JP4349340B2

JP4349340B2 - Ｃｕ含有無方向性電磁鋼板の製造方法

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Publication number: JP4349340B2
Application number: JP2005226249A
Authority: JP
Inventors: 浩志藤村; 裕義屋鋪; 諭岡村
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 2005-08-04
Filing date: 2005-08-04
Publication date: 2009-10-21
Anticipated expiration: 2025-08-04
Also published as: JP2007039754A

Description

本発明は、高速で回転するモータのロータ用鉄心の素材として好適な無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。特に、本発明は、回転時の応力あるいは加減速時の応力変動に耐え、優れた強度特性および磁気特性が要求される、磁石埋め込み型モータ（ＩＰＭモータ）や突極型表面磁石モータ（突極型ＳＲＭモータ）のロータ用鉄心の素材として好適な無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。

地球温暖化ガスを削減するため、自動車や家電製品などの分野では消費エネルギーの少ない新製品開発が必要である。例えば、自動車分野では低燃費化するためガソリンエンジンとモータとのハイブリッド駆動自動車（ＨＥＶ）あるいはモータ駆動の電気自動車がある。家電製品分野では年間電気消費量の少ない高効率エアコンや冷蔵庫などがある。それらの共通した技術はモータであり、モータの高効率化が重要な技術となっている。モータ高効率化の過程において、モータの駆動システムは高度化し、さまざまな回転駆動制御が可能になっている。すなわち、駆動電源の周波数制御により、可変速運転、商用周波数以上での高速運転を可能としたモータが増加してきている。

このような高速回転機の実現には、高速回転に耐え得る構造のロータを開発する必要がある。一般に、ロータに作用する遠心力は回転半径に比例し、回転速度の二乗に比例する。このため高速回転で運転する際には、そのロータに作用する力が例えば５００ＭＰａを超える場合もある。したがって、ロータには降伏強度の高い材料が必要となる。さらに、ロータ高速回転運転中には、外部からの振動や頻繁な加減速といった繰り返し応力が発生する場合も想定されるので、ロータ材料には、単に降伏強度が高いだけでなく疲労強度が高いことも必要とされる。疲労強度を高める手段としては引張強度を高めることが最も有効であることから、高速回転するモータのロータ材料には高い降伏強度と高い引張強度が必要であると言い換えることができる。

通常、モータロータには、積層した無方向性電磁鋼板が使用されるが、上記のような高速回転するモータでは所要の強度を満足できない場合がある。その際にはロータ材料として高強度の鋳鋼などが用いられている。しかしながら、モータロータは、回転時に磁気的性質を利用するものであるから、その材料としては、上述のように、機械特性とともに磁気特性に優れていることが要求される。すなわち、一体物の鋳鋼製ロータでは、渦電流損が非常に大きくなるのでモータの効率が低下してしまうという問題がある。また、ＩＰＭモータの場合はそのロータでの損失による発熱で磁石特性が劣化するという問題も生じる。

このように、上記のような高速回転するモータのロータ鉄心材料としては、機械的には高い強度を有し、かつ磁気的には高周波低鉄損を有するものでなければならない。鋼板の強度を高める手段として、冷間圧延鋼板の分野では一般に、固溶強化、析出強化、細粒化強化、変態強化などの方法が用いられるが、高い強度と、高周波低鉄損という優れた磁気特性とは一般に相反する関係にあり、これらを同時に満足させることは極めて困難であった。

しかしながら、最近では、高い抗張力を有する無方向性電磁鋼板についてのいくつかの提案がなされてきている。
例えば特許文献１では、Ｓｉ含有量を３．５〜７．０％と高め、これに固溶硬化の大きい元素を添加し、抗張力を高める方法が提案されている。また、特許文献２では、通常の無方向性電磁鋼板に２．０％以上４．０％未満のＳｉを含有させると同時に、Ｎｂ，Ｚｒの１種または２種、あるいはＴｉ，Ｖの１種または２種の炭窒化物を活用し、さらには熱間圧延条件および仕上げ焼鈍条件を制御することにより、機械特性および磁気特性を兼備した降伏強度の高い無方向性電磁鋼板を製造する方法が提案されている。さらに、特許文献３では、鋼材内部に直径１．０μｍ以下のＣｕからなる金属相を含有させることにより、抗張力を高める方法が提案されている。

特開昭６０−２３８４２１号公報特開平６−３３０２５５号公報特開２００４−８４０５３号公報

しかしながら、上記特許文献１に記載された発明により得られる鋼板は非常に脆いため、冷間圧延時に破断しやすく歩留まりが非常に低いという問題がある。また、上記特許文献２に記載された発明では仕上げ焼鈍温度が低いために、鋼板の結晶粒径が非常に小さく、鉄損が非常に大きいという問題がある。
一方、上記特許文献３に記載された発明は、Ｃｕ含有無方向性電磁鋼板に関するものであり、Ｃｕ含有無方向性電磁鋼板は、仕上げ焼鈍温度を高くすることによって鋼板の結晶粒径を大きくし鉄損を低減することができ、また時効熱処理によって微細なＣｕ析出物を生成させ強度を向上させることができるという利点を有する。すなわち、このＣｕ含有無方向性電磁鋼板は、低鉄損と高強度を兼ね備えるものである。しかしながら、１％以上のＣｕを含有する無方向性電磁鋼板は、表面性状が通常の無方向性電磁鋼板より劣っており、鉄心として積層して使用する際、占積率の低下を招くという問題があった。
ここで、占積率とは、無方向性電磁鋼板を積層して鉄心を作製した場合の、鉄心厚さ全体に占める鋼板の割合である。

本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであり、表面性状に優れ、強度が高く高周波での鉄損の低いＣｕ含有無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを主目的とする。

本発明者らは、Ｃｕ含有無方向性電磁鋼板の表面性状を改善するため、熱間圧延条件や成分元素の影響について鋭意研究を積み重ねた結果、粗熱間圧延での累積圧下率やスラブの等軸晶率などを制御し、さらにはＴｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒを微量添加することにより、表面性状に優れ、強度特性および磁気特性にも優れるＣｕ含有無方向性電磁鋼板が得られることを見出し、本発明を完成させた。

すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１％以上４％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．１％以上３％以下、Ｎｉ：２％以下およびＣｕ：１％超３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、１１００℃以上１３００℃としたのちに、累積圧下率が８０％以上の粗熱間圧延を施して鋼板を得る粗熱間圧延工程と、上記鋼板に仕上げ熱間圧延を施す仕上げ熱間圧延工程とを有し、上記仕上げ熱間圧延工程前の鋼板の温度を９５０℃以上とする熱間圧延工程を備えることを特徴とするＣｕ含有無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。

本発明によれば、熱間圧延条件、具体的には粗熱間圧延に供する際のスラブの温度、粗熱間圧延での累積圧下率、および、粗熱間圧延後で仕上げ熱間圧延前における鋼板の温度を適正に制御することにより、鋼板がＣｕを含有する場合であっても、良好な表面性状を安定して確保することができる。その結果、高い占積率を実現することができる。また、所定の鋼組成を有するスラブを用いることにより、強度特性および磁気特性に優れるＣｕ含有無方向性電磁鋼板を得ることができる。
したがって本発明によれば、例えば駆動モータの回転子として必要な強度特性および磁気特性を満足し、表面性状の良好なＣｕ含有無方向性電磁鋼板を安定して製造することができる。

また本発明においては、上記スラブが、上記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０１０％以下を含有することが好ましい。Ｂを含有することにより、上記鋼板の靭性が向上し、熱間圧延工程後に行われる冷間圧延工程での破断が抑制できるからである。

さらに本発明においては、上記スラブが、上記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計で０．０１％以上０．１％以下の範囲内で含有することが好ましい。これらの元素を所定量含有することにより、強度特性を効果的に向上させることができるからである。

また本発明においては、上記スラブの断面組織における平均等軸晶率が２５％以上であることが好ましい。これにより、表面性状を安定的に改善することができるからである。

本発明によれば、占積率が高く、強度特性および磁気特性に優れたＣｕ含有無方向性電磁鋼板を安定して製造することが可能である。また、このＣｕ含有無方向性電磁鋼板を用いて作製した鉄心が高速回転するモータロータに組み込まれれば、モータ効率が高くなることはもちろん、運転中に変形や破壊することなく長期間にわたり安定して使用可能となる。このような省エネルギー効果により地球環境に負荷の少ない未来社会創造に貢献できる。

本発明者らは、Ｃｕ含有無方向性電磁鋼板の表面性状を改善するため、熱間圧延条件や成分元素の影響を調査した。その結果、粗熱間圧延での累積圧下率やスラブの等軸晶率などを制御し、さらにはＴｉ，Ｎｂ，ＶおよびＺｒを微量添加することにより、表面性状に優れ、強度特性および磁気特性にも優れるＣｕ含有無方向性電磁鋼板が得られることを見出した。以下、本発明をなすに至った知見およびそれに至る実験結果について説明する。

転炉で脱炭脱硫した溶鋼２３０ｔｏｎを取鍋内に出鋼し、取鍋をＲＨ式真空脱ガス装置に移動した。ＲＨ式真空脱ガス装置で減圧脱炭を行い、下記表１に示す組成の溶鋼を、連続鋳造機にてスラブとした。製造したスラブの平均等軸晶率は０〜３０％であった。

これらのスラブを加熱炉で１１５０℃まで加熱し、粗熱間圧延６パスの累積圧下率を７７〜８６％として、仕上げ温度８００〜８５０℃、巻き取り温度５００℃で熱間圧延し、厚さ２．０ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。次いで、熱間圧延鋼板表面の酸化スケールを酸洗により除去した。次に、７５０℃で１０時間保持した後、炉冷する熱処理（熱延板焼鈍）を施し、厚さ０．３５ｍｍまで冷間圧延した。冷間圧延により得られた冷間圧延鋼板に最高到達温度１０５０℃で仕上げ焼鈍を施し、鋼板表面に厚さ約０．５μｍの絶縁皮膜コーティングを塗布した。そして、仕上がった製品に５００℃で０．５時間の時効熱処理を施した。

このようにして得られた鋼板からＪＩＳ−Ｃ−２５５０に準じて試験片を切り出し、占積率および鉄損Ｗ_10/400を測定した。また、時効熱処理後の鋼板について引張試験を行い、降伏強度ＹＳおよび引張強度ＴＳを測定した。結果を下記表２に示す。
なお、表２において、平均等軸晶率は、鋳込み方向垂直断面のマクロ組織より、スラブ幅３ヶ所（１／４、２／４、３／４）における等軸晶率を平均した値である。
また、粗熱間圧延での累積圧下率（粗圧延累積圧下率）は、粗熱間圧延機入側のスラブ厚さＡと出側の鋼板厚さＢとから、次式により算出した値である。
（１−Ｂ／Ａ）×１００［％］
さらに、占積率評価は、９８％以上をＡ、９５％以上９８％未満をＢ、９５％未満をＣとして、ＡおよびＢは回転子の鉄心として使用可能レベルと判断した。

Ｃｕをほとんど含有しない通常の無方向性電磁鋼板（鋼マークＡ）は、熱間圧延条件によらず高い占積率を有するのに対し、Ｃｕを２％程度含有する無方向性電磁鋼板（鋼マークＢおよびＣ）は、粗熱間圧延での累積圧下率が８０％以上で粗熱間圧延出側の温度が９５０℃以上の場合（製品No.8,11,12,14,17,18）に、高い占積率を有することが判明した。また、スラブの平均等軸晶率が高い鋼板（製品No.11,12,17,18）はさらに占積率が改善されること、および、Ｔｉを所定量含有する鋼板（製品No.14）も占積率が比較的高いことが判明した。さらに、熱間圧延条件が強度や鉄損に及ぼす影響は、占積率に及ぼす影響に比べて小さいことが判明した。

このように、Ｃｕ含有無方向性電磁鋼板の占積率を高めるには、熱間圧延条件やスラブの平均等軸晶率を適切に制御することが有効である。その機構については明らかではないが、本発明者らは次のように推定する。
すなわち、占積率の改善は、表面性状の改善によるものである。Ｃｕを含有する鋼は、熱間圧延時にＣｕ析出相が分散するため、再結晶が起こりにくい。そのため、鋳造組織の巨大柱状粒に起因する表面の凸凹欠陥が冷間圧延後に発生する。これに対し本発明においては、粗熱間圧延での累積圧下率および粗熱間圧延出側の温度の双方を高めることにより、粗熱間圧延中にＣｕ析出物が生成するのが抑えられ、これに伴い抑制されていた再結晶が促進されたと考えられる。その結果、鋳造組織の巨大柱状粒に起因する圧延方向筋状のバンド組織が消失し、冷間圧延後に表面欠陥が発生するのを抑制できたと推察される。そして、この表面欠陥の抑制が、占積率の改善につながったものと推察される。

以下、本発明のＣｕ含有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Ｃｕ含有無方向性電磁鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１％以上４％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．１％以上３％以下、Ｎｉ：２％以下およびＣｕ：１％超３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、１１００℃以上１３００℃としたのちに、累積圧下率が８０％以上の粗熱間圧延を施して鋼板を得る粗熱間圧延工程と、上記鋼板に仕上げ熱間圧延を施す仕上げ熱間圧延工程とを有し、上記仕上げ熱間圧延工程前の鋼板の温度を９５０℃以上とする熱間圧延工程を備えることを特徴とするものである。

本発明においては、上記熱間圧延工程後に、通常、熱間圧延工程により得られる熱間圧延鋼板に冷間圧延を施す冷間圧延工程と、冷間圧延工程により得られる冷間圧延鋼板に仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程とが行われる。また、上記熱間圧延工程後に、熱間圧延鋼板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程を行ってもよい。さらに、上記仕上げ焼鈍工程後に、鋼板に時効熱処理を施す時効熱処理工程を行ってもよい。
以下、本発明における鋼組成、および本発明のＣｕ含有無方向性電磁鋼板の製造方法の各工程について説明する。

１．鋼組成
本発明に用いられるスラブは、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１％以上４％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．１％以上３％以下、Ｎｉ：２％以下およびＣｕ：１％超３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるものである。
なお、各元素の含有量を示す「％」は、特に断りのない限り「質量％」を意味するものである。

（１）Ｃ
Ｃは鋼板の強度を高めるのに有効な元素である。しかしながら、Ｃ含有量が０．０２％を超えるとセメンタイト、εカーバイドなどの炭化物が析出し、磁気特性劣化が顕著になる場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．０２％以下とする。また、より一層の磁気特性向上、特に鉄損を向上させるにはＣ含有量の上限を０．００５％にするのが好ましい。一方、スラブの平均等軸晶率を高めて表面性状を改善する場合には、Ｃ含有量を０．００５％〜０．０２％に制御することが好ましい。

（２）Ｓｉ
Ｓｉは鋼の比抵抗を高め、鉄損低減に有効である。また、Ｓｉは固溶強化により鋼板の強度を高めるのにも有効である。Ｓｉ含有量は必要な鉄損特性および強度特性に応じて決定すればよい。しかしながら、Ｓｉ含有量が１％未満では必要な強度および鉄損が得られない可能性がある。一方、Ｓｉ含有量が４％を超えるとＣｕ析出物の分散状態が不均一となり強度向上効果が飽和する傾向がある。また、冷間圧延において破断しやすくなり製造コストが著しく増大する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は１％以上４％以下とする。さらに、冷間圧延時の破断による歩留まり低下を抑制するためには、Ｓｉ含有量を１．０％以上２．５％以下にするのが好ましい。

（３）Ｍｎ
Ｍｎは不可避的不純物であり、添加する必要はない。しかしながら、Ｍｎは鋼の比抵抗を高め、鉄損低減に有効である。その効果を得るには０．２％以上含有させることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が１％を超えると原料コストが大きくなる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は１％以下に限定する。

（４）Ｐ
Ｐは不可避的不純物であり、添加する必要はない。しかしながら、Ｐは固溶強化により鋼板の強度を高めるのに有効な元素であり、その効果を得るには０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｐ含有量が０．２％を超えると鋼の靱性が劣化し、冷間圧延時に破断するおそれがある。したがって、Ｐ含有量は０．２％以下に限定する。

（５）Ｓ
Ｓは不可避的不純物であり、添加する必要はない。Ｓ含有量が０．０３％を超えると粗大なＭｎ，Ｃｕ含有硫化物が形成され、鋼の靭性が劣化し、冷間圧延時に破断するおそれがある。したがって、Ｓ含有量は０．０３％以下に限定する。また、硫化物分散による細粒化により強化を図るには、Ｓ含有量を０．００６％以上含有させることが好ましい。

（６）Ａｌ
ＡｌはＳｉと同様に鋼の比抵抗を高め、鉄損低減に有効である。また、脱酸に有効な元素であり、非金属介在物を低減することができる。しかしながら、Ａｌ含有量が３％を超えると飽和磁束密度が著しく低下し鉄心性能が劣化する可能性がある。一方、溶鋼の脱酸を効率的に行うにはＡｌを０．１％以上含有させることが必要である。したがって、Ａｌ含有量は０．１％以上３％以下に限定する。集合組織改善により磁束密度を改善するには、Ａｌ含有量を０．６％以上とすることが好ましい。

（７）Ｎｉ
Ｎｉは不可避的不純物であり、添加する必要はない。しかしながら、Ｎｉは固溶強化により鋼板の強度を高めるのに有効な元素であり、その効果を得るには０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が２％を超えると原料コストが大きくなる。したがって、Ｎｉ含有量は２％以下に限定する。

（８）Ｃｕ
Ｃｕは本発明において必須の元素である。上述したように、Ｃｕ析出物が非常に微細である場合には、磁気特性をほとんど劣化させることなく、強度特性を向上させる効果がある。しかしながら、Ｃｕ含有量が１％以下ではＣｕ析出による強度上昇が十分得られない可能性がある。一方、Ｃｕ含有量が増加するにつれて時効硬化量は大きくなるが３％を超えると仕上げ焼鈍時にＣｕ析出物が不均一に分散して時効熱処理後の強度が低下し、また鋼板の磁束密度も低下する場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は１％超３％以下に限定する。また、析出強化が最も顕著になるという点から、Ｃｕ含有量は１．５％以上２．５％以下であることが好ましい。

（９）Ｂ
Ｂは任意添加元素であり、本発明において必須の元素ではない。しかしながら、Ｂを０．０００３％以上含有させることで熱間圧延鋼板の靱性が向上し、冷間圧延時に破断しにくくなる。一方、Ｂ含有量が０．０１０％を超えると粗大なＢ化合物が生成し、かえって冷間圧延時に破断するおそれがある。したがって、Ｂ含有量は０．０１０％以下であることが好ましい。また、鋼板製造性の観点より、Ｂ含有量は０．０００３％以上０．００４０％以下にすることがより好ましい。

（１０）Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＺｒ
Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＺｒは炭化物を形成し、磁気特性を劣化させるので、特に添加する必要はない。しかしながら、強度特性を向上させるにはＴｉ，Ｎｂ，ＶおよびＺｒの合計含有量を０．０１％以上とすることが有効である。また、Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＺｒはスラブの等軸晶率を高める作用を有するので、表面性状を改善する観点からも、Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＺｒの合計含有量を０．０１％以上とすることが有効である。一方、Ｔｉ，Ｎｂ，ＺｒおよびＶの合計含有量が０．１％を超えると炭化物が粗大分散して磁気特性が著しく劣化する可能性がある。したがって、Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＺｒの合計含有量は０．０１％以上０．１％以下とすることが好ましい。

本発明においては、Ｃｕ含有無方向性電磁鋼板が、Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＺｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、この際、上述したようにＴｉ，Ｎｂ，ＶおよびＺｒの合計含有量が０．０１％以上０．１％以下であることが好ましいのであるが、炭化物生成による析出強化を確実に図るには、Ｔｉ，Ｎｂ，ＶまたはＺｒのいずれか一つの元素の含有量を単独で０．０１％以上とすることが好ましい。

（１１）その他の不可避的不純物
製鋼プロセスにおいて鋼中に混入する不純物で０．０１％以上混入する可能性のある成分としてＣｒおよびＭｏ等が存在する。ＣｒおよびＭｏのいずれも含有量を１％以下に低減しておけば、本発明の効果が損なわれることはない。また、上記成分以外の不純物成分は、いずれも含有量が０．０５％以下に低減されていれば本発明の効果に影響はない。

２．熱間圧延工程
次に、熱間圧延工程について説明する。本発明における熱間圧延工程は、上述した鋼組成を有するスラブを、１１００℃以上１３００℃としたのちに、累積圧下率が８０％以上の粗熱間圧延を施して鋼板を得る粗熱間圧延工程と、上記鋼板に仕上げ熱間圧延を施す仕上げ熱間圧延工程とを有し、上記仕上げ熱間圧延工程前の鋼板の温度を９５０℃以上とする工程である。以下、熱間圧延における各工程について説明する。

（１）粗熱間圧延工程
本発明における粗熱間圧延工程は、上述した鋼組成を有するスラブを、１１００℃以上１３００℃としたのちに、累積圧下率が８０％以上の粗熱間圧延を施して鋼板を得る工程である。
本発明においては、上述した鋼組成を有する鋼を、連続鋳造法あるいは鋼塊を分塊圧延する方法など一般的な方法によりスラブとし、所定の温度としたのちに粗熱間圧延を施す。粗熱間圧延に供するスラブ温度を所定の温度とすることができるのであれば、スラブを加熱炉に装入して所定の温度まで加熱する場合のほか、連続鋳造後や分塊圧延後の高温状態にあるスラブを加熱炉に装入しないで直接粗熱間圧延を行ってもよい。

粗熱間圧延に供する際のスラブ温度は１１００℃以上１３００℃以下とする。スラブ温度が上記範囲未満の場合、粗熱間圧延中の鋼板温度が低すぎて熱間圧延における再結晶が不十分となり、冷間圧延後の鋼板に上述した表面欠陥が生じる場合がある。また、スラブ温度が上記範囲を超えるとスラブが変形するため、熱間圧延により所定の形状へ造り込むことが困難になる場合がある。好ましいスラブ温度は１１００〜１２５０℃である。

また、粗熱間圧延に供するスラブの断面組織における平均等軸晶率は２５％以上であることが好ましい。これにより、表面性状をさらに改善することができるからである。この平均等軸晶率は、連続鋳造時に電磁攪拌を施す等、一般的な方法を用いることにより制御することができる。
ここで、等軸晶率とはスラブ厚に占める等軸晶部分の厚みの割合であり、スラブ断面をエッチングして得られる凝固組織のマクロ組織より等軸晶か柱状晶かを判別し、各部分の厚みを測定して算出すればよい。平均等軸晶率としては、スラブの幅方向の１／４、２／４、３／４位置における等軸晶率を平均した値を採用すればよい。

本発明においては、冷間圧延後の表面欠陥を抑制するために、上記スラブに累積圧下率が８０％以上の粗熱間圧延を施して鋼板とする。粗熱間圧延での累積圧下率が上記範囲未満であると、本発明で規定する鋼組成を有する鋼板では、スラブ鋳造組織の巨大柱状粒に起因する圧延方向の筋状のバンド組織が冷間圧延後も残留してしまい、表面欠陥が発生する場合がある。好ましい累積圧下率は８３％以上である。一方、粗熱間圧延での累積圧下率が高いほど表面起伏が抑制されるので、累積圧下率の上限は特に限定しない。なお、累積圧下率の上限は、熱間圧延設備の仕様で決まるものである。
ここで、粗熱間圧延での累積圧下率は、粗熱間圧延機入側のスラブの厚さＡと出側の鋼板の厚さＢを用いて、次式で表される数値である。
（１−Ｂ／Ａ）×１００［％］
なお、粗熱間圧延を施す前にスラブの幅方向に圧下もしくは圧延を施してスラブ厚さを増加させても本発明の効果は全く失われない。この場合における粗熱間圧延での累積圧下率は、スラブの幅方向への圧下もしくは圧延後のスラブの厚さを用いて算出した数値とする。

粗熱間圧延における他の条件は特に限定されるものではなく、一般的な条件に従って行えばよい。

また本発明においては、冷間圧延後の表面欠陥を抑制するために、粗熱間圧延工程後で仕上げ熱間圧延工程前における鋼板の温度を９５０℃以上とする。鋼板の温度が上記範囲未満であると、本発明で規定する鋼組成を有する鋼板では、Ｃｕ析出による再結晶抑制効果により熱間圧延にて再結晶が促進されず、上記累積圧下率が上述した範囲未満である場合と同様に、表面欠陥が発生する場合がある。粗熱間圧延工程後で仕上げ熱間圧延工程前における鋼板の温度は、９７０℃以上であることが好ましい。一方、鋼板の温度の上限については特に限定するものではないが、熱間圧延により再結晶よりも回復しやすい表面起伏の発生抑制に有効とならないため、１１５０℃以下とすることが好ましい。

上記鋼板の温度を９５０℃以上とする手段としては、粗熱間圧延に供するスラブの温度を高温にすることによって粗熱間圧延出側における鋼板の温度を９５０℃以上にする方法のほか、粗熱間圧延により得られた鋼板を加熱することにより９５０℃以上とする方法も用いることができる。

（２）仕上げ熱間圧延工程
本発明における仕上げ熱間圧延工程は、上記鋼板に仕上げ熱間圧延を施す工程である。
仕上げ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。

３．その他の工程
本発明においては、上述したように熱間圧延工程を所定の条件とすることにより冷間圧延後の表面欠陥を抑制するものであるから、その他の製造工程における各種条件は特に限定されるものではないが、以下好適な態様について例示する。

（１）冷間圧延工程
本発明においては、上記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に一回または中間焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延を施す冷間圧延工程を行うことができる。
冷間圧延工程では、鋼板を所定の板厚に仕上げる。この際、一回の冷間圧延で所定の板厚まで仕上げてもよいし、中間焼鈍を含む二回以上の冷間圧延によって仕上げてもよい。
また、冷間圧延時の鋼板温度、圧下率、圧延ロール径など、冷間圧延の各種条件は特に限定されるものではなく、被圧延材の鋼組成、目的とする鋼板の板厚などにより適宜選択するものとする。

上記熱間圧延程により得られた熱間圧延鋼板は、通常、熱間圧延の際に鋼板表面に生成したスケールを酸洗により除去してから冷間圧延に供される。熱間圧延鋼板に後述する熱延板焼鈍を施す場合には、熱延板焼鈍前あるいは熱延板焼鈍後のいずれかにおいて酸洗すればよい。

（２）仕上げ焼鈍工程
本発明においては、上記冷間圧延工程により得られた冷間圧延鋼板に仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程を行うことができる。
仕上げ焼鈍の各種条件は特に限定されるものではなく、一般的な条件に従って行えばよい。

（３）熱延板焼鈍工程
本発明においては、上記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程を行ってもよい。この熱延板焼鈍工程は、熱間圧延工程と冷間圧延工程との間に行われる工程である。熱延板焼鈍工程は必ずしも必須の工程ではないが、熱延板焼鈍工程を行うことにより、鋼板の延性が向上し冷間圧延工程での破断を抑制できる。また、上述した表面欠陥の発生を軽減する効果も有する。

熱延板焼鈍は、箱焼鈍および連続焼鈍のいずれの方法で実施してもよい。また、熱延板焼鈍の各種条件は特に限定されるものではなく、熱間圧延鋼板の鋼組成などにより適宜選択するものとする。

（４）時効熱処理工程
本発明においては、上記仕上げ焼鈍工程後に、鋼板に時効熱処理を施す時効熱処理工程を行ってもよい。時効熱処理は、Ｃｕ含有無方向性電磁鋼板の強度を高めるのに有効である。
時効熱処理での温度、時間、雰囲気等の条件は、鋼組成、目的とする強度などにより適宜選択するものとする。

（５）その他
本発明においては、上記仕上げ焼鈍工程後に、一般的な方法に従って、有機成分のみ、無機成分のみ、あるいは有機無機複合物からなる絶縁皮膜を鋼板表面に塗布するコーティング工程を行うことが好ましい。環境負荷軽減の観点から、クロムを含有しない絶縁皮膜を塗布しても構わない。また、コーティング工程は、加熱・加圧することにより接着能を発揮する絶縁コーティングを施す工程であってもよい。接着能を発揮するコーティング材料としては、アクリル樹脂、フェノール樹脂、エポキシ樹脂またはメラミン樹脂などを用いることができる。

なお、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。

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］
転炉で脱炭脱硫した溶鋼２３０ｔｏｎを取鍋内に出鋼し、取鍋をＲＨ式真空脱ガス装置に移動した。ＲＨ式真空脱ガス装置で減圧脱炭を行い、鋼中のＣ含有量を０．０１５％以下とした後に、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，Ｂ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＺｒの含有量を調整し、連続鋳造機にてスラブとした。溶製した鋼成分を下記の表３に示す。

これらのスラブを加熱炉で１０５０〜１２００℃まで加熱し、下記の表４に示す条件で６パスの粗熱間圧延を施し、仕上げ温度８００〜８５０℃、巻き取り温度５００℃で仕上げ熱間圧延し、厚さ２．０ｍｍとした。次いで、酸洗脱スケールして、７５０℃で１０時間焼鈍後、厚さ０．３５ｍｍまで冷間圧延し、最高到達温度１０５０℃で仕上げ焼鈍し、鋼板表面に絶縁皮膜コーティングを塗布した。さらに、仕上がった製品に５００℃で０．５時間の時効熱処理を施した。

このようにして得られた鋼板について、強度特性、磁気特性および占積率を評価した。
強度特性は、圧延方向を長手方向としたＪＩＳ５号試験片を用いた引張試験を行い、降伏強度：ＹＳ、引張強度：ＴＳにて評価した。
磁気特性および占積率については、ＪＩＳ−Ｃ−２５５０に準じて試験片を採取し、最大磁束密度：１．０Ｔ、励磁周波数：４００Ｈｚでの鉄損Ｗ_10/400および占積率を測定した。占積率の評価については、９８％以上をＡ、９５％以上９８％未満をＢ、９５％未満をＣとして、ＡおよびＢは回転子の鉄心として使用可能レベルと判断した。
なお、スラブの平均等軸晶率は、上述した方法により測定した。
評価結果を表４に示す。

本発明に規定の条件にしたがって製造した鋼板（製品No.1-2〜1-7，1-16〜1-21）は、いずれも占積率が高く、また、降伏強度ＹＳが６００ＭＰａ以上、引張強度ＴＳが７５０ＭＰａ以上で、かつ鉄損Ｗ_10/400が２５W/kg以下であり、強度特性および磁気特性にも優れていた。
一方、鋼マークＤの鋼板（製品No.1-2，1-8，1-15）は、Ｃｕ含有量が低いため、いずれの条件においても強度が劣っていた。また、製品No.1-9〜1-14のように、鋼組成が本発明範囲であっても、スラブ加熱条件または粗熱間圧延条件が本発明範囲を外れる場合は、占積率が低下した。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１％以上４％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．１％以上３％以下、Ｎｉ：２％以下およびＣｕ：１％超３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、１１００℃以上１３００℃としたのちに、累積圧下率が８０％以上の粗熱間圧延を施して鋼板を得る粗熱間圧延工程と、前記鋼板に仕上げ熱間圧延を施す仕上げ熱間圧延工程とを有し、前記仕上げ熱間圧延工程前の鋼板の温度を９５０℃以上とする熱間圧延工程を備えることを特徴とするＣｕ含有無方向性電磁鋼板の製造方法。
前記スラブが、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０１０％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載のＣｕ含有無方向性電磁鋼板の製造方法。
前記スラブが、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素を合計で０．０１％以上０．１％以下の範囲内で含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のＣｕ含有無方向性電磁鋼板の製造方法。
前記スラブの断面組織における平均等軸晶率が２５％以上であることを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれかの請求項に記載のＣｕ含有無方向性電磁鋼板の製造方法。