JP4356580B2

JP4356580B2 - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP4356580B2
Application number: JP2004296202A
Authority: JP
Inventors: 浩志藤村; 裕義屋鋪; 諭岡村
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-10-08
Filing date: 2004-10-08
Publication date: 2009-11-04
Anticipated expiration: 2024-10-08
Also published as: JP2006104557A

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およびそ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およびそ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６００ＭＰａ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。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、機械的には高い降伏強度を有し、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、高い降伏強度および高周波低鉄損という優れた磁気特性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、これに固溶強化能の高い元素を添加し、抗張力を高める方法が提案されている。しかしながら、この方法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、特許文献２では、通常の無方向性電磁鋼板のハイグレード品程度に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。しかしながら、この方法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、鉄損が非常に劣るという問題がある。
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。しかしながら、Ｓｉ含有量の多いフェライト相においてはＣｕ固溶限が小さくなるため、微細なＣｕ相による析出強化が十分得られない場合があり、改良の余地があった。

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

本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであり、冷間圧延性に優れ、降伏強度が高く高周波での鉄損の低い無方向性電磁鋼板およびそ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析出のための時効熱処理を施さなくても強度が高く、かつ磁気特性に優れた鋼板ができないかとの観点から鋭意研究を積み重ねてきた結果、磁気特性および強度特性の両方に有利なＳｉ含有の鋼をベースに、仕上げ焼鈍後の冷却時でのγ／α変態を利用してＣｕ析出物を微細分散させることにより、強度特性および磁気特性を兼ね備えた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：０．０３％以下、Ｓｉ：１％以上３．５％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．２％以下、Ａｌ：０．１％以上１．５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上３％以下、およびＣｕ：１％超４％以下を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不純物からなり、下記式（１）で規定される成分パラメータＡが０．８以上３以下、降伏強度が６００ＭＰａ以上、鉄損Ｗ_{１０／４００}が３０Ｗ／ｋｇ以下、板厚が０．１ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板を提供する。
Ａ＝[Ｎｉ]＋０．５[Ｍｎ]＋０．５[Ｃｕ]＋１００[Ｃ]−（[Ａｌ]＋０．５[Ｓｉ]＋[Ｐ]） … （１）
（ここで、[Ｘ]は成分Ｘの含有量(質量％)を示す。）

本発明においては、無方向性電磁鋼板の鋼組成、降伏強度、鉄損および板厚を所定の範囲とすることにより、冷間圧延性、磁気特性および強度特性に優れたものとすることができる。また、本発明の無方向性電磁鋼板を例えばモータロータに用いた場合、運転中に変形や破壊が生じることなく安定して使用可能なモータロータとすることができる。

また、本発明は、上述した鋼組成を備える冷延鋼板に、９００℃以上１１５０℃以下の範囲内の仕上げ焼鈍温度で仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程と、上記仕上げ焼鈍工程後の鋼板を、９００℃以下７００℃以上の温度域での平均冷却速度が１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の範囲となるように冷却する冷却工程とを有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供する。

本発明においては、冷延鋼板の鋼組成と、仕上げ焼鈍工程での仕上げ焼鈍温度と、冷却工程での平均冷却速度とを適正に制御することにより、冷間圧延性、磁気特性および強度特性が良好な無方向性電磁鋼板を製造することができる。

本発明によれば、降伏強度が高く高周波での鉄損の低い無方向性電磁鋼板を効率よく製造することが可能である。また、この無方向性電磁鋼板を用いて製造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析出のための時効熱処理を施すことなく無方向性電磁鋼板を高強度化することを新たに着想し、Ｓｉ、Ａｌ、Ｐ、Ｎｉ、Ｍｎ、ＣおよびＣｕの含有量の変化による鋼板の強度特性および磁気特性への影響を調査した。その結果、磁気特性および強度特性の両方に有利なＳｉ含有の鋼をベースに、仕上げ焼鈍後の冷却時でのγ（オーステナイト）／α（フェライト）変態を利用してＣｕ析出物を微細分散させるという析出強化により、強度特性および磁気特性を兼ね備えた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。

真空溶解炉にて、主要成分が質量％で、Ｓｉ：２．５％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．３％、Ｎ：０．００２％、およびＣｕ：２．５％であり、下記式（２）で規定される成分パラメータＢが０．１％〜４％の範囲内である鋳片を作製した。
Ｂ＝［Ｎｉ］＋０．５［Ｍｎ］＋１００［Ｃ］ … （２）
（ここで、[Ｘ]は成分Ｘの含有量(質量％)を示す。）

この鋳片を１１００℃で加熱した後、仕上げ温度を８５０℃として熱間圧延を施し、厚さ２．２ｍｍの熱延鋼板を作製した。その熱延鋼板を厚さ１．８ｍｍまで研削加工し、７５０℃１０時間炉冷の焼鈍を施し、厚さ０．２７ｍｍまで冷間圧延を施した。その冷間圧延により得られた冷延鋼板に１０００℃で１０秒間の仕上げ焼鈍を行い、次いで２０℃／ｓの冷却速度で３００℃以下まで冷却した。
このようにして得られた鋼板よりＪＩＳ５号の引張試験片を加工し、ＪＩＳ−Ｚ−２２４１に規定の方法により引張試験を行った。

図１に、成分パラメータＢの値と降伏強度との関係を示す。図１より明らかなように、成分パラメータＢの値と降伏強度とには相関があり、成分パラメータＢの値が１．１〜３．３の範囲内において鋼板の降伏強度が６００ＭＰａ以上となることが明らかになった。

この実験結果で明らかなように、成分パラメータＢの値、すなわちＮｉ、ＭｎおよびＣの含有量を調整することにより高強度の鋼板が得られることがわかった。このように時効熱処理を施すことなく高強度の鋼板が製造できる理由について、本発明者らは次のように推定する。

すなわち、この高強度鋼板の強化機構には、Ｓｉなどによる固溶強化、Ｃｕ析出相による析出強化、および結晶粒微細化強化がある。それら強化因子の中でも、Ｃｕ析出相による析出強化の役割が大きい。母相であるフェライト相中のＣｕ固溶量はＳｉ含有量の増加によって小さくなるので、焼鈍により一旦固溶したＣｕはその後の冷却中に再析出する。冷却中に析出したＣｕ相は強化に寄与するものもあるが、粒界析出が顕著になると、粒界近傍に無析出帯が形成されるので強度が上がらない。つまり、強度と磁気特性とに有効なＳｉはＣｕ析出の分散状態に影響を与え、Ｃｕ析出強化を十分に活用できない場合がある。このような焼鈍後の冷却中のＣｕ粒界析出を抑制するには、焼鈍中にＣｕ固溶量の大きなオーステナイト相を一旦生成させ、冷却中のγ（オーステナイト）／α（フェライト）変態以降にＣｕ析出を促すことが有効と考えられる。上記の実験では、成分パラメータＢの値が小さい鋼板は焼鈍時にオーステナイト相が生成しないために降伏強度が低いのに対し、成分パラメータＢの値が大きい鋼板は焼鈍後の冷却中にγ（オーステナイト）／α（フェライト）変態しＣｕ析出が均質化するので降伏強度が高くなったと推察される。

上記の実験ではフェライト生成元素であるＳｉ、ＡｌおよびＰの含有量が一定の条件で成分パラメータＢの値を制御する方法をとったが、一般的にγ（オーステナイト）／α（フェライト）変態を活用して高強度鋼板を得るには、鋼板の主要成分であるＳｉ、Ａｌ、Ｐ、Ｎｉ、Ｍｎ、ＣおよびＣｕの含有量を調整する必要がある。その場合、下記式（１）で規定される成分パラメータＡが０．８〜３の範囲内となるように制御することが有効である。
Ａ＝[Ｎｉ]＋０．５[Ｍｎ]＋０．５[Ｃｕ]＋１００[Ｃ]−（[Ａｌ]＋０．５[Ｓｉ]＋[Ｐ]） … （１）
（ここで、[Ｘ]は成分Ｘの含有量(質量％)を示す。）

以下、本発明の無方向性電磁鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。

Ａ．無方向性電磁鋼板
まず、本発明の無方向性電磁鋼板について説明する。
本発明の無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１％以上３．５％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．２％以下、Ａｌ：０．１％以上１．５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上３％以下、およびＣｕ：１％超４％以下を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不純物からなり、下記式（１）で規定される成分パラメータＡが０．８以上３以下、降伏強度が６００ＭＰａ以上、鉄損Ｗ_{１０／４００}が３０Ｗ／ｋｇ以下、板厚が０．１ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下であることを特徴とするものである。
Ａ＝[Ｎｉ]＋０．５[Ｍｎ]＋０．５[Ｃｕ]＋１００[Ｃ]−（[Ａｌ]＋０．５[Ｓｉ]＋[Ｐ]） … （１）
（ここで、[Ｘ]は成分Ｘの含有量(質量％)を示す。）

なお、本発明において、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。
以下、本発明の無方向性電磁鋼板の鋼成分、成分パラメータＡ、降伏強度、鉄損および板厚について説明する。

１．鋼成分
（１）Ｃ
Ｃは成分パラメータＡを調整するのに安価で有効な元素である。その効果を確実に得るには、Ｃ含有量を少なくとも０．００５％以上にすることが好ましい。しかしながら、Ｃ含有量が０．０３％を超えるとセメンタイトなどの炭化物が粗大に析出し、磁気特性劣化が顕著になる可能性がある。したがってＣ含有量は０．０３％以下に限定する。好ましくは、Ｃ含有量は０．００５％以上０．０２％以下である。

（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。さらにＳｉは鋼の耐酸化性を向上させ、Ｃｕ含有鋼特有の表面疵を抑制す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％未満では必要な降伏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３．５％を超えると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おそれがある。したがって、Ｓｉ含有量は１％以上３．５％以下とする。より好ましいＳｉ含有量は１．５％以上３％以下である。

（３）Ｍｎ
Ｍｎは不可避不純物元素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。また、ＭｎはＮｉやＣと共に成分パラメータＡを調整しＣｕ析出を制御するのに有効な元素である。それらの効果を確実に得るには、Ｍｎを０．１％以上含有させることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３％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３％以下に限定する。

（４）Ｐ
Ｐは不可避不純物元素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）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、Ａｌは鋼の耐酸化性も向上させるので、Ｃｕ含有鋼特有の表面疵を抑制するのにも有効である。しかしながら、Ａｌ含有量が１．５％を超えると、成分パラメータＡの調整のためにＭｎやＮｉを多量に含有させる必要が生じ、飽和磁束密度が著しく低下して鉄心性能が劣化する可能性がある。一方、Ｃｕによる表面疵を抑制するにはＡｌ含有量を０．１％以上とすることが有効である。したがって、Ａｌ含有量は０．１％以上１．５％以下に限定する。

また、上記の効果を総合的に得るためには、ＳｉおよびＡｌの合計含有量が２％以上４％以下であることが好ましい。

（６）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、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場合がある。一方、Ｃｕ含有量が増加するにつれて時効強化量は大きくなるが４％を超えると析出強化現象が飽和し、また鋼板の磁束密度も低下する可能性がある。したがって、Ｃｕ含有量は１％超４％以下に限定する。また、より望ましいＣｕ含有量は、析出強化が最も顕著になるという点から２％以上３％以下である。

（７）Ｎｉ
Ｎｉはスラブ加熱時の溶融Ｃｕによる耳割れや表面疵発生を抑制するのに必要な元素である。また、成分パラメータＡを調整するのにも有効であり、本発明において必須の元素である。その効果を得るにはＮｉ含有量を０．０５％以上とする必要がある。一方、Ｎｉ含有量が３％を超えると、成分パラメータＡを調整するためにＳｉやＡｌの含有量を多くする必要が生じ、飽和磁束密度が著しく低下して鉄心性能が劣化する可能性がある。したがって、Ｎｉ含有量は０．０５％以上３％以下に限定する。より望ましいＮｉ含有量は、０．５％以上２．５％以下である。

２．成分パラメータＡ
本発明においては、Ｃｕ析出物を仕上げ焼鈍後の冷却中に微細に分散させるため、α（フェライト）／γ（オーステナイト）変態を有する鋼成分にすることが必須である。具体的には、本発明の無方向性電磁鋼板の主要な成分を、下記式（１）で規定される成分パラメータＡが０．８以上３以下となるように調整する。

Ａ＝[Ｎｉ]＋０．５[Ｍｎ]＋０．５[Ｃｕ]＋１００[Ｃ]−（[Ａｌ]＋０．５[Ｓｉ]＋[Ｐ]） … （１）
（ここで、[Ｘ]は成分Ｘの含有量(質量％)を示す。）

上記成分パラメータＡが０．８未満では仕上げ焼鈍時にγ相（オーステナイト相）が生成せず、冷却中にＣｕ析出物の粗大化がα（フェライト）粒界で顕著に起こり、所望の強度が得られない場合がある。一方、成分パラメータＡが３を超えるとオーステナイトからフェライトへの変態温度が低くなるのでＣｕ析出が抑制され強度が低下する可能性がある。したがって、成分パラメータＡは０．８以上３以下に限定する。好ましくは１．０以上２．５以下である。

２．降伏強度
本発明の無方向性電磁鋼板の降伏強度は、６００ＭＰａ以上である。降伏強度を上記範囲とすることにより、本発明の無方向性電磁鋼板を用いて例えばモータロータとした際に、運転中に変形や破壊が発生することなく安定して使用することが可能となるからである。
また、降伏強度の上限値としては特に限定されないが、通常１０００ＭＰａ以下とする。

なお、上記降伏強度は、ＪＩＳ−Ｚ−２２４１に規定の方法にて測定した値とする。

３．鉄損
本発明の無方向性電磁鋼板の鉄損は、高周波４００Ｈｚ、最大磁束密度１Ｔにて測定した値で３０Ｗ／ｋｇ以下であり、好ましくは２５Ｗ／ｋｇ以下とする。高周波での鉄損を上記範囲とすることにより、本発明の無方向性電磁鋼板を用いて例えばモータロータとした際に、モータ損失が低減されるだけでなく、磁石の温度上昇を抑制してトルク特性を低下させずに使用することが可能となるからである。

なお、上記鉄損は、ＪＩＳ−Ｃ−２５５０に規定の方法にて測定した値とする。

４．板厚
無方向性電磁鋼板の板厚と電気抵抗とは反比例の関係にあり、板厚が薄いほど無方向性電磁鋼板の渦電流損失を低減することができる。特に、本発明の無方向性電磁鋼板を高速回転するモータロータに用いる場合には、ロータ材の渦電流損を低減することが鋼板の高強度化とならんで重要である。その効果を十分得るには、板厚を０．３０ｍｍ以下にすることが必要である。一方、板厚が０．１ｍｍ未満では積層したロータ鉄心の製造が非常に困難となる場合がある。したがって、板厚は０．１ｍｍ以上０．３０ｍｍ以下に限定する。より望ましくは、０．１５ｍｍ以上０．３０ｍｍ以下である。

５．その他
本発明の無方向性電磁鋼板は、時効熱処理用無方向性電磁鋼板として用いてもよい。本発明の無方向性電磁鋼板に時効熱処理を施すことにより、降伏強度をより一層高めることができるからである。

Ｂ．無方向性電磁鋼板の製造方法
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、上述した鋼組成を備える冷延鋼板に、９００℃以上１１５０℃以下の範囲内の仕上げ焼鈍温度で仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程と、上記仕上げ焼鈍工程後の鋼板を、９００℃以下７００℃以上の温度域での平均冷却速度が１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の範囲となるように冷却する冷却工程とを有することを特徴とするものである。
以下、本発明の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．仕上げ焼鈍工程
本発明における仕上げ焼鈍工程は、上述した鋼組成を備える冷延鋼板に、９００℃以上１１５０℃以下の範囲内の仕上げ焼鈍温度で仕上げ焼鈍を施す工程である。

本工程における仕上げ焼鈍温度の制御は、鋼板の強度特性および磁気特性を改善する上で非常に重要である。仕上げ焼鈍温度が９００℃未満では、Ｃｕ固溶が不十分となり、Ｃｕ析出による強度特性が低下する可能性がある。また、仕上げ焼鈍温度が９００℃未満では未再結晶組織が残存し鉄損特性も劣化する可能性がある。一方、仕上げ焼鈍温度が１１５０℃を超えると鋼板の平坦度が著しく劣化し打ち抜き加工性が劣化する場合がある。したがって、仕上げ焼鈍温度は９００℃以上１１５０℃以下に限定する。より好ましくは、９５０℃以上１１００℃以下である。

なお、冷延鋼板の鋼成分および成分パラメータＡについては、上述した「Ａ．無方向性電磁鋼板」の項に記載したものと同様であるので、ここでの説明は省略する。

２．冷却工程
本発明における冷却工程は、上記仕上げ焼鈍工程後の鋼板を、９００℃以下７００℃以上の温度域での平均冷却速度が１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の範囲となるように冷却する工程である。

仕上げ焼鈍工程後の鋼板の平均冷却速度を制御することにより、鋼板中のＣｕ析出物を微細に分散させることが可能となり、またオーステナイトからフェライトへの変態温度を制御することができるのでフェライト粒径を適正化することが可能となる。このため、平均冷却速度を制御することは、良好な磁気特性を実現し、かつ目的とする降伏強度を得るのに重要である。また、冷却工程後に後述する時効熱処理工程を行う場合には、冷却工程にてＣｕをある程度過飽和固溶状態とし、時効熱処理によりＣｕの析出を促すことができるので、平均冷却速度を制御することは、より一層高い降伏強度を得るのにも重要である。

このため、Ｃｕの析出が盛んとなる９００℃以下７００℃以上の温度域を冷却する際には、平均冷却速度１℃/ｓ以上で冷却することが必要である。９００℃以下７００℃以上の温度域での平均冷却速度が１℃／ｓ未満である場合には、冷却過程においてＣｕがフェライト粒界に粗大に析出して分散状態が不均一となり、目的とする降伏強度および鉄損特性を得ることができない場合がある。一方、平均冷却速度が５０℃／ｓを超えると、オーステナイトからフェライトへの変態温度が低下してフェライト粒径が小さくなり鉄損が劣化する可能性がある。また、平均冷却速度が速すぎると、冷却中に析出Ｃｕが生成しにくくなるので強度も低下する可能性がある。したがって、平均冷却速度は１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下に限定する。より好ましくは、１０℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下である。

また、冷却工程では、鋼板を室温まで冷却させてもよく、後述する時効熱処理工程を行う場合は時効熱処理温度まで冷却させてもよい。鋼板を時効熱処理温度まで冷却させた場合は、時効熱処理工程にて鋼板の温度を時効熱処理温度まで再度上昇させる必要がないため、製造工程が簡便となり冷却工程と時効熱処理工程とを連続して行うことができる。

３．熱間圧延工程および冷間圧延工程
本発明においては、上記仕上げ焼鈍工程前に、通常、上述した鋼成分を有する鋼塊または鋼片（以下、スラブということもある。）に熱間圧延を施す熱間圧延工程と、この熱間圧延工程により得られる熱延鋼板に冷間圧延を施す冷間圧延工程とが行われる。

本発明における熱間圧延および冷間圧延としては一般的な方法を用いることができ、熱間圧延工程および冷間圧延工程での温度等の条件は、スラブの鋼組成、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。

また本発明においては、上記熱間圧延工程後に、熱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。

さらに本発明においては、上記冷間圧延工程は、中間焼鈍をはさんだ二回以上の冷間圧延を施す工程であってもよい。

このような熱延板焼鈍や中間焼鈍は必ずしも必須の工程ではないが、熱延板焼鈍または中間焼鈍を行うことにより、鋼板が軟質化して延性が向上し冷間圧延での破断が少なくなる。熱延板焼鈍および中間焼鈍は、いずれか一方を行ってもよく、両方を行ってもよい。

また、熱延板焼鈍および中間焼鈍における焼鈍温度は、５００℃未満であるとかえって鋼板の強度が高くなりすぎ、冷間圧延が困難となる可能性がある。一方、熱延板焼鈍および中間焼鈍における焼鈍温度が９００℃を超えてもＣｕの固溶・再析出が起こり、鋼板強度が高くなり、冷間圧延が困難となる可能性がある。したがって、熱延板焼鈍や中間焼鈍を施す場合は、焼鈍温度を５００℃以上９００℃以下とすることが好ましい。より好ましい焼鈍温度は、６５０℃以上８５０℃以下である。

４．時効熱処理工程
本発明においては、上記冷却工程後に、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。本発明によれば、時効熱処理を施さなくても降伏強度６００ＭＰａ以上を得ることができるので、時効熱処理は必須の工程ではないが、より一層降伏強度を高めたい場合は、例えば冷却工程後に得られた鋼板を用いてモータロータを組み立てた後に時効熱処理を施すことが有効である。

時効熱処理の具体的な条件としては、４００℃以上７００℃以下の範囲内の時効熱処理温度で、下記式（３）で示される熱処理パラメータＰが１２０００以上１８０００以下の範囲内となるような時効熱処理であることが好ましい。
Ｐ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ）） … （３）
（ここで、Ｔは時効熱処理温度（℃）であり、ｔは時効熱処理時間（ｈ）である。）

時効強化による効果を得るには、時効熱処理温度を４００℃以上とすることが好ましい。時効熱処理温度が４００℃未満では時効熱処理時間が長大となるため生産性に劣る場合があるからである。一方、時効熱処理温度が７００℃を超えると過時効になりＣｕ析出粒子は粗大化して所望の降伏強度が得られず、磁気特性も劣化する可能性がある。したがって、時効熱処理温度は４００℃以上７００℃以下とすることが好ましいのである。

さらに本発明においては、時効熱処理温度Ｔ（℃）と時効熱処理時間ｔ（ｈ）とにより上記式（３）で示される熱処理パラメータＰが、１２０００以上１８０００以下となる条件を満足することが好ましい。熱処理パラメータＰが１２０００未満の場合には時効析出が不十分となり、熱処理パラメータＰが１８０００を超える場合には過時効となり、それぞれ所望の降伏強度が得られない可能性があるからである。

また、時効熱処理工程は非酸化性雰囲気で行うことが好ましく、例えば水素、窒素あるいはアルゴンなどが挙げられる。

なお、本発明により製造された無方向性電磁鋼板については、上述した「Ａ．無方向性電磁鋼板」の項に記載したものと同様であるので、ここでの説明は省略する。

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１］
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０．０３％以下とした後に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、ＣｕおよびＮｉの含有量を調整し、連続鋳造機にてスラブとした。
上記スラブを加熱炉で１２００℃まで加熱し、仕上げ温度７８０〜８５０℃、巻き取り温度４５０℃で熱間圧延し、厚さ２．２ｍｍ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０．２７ｍｍまで冷間圧延し、９５０〜１０２０℃で仕上げ焼鈍した。そして、９００℃〜７００℃の温度域を２０〜２５℃／ｓの平均冷却速度で冷却した。さらに、鋼板表面に絶縁皮膜を塗布した。

得られた鋼板から２８ｃｍエプスタイン試験片を採取してＪＩＳ−Ｃ−２５５０規定の方法により鉄損を測定した。またＪＩＳ−Ｚ−２２４１規定の方法により引張試験を行い、降伏強度および引張強度を測定した。
製品の成分分析値、製造条件、および磁気特性・強度特性の評価結果を表−１および表−２に示す。

本発明に従って製造した鋼板は、降伏強度が６００ＭＰａ以上でかつ鉄損Ｗ_{１０／４００}が２５Ｗ／ｋｇ以下となり、所要の強度特性および磁気特性が得られた。また、鋼Ｎｏ．Ａ２、Ａ６およびＡ８は鋼成分が本発明範囲外であるため、鋼板の表面に疵が発生し、製品歩留まりが低下した。

［実施例２］
実施例１にて製造した鋼Ｎｏ．Ａ５およびＡ９を用いて板厚０．２７ｍｍまたは０．５０ｍｍの冷延鋼板を製造し、仕上げ焼鈍温度を変化させて仕上げ焼鈍を行い、さらに平均冷却速度を変化させて冷却を行った。そして、鋼板表面に絶縁皮膜を塗布した。

得られた鋼板から２８ｃｍエプスタイン試験片を採取してＪＩＳ−Ｃ−２５５０規定の方法により鉄損を測定した。またＪＩＳ−Ｚ−２２４１規定の方法により引張試験を行い、降伏強度および引張強度を測定した。

製品の製造条件、および磁気特性・強度特性の評価結果を表−３に示す。
なお、平坦度とは、仕上げ焼鈍後の鋼帯から長手方向に３ｍの鋼板を採取して、水平な定盤上にのせ、側波の高さ（ｈ）および波長（Ｌ）を測定することにより得られるｈ／Ｌ値を基準とするものである。表−３では、平坦度１００ｈ／Ｌ値が０．４以下のものを「○」印で表し、平坦度１００ｈ／Ｌ値が０．４を超えるものを「×」印で表す。

本発明に従って製造した鋼板は、降伏強度が６００ＭＰａ以上でかつ鉄損Ｗ_{１０／４００}が２５Ｗ／ｋｇ以下と所要の強度特性および磁気特性が得られた。一方、本発明の規定外の条件で製造された鋼板は、降伏強度が６００ＭＰａを下回っていたり、鉄損Ｗ_{１０／４００}が３０Ｗ／ｋｇを超えていたりして、本発明例より明らかに劣っていた。また、仕上げ焼鈍温度が１１６０℃で製造された鋼板の平坦度は非常に劣っていることが判明した。

成分パラメータＢの値と鋼板の降伏強度との関係を示すグラフである。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１％以上３．５％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．２％以下、Ａｌ：０．１％以上１．５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上３％以下、およびＣｕ：１％超４％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、下記式（１）で規定される成分パラメータＡが０．８以上３以下、降伏強度が６００ＭＰａ以上、鉄損Ｗ_{１０／４００}が３０Ｗ／ｋｇ以下、板厚が０．１ｍｍ以上０．３０ｍｍ以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
Ａ＝[Ｎｉ]＋０．５[Ｍｎ]＋０．５[Ｃｕ]＋１００[Ｃ]−（[Ａｌ]＋０．５[Ｓｉ]＋[Ｐ]）
… （１）
（ここで、[Ｘ]は成分Ｘの含有量(質量％)を示す。）
請求項１に記載の鋼組成を備えるとともに板厚が０．１ｍｍ以上０．３０ｍｍ以下である冷延鋼板に、９００℃以上１１５０℃以下の範囲内の仕上げ焼鈍温度で仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程と、
前記仕上げ焼鈍工程後の鋼板を、９００℃以下７００℃以上の温度域での平均冷却速度が１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の範囲となるように冷却する冷却工程とを有することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。