオーステナイト／フェライトの２相状態にある場合には、よりＰが濃化しやすいフェライト相へのＰの分配濃化量が抑制されるよう成分設計を行い、Ｐの過剰な局所偏析を抑制し、安定的に高Ｐ添加鋼を製造できるようにする。
具体的には、鋼中に存在する炭化物、窒化物、硫化物などの析出安定化のため好適であるスラブ加熱温度（約１０００〜１２００℃）における、Ｐの過剰な局所偏析を抑制するために、
以下の式で表される指数ＰＡ：
Ｐ≦ＰＡ
を満足するか、あるいは、
以下の式で表される指数ＰＦ：
ＰＦ≦約０．２６
（Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｐの単位はｍａｓｓ％）
であればよい。ここでＰＡは種々のＳｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｎｉ組成において約１０００〜１２００℃の温度域でオーステナイト単相である上限のＰ含有量を実験的に求めたものであり、ＰＦはフェライト単相となる下限のＰ含有量を実験的に求めたものである。
次に、本発明の製造条件について鋭明する。
上記の好適成分組成に調整した溶鋼を、転炉精錬法あるいは電気炉溶解法などで溶製したのち、連続鋳造法や造塊一分塊圧延法によってスラブとする。
ついで、このスラブは、加熱後、熱間圧延に供される。ここで、鋼中に存在する炭化物、窒化物、硫化物などの析出安定化のためには、スラブ加熱温度は約１０００〜１２００℃が好適である。また、前述のように、スラブ加熱時の相状態がＰの過剰な局所偏析の抑制に極めて重要である。
Ｐはフェライト形成元素であるため、スラブ加熱温度付近でのオーステナイト単相域を縮小する作用を有するが、低Ｓｉ鋼の場合、本発明の成分範囲では、スラブ加熱温度が約１０００〜１２００℃であればオーステナイト単相とすることができる。また中〜高Ｓｉ鋼の場合も、前記Ｐ≦ＰＡを満足する成分系であれば、スラブ加熱温度が約１０００〜１２００℃の範囲においてオーステナイト単相とすることができる。さらに、中〜高Ｓｉ鋼の場合、ＰＦ≦約０．２６を満足する成分系の場合は、フェライト／オーステナイト共存域となっても、フェライト相へのＰの偏析の程度は、脆化を回避できるレベルにとどまる。また、フェライト単相域で加熱される場合にも、Ｐ含有量が約０．２６％以内であれば層状割れ等なく製造することができる。
熱延後のコイル巻き取り温度も、本発明では、高Ｐ鋼の製造性を確保する上で重要なポイントである。すなわち、コイル巻き取り温度が高いと、コイル冷却中に鉄燐化物（Ｆｅ３Ｐ）が生成し、熱延板の曲げ性や圧延性を低下させるので、巻き取り温度は約６５０℃以下、好ましくは約６００℃以下、さらに好ましくは約５５０℃以下とできるだけ低温で巻き取りを行うことが望ましい。また、巻き取り後のコイルを水槽に浸漬、あるいはコイルに放水するなどの手段により、コイルを加速冷却する方法も有効である。
ついで、熱延コイルは、酸洗などの手法により脱スケール後、冷間圧延に供されるが、磁気特性をさらに向上させるために熱延板焼鈍を施すこともできる。
ここで、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量の合計が０．５％以下である、低Ｓｉ鋼においては、熱延板焼鈍温度もフェライト／オーステナイト共存域（２相領域）を避けることが好ましい。これは、２相領域の焼鈍では結晶粒成長が進行しにくく、磁束密度等の磁気特性の向上が望めないためである。
以下、低Ｓｉ鋼における好適な熱延板焼鈍温度を、Ｎｉ量別に説明する。
Ｎｉ無添加鋼またはＮｉ量が１．０％以下と比較的少ないＮｉ含有量の場合には、無方向性電磁鋼板に対して通常、熱延板焼鈍を施す場合と同様、約９００℃以上のフェライト単相域で焼鈍することができる。また、焼鈍温度をより高温とし、Ａｃ３点以上のオーステナイト単相域（望ましくは１０５０〜１１００℃程度）とすることもできる。要は、両者の中間領域である２相領域での焼鈍（とくに９５０℃付近）を避けることが重要である。
一方、Ｎｉ量が１．０超〜２．３％と比較的多いＮｉ含有量の場合には、焼鈍中のオーステナイト生成温度が低下するため９００℃程度の焼鈍温度でも２相領域となり、磁束密度が低下する。とはいえ、９００℃以下のフェライト単相域での焼鈍では粒成長性不足のため、十分な磁束密度が得られない。従って、この成分系での熱延板焼鈍条件は、Ａｃ３点以上のオーステナイト単相域（望ましくは１０５０〜１１００℃程度）に限定した。
なお、中〜高Ｓｉ鋼の場合は前述のように細粒でも低鉄損が得られ易いので、焼鈍における粒成長は低Ｓｉ鋼ほど重要ではない。したがって、熱延板焼鈍温度はとくに限定しないが、通常は７００〜１１００℃の範囲内とすることが好ましい。
ついで、得られたコイルは、脱スケール後、冷間あるいは温間で１回の圧延、あるいは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間（あるいは温間）圧延を行い、所定の板厚に仕上げる。
その後、仕上げ焼鈍を行うが、低Ｓｉ鋼の場合は、この仕上げ焼鈍を７００℃以上のフェライト単相域で行う。というのは、仕上げ焼鈍温度が７００℃未満では、安定して平均結晶粒径を約３０μｍ以上に成長させることが難しく、一方フェライト単相域を超えてオーステナイト粒が生成すると集合組織が劣化し、磁束密度および鉄損の劣化を招くからである。
なお、中〜高Ｓｉ鋼の場合は前述のように焼鈍における粒成長は低Ｓｉ鋼ほど重要ではないので、仕上げ焼鈍温度もとくに限定しないが、通常は７００〜１１００℃の範囲内とすることが好ましい。
なお、熱延板および冷延板のフェライト単相温度域、あるいはオーステナイト単相温度域は、予め同組成の鋼板を種々の温度域で加熱−水冷して得られた組織を光学顕微鏡などで観察して決定することができる。あるいは、他の方法として、Ｔｈｅｒｍｏ−ＣａｌｃＴＭ等の熱力学計算ソフトウェアにより求めた計算状態図により、予め推定することもできる。
仕上げ焼鈍の後は、一般的な無方向性電磁鋼板と同様に、絶縁被膜の付与を行うことができる。付与方法はとくに限定しないが、処理液の塗布後、焼付け処理を施す方法が好適である。
なお、得られたコイルは、必要な幅、寸法にスリット加工されたのち、ユーザーにてモータ固定子や、回転子の形状に打ち抜き加工後、積層され、製品化される。あるいは、場合によっては、打ち抜き後、歪み取り焼鈍（通常７５０℃×１〜２ｈ）を施した後に製品化される。
（実施例）
〔実施例１〕
表１に示す成分組成になる溶鋼を、実験室的に溶製し鋳込んだ後、熱延により板厚：３０ｍｍのシートバーとした。ついで、１１００℃で６０ｍｉｎの加熱後、板厚：２ｍｍまで熱延し、６００℃で２ｈのコイル巻き取り相当の均熱保持を行ったのち、放冷した。その後、９５０℃で６０ｓの熱延板焼鈍後、酸洗したのち、０．５０ｍｍ厚までの冷延（１回冷延）を行い、７００〜９００℃の種々の温度で仕上げ焼鈍を施して、再結晶粒径を種々に変化させた。なお、冷間圧延の際、Ｐ含有量が本発明の範囲を超える鋼Ｊは冷延中に板面と平行に層状の割れが多数発生したため、以降の処理を中止し、評価を行っていない。
なお、Ｎｏ．５６〜５９は熱延後、熱延板焼鈍を施さずに、８００℃での中間焼鈍を挟む２回冷延法で冷延したものである。
ついで、得られた仕上げ焼鈍板に平均膜厚：０．６μｍの半有機絶縁被膜を塗布したサンプルを作製し、各種試験に供した。
打ち抜き試験は、直径：２１ｍｍφの円形金型を用いて行い、クリアランスは板厚の８％とした。圧延方向となす角度が０°，４５°，９０°，１３５°の４方向の打ち抜き円形の直径（内径）を測定して、その４点の平均径を求めた。また、４点中最大径および最小径の差を取り、打ち抜き異方性の指標とした。
磁気特性は、圧延方向となす角度が０°および９０°となるように１８０ｍｍ×３０ｍｍに切り出した短冊状試験片を用いて、エプスタイン法で測定した。
降伏応力（ＹＰ）は、圧延方向と平行に切り出したＪＩＳ ５号試験片を用いて速度１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行い、上降伏点を採用した。
得られた結果を表２および表３に示す。
これに対して、本発明に従い、低Ｓｉ，Ａｌ組成としてＰを０．１０％以上含有させた鋼Ｇ〜Ｈは、ＹＰが３５０ＭＰａ以下と比較的低くても良好な打ち抜き径となり、しかも打ち抜き寸法の異方性も小さい。また、磁気特性の面からも、これらの鋼種で平均結晶粒径を３０μｍ以上に制御したもの（Ｎｏ．３７，３８，３９，４４，４５，４６，４７，５１，５２，５３，５４，５９）はいずれも、安定して低鉄損でかつ高磁束密度が得られている。
〔実施例２〕
表４に示す成分組成になる溶鋼を、実験室的に溶製し、実施例１と同様にして板厚：２ｍｍの熱延板としたのち、１１００℃で３０ｓの熱延板焼鈍後、酸洗してから、０．５０ｍｍ厚まで冷延した。ついで、７００℃以上でかつフェライト単相域の種々の温度で仕上げ焼鈍を施し、再結晶粒径を種々に変化させた。
ついで、実施例１と同様の半有機絶縁被膜を塗布したサンプルを作製して、各種試験に供した。
得られた結果を表５に示す。
ここで、鋼Ｋ〜Ｍは、Ｓｉを低減しＡｌによる脱酸を行ったものであり、鋼Ｎ，Ｏの組および鋼Ｑ、Ｒの組はＮｉ添加の影響を評価できるように溶製したものである。
〔実施例３〕
表１の鋼Ｆ、表４の鋼Ｎおよび鋼Ｏに示した組成になる溶鋼を、実験室的に溶製し、実施例１と同様にして板厚：２ｍｍの熱延板としたのち、１１００℃で３０ｓの熱延板焼鈍後、酸洗したのち、冷延圧延により０．５０〜０．２ｍｍの種々の厚みに仕上げた。ついで、７００℃以上でかつフェライト単相域の種々の温度で仕上げ焼鈍を施し、再結晶粒径を３５〜４５μｍの間に制御した。
ついで、実施例１と同様の半有機絶縁被膜を塗布したサンプルを作製して、各種試験に供した。また、これらのサンプルについては４００Ｈｚでの高周波鉄損についても調査した。
得られた結果を表６に併記する。
〔実施例４〕
表７に示す成分組成になる溶鋼を、実験室的に溶製して鋼塊に鋳込んだのち、１１５０℃×１時間の均熱を施し、その後熱延により板厚３０ｍｍのシートバーとした。
得られたシートバーを、表８に示す温度（ＳＲＴ）に加熱して１時間保持したのち、２．０ｍｍまで熱延し、５８０℃×１時間のコイル巻き取り相当処理を施し、放冷した。そののち、一部の鋼を除き、表８に示す条件で熱延板焼鈍を施した。その後、酸洗ののち、０．５０ｍｍまで冷延を行った。
冷間圧延に際し、冷延中の板の状況、および冷延後の断面組織観察の結果より、冷間圧延時の加工性を評価した。
高Ｐ（≧０．１０％）でかつ本発明の成分範囲を満たさない鋼（Ｗ、Ｚ、ａ、ｃ、ｄ、ｋ、およびｌ）、および、成分範囲は本発明を満たすものの、スラブ加熱温度（ＳＲＴ）あるいは熱延巻き取り温度（ＣＴ）が本発明の範囲を外れるもの（Ｎｏ．２５、２６）では、板面に平行に層状の割れが多数観察され、一部の試料（Ｎｏ．５、１９、２５）においては圧延途中に層状に分離し、以降の圧延が困難となった。
これらの結果では、工業的に安定製造を行うことが困難であるため、これらの試料については以降の処理および評価を行わなかった。
ついで、冷延板に７００℃以上の種々の温度で仕上げ焼鈍を施したのち、実施例１と同様の半有機絶縁被膜を施したのち、各種試験に供した。
ここで強度は圧延方向と平行にＪＩＳ５号試験片を切り出し、引張速度１０ｍｍ／ｓで引張り、得られた引張強度（ＴＳ）で評価した。
得られた結果を表８に併記した。
すなわち、Ｐ添加量が０．１％に満たない鋼（Ｎｏ．１，６、１０および１５）では、打ち抜き径はＳｉ＋Ａｌ量の増加に伴い改善する傾向が見られるものの、打ち抜き径の異方性が大きい。一方、本発明鋼は打ち抜き径並びに打ち抜き径の異方性ともに優れているのが明らかである。
さらに、これらの発明鋼はＰ含有量が０．１％に満たない比較鋼と同等以上の磁束密度を有するにも関わらず高強度であり、優れた強度−磁束密度バランスを有する。
〔実施例５〕
表４の鋼Ｍ、鋼Ｎおよび鋼Ｏに示した組成になる溶鋼を、実験室的に溶製・鋳込みの後、熱延により板厚：３０ｍｍのシートバーとした。ついで、表９に示す各温度（ＳＲＴ）に６０分間加熱した後、板厚：２ｍｍまで熱延し、表９に示す各温度（ＣＴ）にてコイル巻き取り相当の均熱保持を１時間行ったのち、放冷した。その後、一部の鋼を除き、表９に示す各温度で６０秒の熱延板焼鈍を施した。
得られた熱延鋼板について、室温（２３℃）で曲げ試験を行った。曲げ試験は、熱延板より１００ｍｍ×３０ｍｍの試験片を圧延方向が長手となるように採取し、ＪＩＳ−Ｃ２５５０に準じて曲げ半径１５ｍｍの繰り返し曲げ試験を行った。熱延板表面に亀裂の入るまでの回数を表９に示す。
また、スラブ加熱時、熱延板焼鈍時の組織（相）を次の方法で調査した。シートバー、熱延板とも、それぞれ所定温度（表９に記載）に所定時間（スラブ加熱：１時間、焼鈍：６０秒）保持した後、水焼き入れして加熱時の組織を凍結し、光学顕微鏡による組織観察により、相を同定した。結果を表９に併記する。
上記熱延板は酸洗したのち、０．５０ｍｍ厚までの冷延（１回冷延）を行い、脆化による冷延不良（層状割れ）が発生していないかを評価した。層状割れの発生していない冷延板については、表９に示す種々の温度で仕上げ焼鈍を施し、ついで、実施例１と同様の半有機絶縁被膜を塗布したサンプルを作製して、各種試験に供した。得られた結果を表９に示す。
他方、本発明のスラブ加熱温度が２相領域となった（Ｎｏ．１および４）場合は、脆化による冷延不良が発生し易く製品化が困難であることがわかる。また、コイル巻き取り温度が６５０℃より高い（Ｎｏ．５）した場合は、熱延板の加工性が低下し、得られた電磁鋼板の鉄損も低下した。さらに、熱延板焼鈍温度が２相域となった場合（Ｎｏ．７および１２）、および、Ｎｉを１．０ｍａｓｓ％より多く添加した鋼においてα単相域で熱延板焼鈍を行った場合（Ｎｏ．１３）は、得られた電磁鋼板の磁束密度が低下した。さらにまた、仕上げ焼鈍温度が本発明の製造条件を外れ、再結晶粒径を３０μｍ以上とするのに不十分な場合（Ｎｏ．９）も、磁気特性が劣化した。
産業上の利用の可能性
かくして、本発明によれば、高磁束密度かつ低鉄損という優れた磁気特性を有し、しかも高い打ち抜き寸法精度を有する無方向性電磁鋼板、およびさらに高強度を有する無方向性電磁鋼板を安定して得ることができる。
そして、本発明の無方向性電磁鋼板は、各種モータの鉄心素材、中でも特に高い寸法精度と高磁束密度が併せて要求されるリラクタンスモータや、さらに素材強度を要する埋め込み磁石型のＤＣブラシレスモータなどの鉄心素材として最適である。
【図面の簡単な説明】
図１は、降伏強度と打ち抜き径との関係に及ぼすＳｉ含有量およびＰ含有量の影響を示すグラフである。
図２は、降伏強度と打ち抜き異方性との関係に及ぼすＳｉ含有量およびＰ含有量の影響を示すグラフである。
図３は、平均結晶粒径と打ち抜き径との関係に及ぼすＳｉ含有量およびＰ含有量の影響を示すグラフである。
図４は、平均結晶粒径と打ち抜き異方性との関係に及ぼすＳｉ含有量およびＰ含有量の影響を示すグラフである。
図５は、平均結晶粒径と鉄損との関係に及ぼすＳｉ含有量およびＰ含有量の影響を示すグラフである。
図６は、平均結晶粒径と磁束密度との関係に及ぼすＳｉ含有量およびＰ含有量の影響を示すグラフである。
図７は、鉄損と磁束密度との関係に及ぼすＳｉ含有量およびＰ含有量の影響を示すグラフである。
図８は、層状割れの発生に及ぼすＳｉ含有量およびＰ含有量の影響を示すグラフである。
図９は、層状割れの発生に及ぼすＳｉ含有量およびＮｉ含有量の影響を示すグラフである。
図１０は、Ｐ含有量と打ち抜き径との関係に及ぼすＳｉ含有量およびＮｉ添加の影響を示すグラフである。
図１１は、Ｐ含有量と打ち抜き異方性との関係に及ぼすＳｉ含有量およびＮｉ添加の影響を示すグラフである。
図１２は、引張強度と磁束密度との関係に及ぼすＰ含有量の影響を示すグラフである。
図１３は、板厚と高周波鉄損との関係を示すグラフである。
図１４は、板厚と磁束密度との関係を示すグラフである。
Claims (11)
- 質量百分率で
Ｃ：０〜０．０１０％、
ＳｉおよびＡｌの少なくとも１種：合計で０．０３％以上、０．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以下、
Ｐ：０．１０％以上、０．２６％以下、
Ｓ：０．０１５％以下および
Ｎ：０．０１０％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、かつ
平均結晶粒径：３０μｍ以上、８０μｍ以下
としたことを特徴とする無方向性電磁鋼板。 - 請求項１において、鋼板がさらに、質量百分率で
ＳｂおよびＳｎの少なくとも１種：合計で０．４０％以下
を含有することを特徴とする無方向性電磁鋼板。 - 請求項１または２において、鋼板がさらに、質量百分率で
Ｎｉ：２．３％以下
を含有することを特徴とする無方向性電磁鋼板。 - 請求項１〜３のいずれかにおいて、鋼板がさらに、質量百分率で
Ｃａ：０．０１％以下、 Ｂ：０．００５％以下、
Ｃｒ：０．１％以下、 Ｃｕ：０．１％以下
Ｍｏ：０．１％以下
の少なくともいずれかを含有することを特徴とする無方向性電磁鋼板。 - 請求項１〜４のいずれかにおいて、鋼板の板厚が０．３５ｍｍ以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
- 質量百分率で
Ｃ：０〜０．０１０％、
ＳｉおよびＡｌの少なくとも１種：合計で０．５％超え、２．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以下、
Ｐ：０．１０％以上、０．２６％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、および
必要に応じ Ｎｉ：２．３％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、かつ、
Ｐ≦ＰＡおよびＰＦ≦０．２６の少なくとも一方の関係を満足する、
ただし、
ここで、各元素含有量の単位はｍａｓｓ％
ことを特徴とする無方向性電磁鋼板。 - 請求項６において、鋼板がさらに、質量百分率で
ＳｂおよびＳｎの少なくとも１種：合計で０．４０％以下
を含有することを特徴とする無方向性電磁鋼板。 - 請求項６または７において、鋼板がさらに、質量百分率で
Ｃａ：０．０１％以下、 Ｂ：０．００５％以下、
Ｃｒ：０．１％以下、 Ｃｕ：０．１％以下
Ｍｏ：０．１％以下
の少なくともいずれかを含有することを特徴とする無方向性電磁鋼板。 - 請求項１〜４のいずれかに記載の成分組成になる鋼スラブに対し、
熱間圧延を、加熱温度がオーステナイト単相域で、かつコイル巻き取り温度が６５０℃以下の条件で行い、
ついで脱スケール処理後、１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行ったのち、７００℃以上のフェライト単相域で仕上げ焼鈍を行うことを特徴とする、無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 請求項１〜４のいずれかに記載の成分組成になる鋼スラブに対し、
熱間圧延を、加熱温度がオーステナイト単相域で、かつコイル巻き取り温度が６５０℃以下の条件で行ったのち、
Ｎｉが無添加であるか、Ｎｉ含有量が１．０ｍａｓｓ％以下の場合には、９００℃以上のフェライト単相域またはＡｃ３点以上のオーステナイト単相域のいずれかで熱延板焼鈍を行い、
Ｎｉ含有量が１．０ｍａｓｓ％超え、２．３ｍａｓｓ％以下の場合には、Ａｃ３点以上のオーステナイト単相域で熱延板焼鈍を行い、
ついで脱スケール処理後、１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行ったのち、
７００℃以上のフェライト単相域で仕上げ焼鈍を行うことを特徴とする、無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 請求項６〜８のいずれかに記載の成分組成になる鋼スラブに対し、
熱間圧延を、加熱温度が１０００〜１２００℃、かつコイル巻き取り温度が６５０℃以下の条件で行ったのち、
必要に応じ熱延板焼鈍を施し、
ついで脱スケール処理後、１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行ったのち、
仕上げ焼鈍を行うことを特徴とする、無方向性電磁鋼板の製造方法。
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