JP5423175B2 - 無方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、優れた磁気特性と共に高強度が求められる回転機のロータ用材料に適した無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関する。

高速モータや大型モータのロータ用材料には、優れた磁気特性と共に高強度が求められる。無方向性電磁鋼板からロータ鉄心を作製する際には、所定の形状に加工された複数の無方向性電磁鋼板を積層し、これをかしめやボルト締め等により固定している。従って、鉄心には何らかの応力が外部から作用している。

このような応力により、無方向性電磁鋼板の鉄損及び磁束密度等の磁気特性が低下してしまう（非特許文献１）。そこで、圧縮応力に伴う性能の低下の抑制を図った技術が提案されている（特許文献１〜４）。

しかしながら、従来の種々の技術によっても圧縮応力に伴う磁気特性の低下を十分に抑制することは困難である。

また、これまで、高強度の無方向性電磁鋼板が開発されているが（特許文献５〜７）、これらの高強度の無方向性電磁鋼板においても圧縮応力に伴って磁気特性が低下してしまう。

特開２００３−２５３４０４号公報 特開２００５−３０７２５８号公報 特開２００５−３１２１５５号公報 特開２００８−１８９９７６号公報 特開２００４−８４０５３号公報 国際公開第２００４／５０９３４号 国際公開第２００５／３３３４９号

電学論Ａ、１１７（１９９７）３１１

本発明の目的は、高強度を得ながら応力が作用した場合の磁気特性の低下を抑制することができる無方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供することにある。

本発明に係る無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｓｉ：２．０％〜４．０％、Ａｌ：０．０１％〜０．２％、Ｃｕ：０．５％〜２．０％、及びＭｎ：０．２％〜１．０％を含有し、Ｃの含有量が０．００４０％以下、Ｐの含有量が０．３％以下、Ｓの含有量が０．００４０％以下、Ｎの含有量が０．００４０％以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｓｉ含有量を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量を［Ａｌ］と表したときに式（１）及び式（６）を満足し、磁歪定数λ₁₀₀が３５×１０^-6以下であり、内部に直径が１ｎｍ〜１００ｎｍの主としてＣｕからなる金属相が含まれていることを特徴とする。
０．７［Ｓｉ］−［Ａｌ］≧−０．６ ・・・ 式（１）
２５．１≦１２．４［Ｓｉ］＋１０［Ａｌ］≦５５．１ ・・・ 式（６）

本発明に係る第１の無方向性電磁鋼板の製造方法は、質量％で、Ｓｉ：２．０％〜４．０％、Ａｌ：０．０１％〜０．２％、Ｃｕ：０．５％〜２．０％、及びＭｎ：０．２％〜１．０％を含有し、Ｃの含有量が０．００４０％以下、Ｐの含有量が０．３％以下、Ｓの含有量が０．００４０％以下、Ｎの含有量が０．００４０％以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を作製する工程と、前記鋼の熱間圧延を行うことにより、熱間圧延板を得る工程と、前記熱間圧延板の冷間圧延を行うことにより、冷間圧延板を得る工程と、前記冷間圧延板の仕上焼鈍を行う工程と、を有し、前記鋼のＳｉ含有量を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量を［Ａｌ］と表したときに式（１）及び式（６）を満足し、前記仕上焼鈍の到達温度を７００℃〜１１５０℃とし、前記仕上焼鈍の９００℃から４００℃までの冷却速度を１０℃／ｓｅｃ以上とすることを特徴とする。
０．７［Ｓｉ］−［Ａｌ］≧−０．６ ・・・ 式（１）
２５．１≦１２．４［Ｓｉ］＋１０［Ａｌ］≦５５．１ ・・・ 式（６）

本発明に係る第２の無方向性電磁鋼板の製造方法は、質量％で、Ｓｉ：２．０％〜４．０％、Ａｌ：０．０１％〜０．２％、Ｃｕ：０．５％〜２．０％、及びＭｎ：０．２％〜１．０％を含有し、Ｃの含有量が０．００４０％以下、Ｐの含有量が０．３％以下、Ｓの含有量が０．００４０％以下、Ｎの含有量が０．００４０％以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を作製する工程と、前記鋼の熱間圧延を行うことにより、熱間圧延板を得る工程と、前記熱間圧延板の冷間圧延を行うことにより、冷間圧延板を得る工程と、前記冷間圧延板の仕上焼鈍を７００℃〜１１５０℃で行う工程と、前記仕上焼鈍の後に、前記冷間圧延板の時効処理を４００℃〜７００℃で行う工程と、を有し、前記鋼のＳｉ含有量を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量を［Ａｌ］と表したときに式（１）及び式（６）を満足することを特徴とする。
０．７［Ｓｉ］−［Ａｌ］≧−０．６ ・・・ 式（１）
２５．１≦１２．４［Ｓｉ］＋１０［Ａｌ］≦５５．１ ・・・ 式（６）

本発明によれば、組成が適切に調整され、かつ、磁歪定数λ₁₀₀が適切に規定されているため、応力の作用に伴う磁気特性の低下を抑制することができる。従って、モータ等の電気機器の効率の向上等に寄与することができる。また、適切な量のＣｕが含有されているため、高い強度を得ることもできる。

外部磁場の大きさと歪との大きさとの関係を示すグラフである。 Ｓｉ含有量及びＡｌ含有量と磁歪定数λ₁₀₀との関係を示すグラフである。 応力が作用していない場合の外部磁場の大きさと磁束密度との関係（磁化曲線）を示すグラフである。 応力が作用している場合の外部磁場の大きさと磁束密度との関係（磁化曲線）を示すグラフである。 図３（ａ）と図３（ｂ）との差分を示すグラフである。 応力が作用していない場合の磁束密度と鉄損Ｗ_10/50との関係を示すグラフである。 応力が作用している場合の磁束密度と鉄損Ｗ_10/50との関係を示すグラフである。 図４（ａ）と図４（ｂ）との差分を示すグラフである。

先ず、本願発明者が本発明に至った過程について説明する。

磁性材料には磁歪とよばれる性質があり、その程度を示す指標の一つとして物理定数である磁歪定数λ₁₀₀が用いられる。磁歪定数λ₁₀₀は、結晶中に自発磁化が存在しない状態から、自発磁化が＜１００＞方向を向いたときに生じる＜１００＞方向の歪の大きさを示す。従って、磁歪定数λ₁₀₀が大きいほど、磁気特性と弾性との相互作用が大きく、応力の作用により磁気特性が大きく変動することになる。

本願発明者は、無方向性電磁鋼板においても磁歪定数λ₁₀₀が変化するのではないか、変化するのであれば、磁歪定数λ₁₀₀を小さくすることにより、磁気特性の低下を抑制することができるのではないかと考え、無方向性電磁鋼板における磁歪定数λ₁₀₀の変化について検討を行った。なお、磁歪に関する一般式を得るためには、更に磁歪定数λ₁₁₀又は磁歪定数λ₁₁₁が必要であるが、本願発明者の検討の対象とする無方向性電磁鋼板では、＜１００＞方向が磁化容易方向であるため、この検討では、磁歪定数λ₁₀₀のみに着目した。

また、本願発明者は、この検討に際し、Ｆｅ、Ｓｉ及びＡｌを主成分とする無方向性電磁鋼板と磁歪定数λ₁₀₀との関連性に関する公知技術があるか調査したが、Ｆｅ−Ｓｉ-Ａｌ三元系合金で０質量％＜Ｓｉ、Ａｌ≦４質量％の範囲では、磁歪定数λ₁₀₀の測定結果を示す公知技術は見つからなかった。

そして、本願発明者は、以下に示すような実験を行った。

（実験１）
先ず、表１に示す組成のインゴットを溶製し、このインゴット中に存在する大きな結晶粒から、厚さが３０μｍ、幅が１ｍｍ、長さが１０ｍｍの板状の単結晶試料を切り出した。なお、表１に示す組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。このとき、単結晶試料の長手方向の方位を＜００１＞方向とし、表面の方位を（１１０）面又は（１００）面とし、誤差は３°以内とした。次いで、乾燥水素中で８００℃、２時間の焼鈍を施した。

そして、各試料について、最大で２０ｋＯｅの外部磁場を長手方向（Ｌ方向）又は幅方向（Ｃ方向）に印加し、静電容量法によって長手方向の歪を測定した。静電容量法とは、コンデンサを形成する電極に対象の試料を固定し測定する方法で、試料の歪を電極間距離の変化に伴う静電容量の変化として捕らえることを原理としている。次いで、各試料について、磁場の大きさと、長手方向に印加した場合の長手方向の歪（磁場印加方向と平行な方向の歪）ε_Lとの関係を示すグラフ、及び磁場の大きさと、幅方向に印加した場合の長手方向の歪（磁場印加方向に垂直な方向の歪）ε_Cとの関係を示すグラフを作成した。グラフの例として試料Ｎｏ．３について、図１（ａ）に、磁場の大きさと歪ε_Lとの関係を示すグラフの例を示し、図１（ｂ）に、磁場の大きさと歪ε_Cとの関係を示すグラフの例を示す。

次いで、各試料について、上記の２つのグラフから磁歪定数λ₁₀₀を求めた。このとき、０ｋＯｅ〜５ｋＯｅの部分の測定結果を０ｋＯｅに内挿したときに得られる値を、歪ε_Lのグラフ、歪ε_Cのグラフの夫々において、ε_L0、ε_C0とし、「（２／３）（ε_L0−ε_C0）」で表わされる磁歪定数λ₁₀₀を求めた。この結果を表２に示す。磁歪定数λ₁₀₀がこのようにして求められることは、文献「磁気工学の基礎ＩＩ（共立全書）」に記載されている。なお、０ｋＯｅ〜５ｋＯｅの部分の測定結果を０ｋＯｅに内挿したのは、５ｋＯｅを超える外部磁場では、体積磁歪が生じる可能性があり、この影響を排除するためである。

更に、Ｓｉ含有量及びＡｌ含有量と磁歪定数λ₁₀₀との関係を整理したところ、図２（ａ）に示す結果が得られた。この結果から、無方向性電磁鋼板においても磁歪定数λ₁₀₀が変化するといえる。

また、Ｓｉ含有量及びＡｌ含有量と固有抵抗との関係を図２（ａ）に示す結果に加えると、図２（ｂ）のグラフが得られる。図２（ｂ）に示す関係から、固有抵抗を一定としながら磁歪定数λ₁₀₀を低下させるためには、多くの場合、Ｓｉ含有量を増加させ、Ａｌ含有量を低下させればよいといえる。

（実験２）
次に、表３に示すように、磁歪定数λ₁₀₀が相違する試料を作製した。このとき、固有抵抗は５１μΩｃｍと一定にした。試料の作製に当たっては、先ず、表３に示す組成のインゴットを溶製し、このインゴットに対し、加熱温度が１１００℃、仕上温度が８５０℃、仕上厚が２．３ｍｍの熱間圧延を行うことにより、熱間圧延板を得た。次いで、この熱間圧延板に１０００℃、２分間の焼鈍を施し、その後、酸洗いを施し、０．３５ｍｍまで冷間圧延を行うことにより、冷間圧延板を得た。続いて、この冷間圧延板に１０００℃、３０秒間の仕上焼鈍を施し、その後、５５ｍｍ×５５ｍｍの正方形板状に圧延方向を辺の方向に合わせて切り出し、７５０℃、２時間の歪取り焼鈍を施した。

各試料について、圧縮応力のある場合と無い場合の鉄損と磁化力を測定した。磁場印加方向は正方形試料の辺の方向であり、圧延方向、圧延直角方向に二回測定を行い、その平均をとった。応力は磁場励磁方向と平行に、５０ＭＰａの圧縮応力を印加した。周波数は５０Ｈｚとした。この結果（磁化曲線：磁化力Ｈと磁束密度Ｂｍとの関係を示す曲線）を図３に示す。図３（ａ）は、圧縮応力を印加しなかった場合の磁化曲線を示し、図３（ｂ）は、５０ＭＰａの圧縮応力を印加した場合の磁化曲線を示す。図３（ｃ）は、図３（ａ）に示す磁化曲線と図３（ｂ）に示す磁化曲線との差分を示す。

図３（ａ）に示すように、圧縮応力が印加されていない状態では、磁化曲線に大きな相違は生じなかった。一方、５０ＭＰａの応力が印加された状態では、図３（ｂ）に示すように、磁歪定数λ₁₀₀が低い試料ほど、小さな外部磁場で所定の磁束密度を得ることができた。このような傾向は、図３（ｃ）に示すグラフに顕著に表れている。この結果から、磁歪定数λ₁₀₀が低い無方向性電磁鋼板ほど、所定のトルクを得るために必要な磁化力を小さくすることができるといえる。

また、各試料について、磁束密度Ｂｍと鉄損Ｗとの関係も測定した。この結果を図４に示す。図４（ａ）は、圧縮応力を印加しなかった場合の測定結果を示し、図４（ｂ）は、５０ＭＰａの圧縮応力を印加した場合の測定結果を示す。図４（ｃ）は、図４（ａ）に示す測定結果と図４（ｂ）に示す測定結果との差分を示す。

固有抵抗が一定（５１μΩｃｍ）であるため、図４（ａ）に示すように、圧縮応力が印加されていない状態では、鉄損Ｗに大きな相違は生じなかった。一方、５０ＭＰａの応力が印加された状態では、図４（ｂ）に示すように、磁歪定数λ₁₀₀が低い試料ほど、一定の磁束密度下における鉄損Ｗが小さくなった。このような傾向は、図４（ｃ）に示すグラフに顕著に表れている。この結果から、磁歪定数λ₁₀₀が低い無方向性電磁鋼板ほど、応力が作用するモータ等の鉄心に用いられた場合の鉄損の上昇を抑制できるといえる。

このような実験１及び実験２の結果から、無方向性電磁鋼板においては、多くの場合、Ｓｉ含有量を増加させ、Ａｌ含有量を低下させることにより、固有抵抗を一定としながら磁歪定数λ₁₀₀を低下させることができ、応力に伴う磁化特性（鉄損Ｗ_10/50、磁束密度等）の低下を抑制することができるといえる。

（実験３）
次に、表４に示すように、磁歪定数λ₁₀₀が相違する試料を作製した。このとき、固有抵抗は約５１μΩｃｍとした。試料の作製に当たっては、先ず、表４に示す組成のインゴットを溶製し、このインゴットに対し、加熱温度が１１００℃、仕上温度が８５０℃、水冷後巻取り温度が５５０℃、仕上厚が２．０ｍｍの熱間圧延を行うことにより、熱間圧延板を得た。次いで、この熱間圧延板に９００℃、１分間の焼鈍を施し、その後、酸洗いを施し、０．３５ｍｍまで冷間圧延を行うことにより、冷間圧延板を得た。続いて、この冷間圧延板に９００℃、９５０℃又は１０００℃で、１秒間の仕上焼鈍を施し、２０℃／ｓｅｃの速度で冷却した。

次いで、冷間圧延板からＪＩＳ５号引張試験片を切り出し、引張試験を行った。

また、仕上焼鈍板から５５ｍｍ×５５ｍｍの正方形板状試験片を切り出し磁気測定に供した。各試料について、圧縮応力のある場合と無い場合の鉄損と磁化力を測定した。磁場印加方向は正方形試料の辺の方向であり、圧延方向、圧延直角方向に二回測定を行い、その平均をとった。応力は磁場励磁方向と平行に、５０ＭＰａの圧縮応力を負荷した。外部磁場の周波数は４００Ｈｚ、最大磁束密度は１．０Ｔとし、鉄損Ｗ_10/400を測定した。また、圧縮応力を負荷しない場合の鉄損Ｗ_10/400も測定した。

これらの結果を表５に示す。

表５に示すように、試料Ｎｏ．３１において試料Ｎｏ．３２よりも高い強度を得ることができた。固有抵抗及びＣｕの含有量がほぼ一定の場合、Ｓｉ含有量が高く、Ａｌ含有量が低いほど、高い強度が得られる。

また、表５に示すように、鉄損Ｗ_10/400に実験２と同様の傾向が見られた。つまり、圧縮応力が負荷されていない状態では、鉄損Ｗ_10/400に大きな相違は生じなかったが、５０ＭＰａの応力が負荷された状態では、磁歪定数λ₁₀₀が低い試料Ｎｏ．３１において試料Ｎｏ．３２よりも鉄損Ｗ_10/400が小さくなった。

（実験４）
次に、仕上焼鈍の温度を９００℃のみとしたことを除いて試料Ｎｏ．３１と同様の処理を経て複数の試料を作製した。次いで、各試料に３００℃、４００℃、５００℃、６００℃、７００℃、又は８００℃で１０分間の時効処理を行った。そして、各試料について、実験３と同様の測定を行った。この結果を表６に示す。

表６に示すように、時効処理を行うことにより降伏点及び引張強度が上昇した。但し、時効処理の温度が８００℃になると、降伏点が急激に低下した。また、引張強度は７００℃及び８００℃の時効処理温度で低めになった。

このような実験３及び実験４の結果から、高い強度を得るためにＣｕを析出させた場合でも、実験１及び実験２で明らかになった傾向に影響が及ぶことは少ないと考えられる。つまり、Ｓｉ含有量を増加させ、Ａｌ含有量を低下させることにより、固有抵抗を一定としながら磁歪定数λ₁₀₀を低下させ、更に、Ｃｕの析出強化を利用すれば、高い強度を得ながら、応力に伴う磁化特性の低下を抑制することができるといえる。

ここで、本発明に係る無方向性電磁鋼板の成分及びその数値限定理由について説明する。

［Ｓｉ：２．０質量％〜４．０質量％］
Ｓｉは、鋼の固有抵抗を増加させ、また、鉄損を低減する作用を呈する。この作用を得るためには、２．０質量％以上含まれている必要がある。その一方で、Ｓｉが４．０質量％を超えて含有されていると、鋼が脆化し、圧延性が低下する。従って、Ｓｉの含有量は２．０質量％〜４．０質量％とする。更に、大きな固有抵抗と高い圧延性をバランス良く得るため、Ｓｉの含有量は、好ましくは２．３質量％〜３．８質量％であり、更に好ましくは２．５質量％〜３．６質量％である。

［Ａｌ：０．０１質量％〜１質量％］
上述のように、Ａｌ含有量が低いほど、応力負荷状態では鉄損が低くなる傾向がある。そして、この傾向はＡｌ含有量が１質量％以下の場合に顕著となる。その一方で、Ａｌは、鋼の固有抵抗を増加させ、また、脱酸材としても機能する。この作用を得るためには、０．０１質量％以上含まれている必要がある。従って、Ａｌの含有量は０．０１質量％〜１質量％とする。Ａｌ含有量は少ないほど応力負荷状態の鉄損が低くなるので、好ましくは０．０１質量％〜０．４質量％、更に好ましくは０．０１質量％〜０．２質量％である。

［Ｓｉ含有量とＡｌ含有量との関係］
上述のように、磁歪定数λ₁₀₀は低いことが好ましく、磁歪定数λ₁₀₀が３５×１０^-6以下の場合に、特に磁気特性が応力の影響を受けにくくなる。このとき、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量（質量％）を［Ａｌ］と表わすと、次式（１）が成り立つ。
０．７［Ｓｉ］−［Ａｌ］≧−０．６・・・（１）
また、磁歪定数λ₁₀₀がより低い３０×１０^-6以下の場合、次式（２）が成り立つ。
０．７［Ｓｉ］−［Ａｌ］≧０．４・・・（２）
また、磁歪定数λ₁₀₀が更に低い２５×１０^-6以下の場合、次式（３）が成り立つ。
０．７［Ｓｉ］−［Ａｌ］≧１．４・・・（３）
Ｓｉ含有量とＡｌ含有量との関係は、式（１）を満たしている必要があり、式（２）を満たしていることが好ましく、式（３）を満たしていることがより好ましい。

また、鉄心には高い固有抵抗が要求され、固有抵抗は３５μΩｃｍ以上であることが好ましい。次式（４）が満たされるときに固有抵抗が３５μΩｃｍ以上になりやすい。
１２．４［Ｓｉ］＋１０［Ａｌ］≧２５．１・・・（４）
一方、無方向性電磁鋼板では、添加元素が過剰に添加されると加工性が低下することがある。次式（５）が満たされるときに高い加工性を確保しやすい。
１２．４［Ｓｉ］＋１０［Ａｌ］≦５５．１・・・（５）
従って、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量との関係に関し、次式（６）が満たされていることが好ましい。
２５．１≦１２．４［Ｓｉ］＋１０［Ａｌ］≦５５．１・・・（６）

［Ｃｕ：０．５質量％〜４．０質量％］
Ｃｕは、鋼中に析出して強度を向上させる作用を呈する。この作用を得るためには、０．５質量％以上含まれている必要がある。その一方で、Ｃｕが４．０質量％を超えて含有されていると、磁気特性に影響が及んで鉄損が上昇したり、圧延時に割れ及び疵が生じたりすることがある。従って、Ｃｕの含有量は０．５質量％〜４．０質量％とする。Ｃｕ量が過剰だと、製造条件によっては、鋼は割れやすくなるので、好ましくは０．５質量％〜２．０質量％、更に好ましくは０．５質量％〜１．８質量％とする。

［Ｍｎ：０．０５質量％〜１．０質量％］
Ｍｎは、鋼の固有抵抗を高め、また、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、０．０５質量％以上含まれている必要がある。その一方で、Ｍｎが１．０質量％を超えて含有されていると、磁束密度の低下及びコストの上昇を招くと共に冷延時に割れやすくなるなど、加工性も劣化する。従って、Ｍｎの含有量は０．０５質量％〜１．０質量％とする。Ｍｎ量が過剰だと、鋼は、製造条件によっては割れやすくなるので、好ましくは０．１質量％〜０．８質量％、更に好ましくは０．１質量％〜０．５質量％である。

［Ｃ：０．００４０質量％以下］
Ｃは、鉄損を上昇させる作用を呈する。従って、Ｃの含有量は０．００４０質量％以下とする。より好ましくは０．００２０質量％以下である。下限は０質量％を含む。つまり、Ｃが全く含有されていなくてもよい。

［Ｐ：０．３質量％以下］
Ｐは、集合組織を改善したり、打ち抜き性を改善したり、機械的強度を向上させる作用を呈する。但し、Ｐは必ずしも含有されている必要はなく、０．３質量％を超えて含有されていると、鋼が脆化する。従って、Ｐの含有量は０．３質量％以下とする。好ましくは０．１質量％以下であり、更に好ましくは０．０５質量以下である。

［Ｓ：０．００４０質量％以下］
Ｓは、Ｍｎ及びＣｕ等と結合して微細析出物を形成し、結晶粒の成長を阻害する。そして、結晶粒の成長が阻害されると、磁気特性が低下してしまう。このような作用は、Ｓが０．００４０質量％を超えて含有されている場合に顕著となる。従って、Ｓの含有量は０．００４０質量％以下とする。より好ましくは０．００３０質量％以下である。下限は０質量％を含む。

［Ｎ：０．００４０質量％以下］
Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ及びＢ等と結合して微細析出物を形成し、結晶粒の成長を阻害する。そして、結晶粒の成長が阻害されると、磁気特性が低下してしまう。このような作用は、Ｎが０．００４０質量％を超えて含有されている場合に顕著となる。従って、Ｎの含有量は０．００４０質量％以下とする。より好ましくは０．００３０質量％以下である。下限は０質量％を含む。つまり、Ｎが全く含まれていなくてもよい。

［希土類金属（ＲＥＭ）：０．００１０質量％〜０．０３００質量％］
ＲＥＭは、Ｓを、ＲＥＭ−Ｓ又はＲＥＭ−Ｏ−Ｓとして固定し、硫化物の微細析出を抑制する作用を呈する。この作用を得るためには、ＲＥＭが０．００１０質量％以上含有されている必要がある。そしてＳを固定する能力はＲＥＭ量に比例して高まるため、ＲＥＭの下限値は０．００２０質量％以上が好ましく、０．００３０質量％以上がさらに好ましい。その一方で、０．０３００質量％を超えて含有されていても、上記の作用は飽和してしまいコストが上昇するだけである。従って、ＲＥＭの含有量は０．０３００質量％以下であることが好ましい。なお、ここでいうＲＥＭとは、原子番号が５７のＬａから原子番号が７１のＲｕまでの１５元素に、原子番号が２１のＳｃ及び原子番号が３９のＹを加えた合計で１７元素の総称を意味する。

［Ｔｉ：０．００１０質量％〜０．０１００質量％］
Ａｌ含有量が数１００ｐｐｍ以下のように低い場合、Ｎ含有量によってはＡｌＮ析出物が微細に析出することがあり、この結果、結晶粒の成長が阻害され、磁気特性が低下することがある。しかしながら、ＲＥＭが含有され、かつ、Ｔｉが含有されている場合には、ＡｌＮ析出物の析出が抑制されることが判明した。これは、ＴｉがＮと結合してＴｉＮが生成され、このＴｉＮがＲＥＭ−Ｓ及び／又はＲＥＭ−Ｏ−Ｓ等の介在物と複合析出するためであると考えられる。このような作用を得るためには、Ｔｉが０．００１０質量％以上含有されていることが好ましい。０．００１５質量％以上含有されているとさらに好ましい。その一方で、Ｔｉが０．０１００質量％を超えて含有されていると、固溶Ｔｉが仕上焼鈍後の鋼板内に残存し、歪取り焼鈍時にＴｉＣ析出物等として析出して、結晶粒の成長が阻害されることがある。従って、Ｔｉの含有量は０．０１００質量％以下であることが好ましい。なお、ＲＥＭが添加されていない場合は、Ｔｉ含有量は少なければ少ないほど好ましい。従って、ＲＥＭ含有量が０．００１０質量％以下の場合は、Ｔｉ含有量は０．００４０質量％以下とし、より好ましくは０．００３０質量％以下、更に好ましくは０．００１５質量％以下である。なお、下限は０質量％を含む。つまり、Ｔｉが全く含まれていなくてもよい。

［Ｂ：０．０００５質量％〜０．００５０質量％］
ＴｉがＲＥＭと共に含有されている場合と同様に、Ｂが含有されている場合にも、ＡｌＮ析出物の析出が抑制されることが判明した。これは、ＢがＮと結合して粗大なＢＮ析出物が生じるためである。このような作用を得るためには、Ｂが０．０００５質量％以上含有されていることが好ましい。その一方で、Ｂが０．００５０質量％を超えて含有されていると、鋼が脆化する。従って、Ｂの含有量は０．００５０質量％以下であることが好ましい。好ましくは０．００１０質量％〜０．００３０質量％である。

［Ｓｎ、Ｓｂ：総計で０．０１質量％〜０．１０質量％］
Ｓｎ及びＳｂは、集合組織を改善したり、焼鈍時の窒化及び酸化を抑制したりする。このような作用を得るためには、Ｓｎ及び／又はＳｂが総計で０．０１質量％以上含有されていることが好ましい。その一方で、Ｓｎ及び／又はＳｂが総計で０．１０質量％を超えて含有されていると、へげ疵が生じることがある。従って、Ｓｎ及びＳｂの含有量は総計で０．１０質量％以下であることが好ましい。好ましくは０．０３質量％〜０．０８質量％である。

本発明に係る無方向性電磁鋼板には、これらの成分が含有されており、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。

また、この無方向性電磁鋼板中には、径が１ｎｍ〜１００ｎｍの主としてＣｕからなる金属相（析出物）が含まれている。このような金属相は強度の向上に寄与し、その径が小さいほど高い効果が得られるが、１ｎｍ未満としても、その効果はほとんど飽和してしまう。一方、径が１００ｎｍを超えていると、高い強度を得ることが困難である。この金属相の径は、好ましくは１ｎｍ〜５０ｎｍであり、更に好ましくは１ｎｍ〜２０ｎｍである。また、強度向上のためには金属相の個数密度も重要である。少なくとも１個／μｍ³以上とすることが好ましく、１０個／μｍ³以上とすることがより好ましく、１００個／μｍ³以上とすることが更に好ましい。また、１０００個／μｍ³以上とすることがより一層好ましく、１００００個／μｍ³以上とすることが更に一層好ましい。これらの直径及び個数密度は、例えば電子顕微鏡で定量化が可能である。

また、この無方向性電磁鋼板は、高強度化の主な手段に結晶粒径の微細化を利用しないため、無方向性電磁鋼板を構成するフェライト相の結晶粒の平均粒径を磁気特性の観点から好ましい範囲に調整することができる。好ましい結晶粒径は周波数に依存して変化するが概略５０μｍ未満の場合、鉄損が大きくなる傾向がある。一方、２００μｍを超えても鉄損の低減の効果が飽和してしまう。従って、好適な平均結晶粒径の範囲は５０μｍ〜２００μｍであり、好ましくは８０μｍ〜１８０μｍ、更に好ましくは８０μｍ〜１５０μｍである。

また、この無方向性電磁鋼板の引張強度は５００ＭＰａ以上であることが好ましい。回転機（ロータ）内の磁石を保持する無方向性電磁鋼板のブリッジ部には回転による遠心力が作用する。このような用途においても、５００ＭＰａ以上の引張強度があれば、十分に対応することが可能である。

次に、このような無方向性電磁鋼板を製造する２種類の方法について説明する。

第１の方法では、先ず、上記の成分を含むスラブ（鋼）を作製し、このスラブの熱間圧延を行い、更に、冷間圧延を行う。この冷間圧延は、１回のみ行ってもよく、中間焼鈍を間に挟みながら複数回行ってもよい。なお、冷間圧延は、熱間圧延後にそのまま行ってもよく、焼鈍又は自己焼鈍を経て行ってもよい。そして、冷間圧延後に、仕上焼鈍を施し、絶縁皮膜を塗布する。仕上焼鈍では、到達温度を７００℃〜１１５０℃とし、冷却時の９００℃〜４００℃の範囲における冷却速度を１０℃／ｓｅｃ以上とする。

仕上焼鈍では、フェライト相を再結晶させ適切な結晶粒径に成長させると共に、Ｃｕを固溶し冷却過程で析出させる。適切なフェライト結晶粒径を得、Ｃｕを十分固溶させるために到達温度は７００℃以上とする。また、到達温度をあまり高くすると、フェライト粒径やＣｕの固溶に対する温度の効果は飽和し、設備コストが上昇する。このため、到達温度は１１５０℃以下とする。また、冷却速度が１０℃／ｓｅｃ未満であると、Ｃｕ析出物が粗大化してしまい、十分な強度を得ることができなくなる。靱性及び延性が低下することもある。従って、仕上焼鈍の冷却速度は１０℃／ｓｅｃ以上とする。なお、冷却速度が５０℃／ｓｅｃ以上であると、Ｃｕが析出せずに固溶体となることがある。従って、冷却速度は、５０℃／ｓｅｃ以下であることが好ましい。

第２の方法では、先ず、上記の成分を含むスラブ（鋼）を作製し、このスラブの熱間圧延を行い、更に、冷間圧延を行う。この冷間圧延は、１回のみ行ってもよく、中間焼鈍を間に挟みながら複数回行ってもよい。なお、冷間圧延は、熱間圧延後にそのまま行ってもよく、焼鈍又は自己焼鈍を経て行ってもよい。そして、冷間圧延後に、仕上焼鈍を施し、絶縁皮膜を塗布する。仕上焼鈍では、到達温度を７００℃〜１１５０℃とする。また、仕上焼鈍の際に、又は仕上焼鈍の後に、４００℃〜７００℃で時効処理を行う。仕上焼鈍後に時効処理を行う場合は、鉄心を形成するために複数枚の無方向性電磁鋼板を積層した後で時効処理を行ってもよい。

上記第一の方法と同じ理由で、仕上焼鈍の到達温度は７００℃〜１１５０℃とする。時効処理の温度が４００℃未満であると、Ｃｕが十分に析出しないことがある。一方、時効処理の温度が７００℃を超えると、Ｃｕ析出物が粗大化してしまい、十分な強度を得ることができなくなる。従って、時効処理の温度は、４００℃〜７００℃とする。時効処理の時間は１０秒〜１０００時間が好ましい。１０秒未満ではＣｕの析出が不十分であり、１０００時間以上ではＣｕの析出が粗大となり、どちらの場合も十分な強度が得られないことがある。

このようにして、上記の無方向性電磁鋼板を製造することができる。なお、製造方法はこのようなものに限定されない。

なお、電磁鋼板の特性に関し、交流励磁に伴う寸法の変化のことを磁歪と称することがあるが、このような寸法の変化は、電磁鋼板を構成する結晶の方位及び集合組織に依存する現象であり、物質定数である磁歪定数との関連はない。

（実施例１）
表７に示すように、磁歪定数λ₁₀₀が相違する試料を作製した。試料の作製に当たっては、先ず、表７に示す組成のインゴットを溶製し、このインゴットに対し、加熱温度が１１００℃、仕上温度が８５０℃、仕上厚が２．３ｍｍの熱間圧延を行うことにより、熱間圧延板を得た。次いで、この熱間圧延板に１０００℃、２分間の焼鈍を施し、その後、酸洗いを施し、０．３５ｍｍまで冷間圧延を行うことにより、冷間圧延板を得た。続いて、９５０℃、３０秒間、９００℃〜４００℃の領域の冷却速度が２０℃／ｓｅｃの仕上焼鈍を冷間圧延板に施した。その後、磁気測定用に５５ｍｍ×５５ｍｍの正方形板状の試料を切り出し、７５０℃、２時間の歪取り焼鈍を施し、磁気測定に供した。

各試料について、圧縮応力のある場合と無い場合の鉄損及び磁化力を測定した。周波数は５０Ｈｚ、磁束密度は１．０Ｔとした。磁場印加方向は正方形試料の辺の方向であり、圧延方向、圧延直角方向に二回測定を行い、その平均をとった。応力は磁場励磁方向と平行に、５０ＭＰａの圧縮応力を負荷した。更に、仕上焼鈍後の鋼板からＪＩＳ５号試験片を切り出し、機械特性も測定した。この結果を表７に示す。

表７に示すように、実施例Ｎｏ．Ａ１〜Ａ２８では、良好な磁気測定の結果が得られた。特に実施例Ｎｏ．Ａ２７及びＡ２８で優れた結果が得られた。

一方、比較例Ｎｏ．Ｂ１では、Ｓｉ含有量が本発明範囲の下限未満であるので、応力印加なしの状態での鉄損Ｗ_10/50が大きかった。比較例Ｎｏ．Ｂ２では、Ｓｉ含有量が本発明範囲の上限を超えているので、冷間圧延時に割れが生じて試料を作製することができなかった。比較例Ｎｏ．Ｂ３では、Ａｌ含有量が本発明範囲の下限未満であるので、応力印加なしの状態での鉄損Ｗ_10/50が大きかった。比較例Ｎｏ．Ｂ４では、Ａｌ含有量が本発明範囲の上限を超えているので、応力印加に伴う磁気特性の低下が顕著であった。比較例Ｎｏ．Ｂ５では、Ｃｕ含有量が本発明範囲の下限未満であるので、強度が低かった。比較例Ｎｏ．Ｂ６では、Ｃｕ含有量が本発明範囲の上限を超えているので、加工性が低下し、冷間圧延を行うことができなかった。比較例Ｎｏ．Ｂ７では、Ｍｎ含有量が本発明範囲の下限未満であるので、応力印加なしの状態での鉄損Ｗ_10/50が大きかった。比較例Ｎｏ．Ｂ８では、Ｍｎ含有量が本発明範囲の上限を超えているので、冷間圧延時に割れが生じて試料を作製することができなかった。比較例Ｎｏ．Ｂ９では、Ｃ含有量が本発明範囲の上限を超えているので、時間の経過に付随して磁気特性が低下する磁気時効という現象が生じた。比較例Ｎｏ．Ｂ１０では、Ｐ含有量が本発明範囲の上限を超えているので、冷間圧延時に割れが生じて試料を作製することができなかった。比較例Ｎｏ．Ｂ１１では、Ｓ含有量が本発明範囲の上限を超えているので、応力印加なしの状態での鉄損Ｗ_10/50が大きかった。比較例Ｎｏ．Ｂ１２では、Ｎ含有量が本発明範囲の上限を超えているので、応力印加なしの状態での鉄損Ｗ_10/50が大きかった。比較例Ｎｏ．Ｂ１３では、磁歪定数が本発明範囲の上限を超えているので、応力印加に伴う磁気特性の低下が顕著であった。比較例Ｎｏ．Ｂ１４では、Ｃｕからなる金属相の平均直径が本発明範囲の下限未満であるので、機械的強度が低かった。比較例Ｎｏ．Ｂ１５では、Ｃｕからなる金属相の平均直径が本発明範囲の上限を超えているので、機械的強度が低かった。比較例Ｎｏ．Ｂ１６では、Ｎ含有量が本発明範囲の上限を超えているので、応力印加なしの状態での鉄損Ｗ_10/50が大きかった。

（実施例２）
表７中の実施例Ｎｏ．Ａ２８の組成のインゴットを溶製し、このインゴットに対し、加熱温度が１１００℃、仕上温度が８５０℃、仕上厚が２．３ｍｍの熱間圧延を行うことにより熱間圧延板を得た。次いで、この熱間圧延板に１０００℃、２分間の焼鈍を施し、その後、酸洗いを施し、０．３５ｍｍまで冷間圧延を行うことにより、冷間圧延板を得た。続いて、この冷間圧延板に表８に示す条件で仕上焼鈍を施し、一部の冷間圧延板には、更に表８に示す条件で１０分間の時効処理を施した。そして、実施例１と同様にして磁気特性及び機械特性を測定した。この結果を表８に示す。

表８に示すように、実施例Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ７では、良好な磁気測定の結果が得られた。特に実施例Ｎｏ．Ｃ６及びＣ７で優れた結果が得られた。

一方、比較例Ｎｏ．Ｄ１〜Ｄ５では、十分な結果が得られなかった。

Claims (12)

1. 質量％で、
   Ｓｉ：２．０％〜４．０％、
   Ａｌ：０．０１％〜０．２％、
   Ｃｕ：０．５％〜２．０％、及び
   Ｍｎ：０．２％〜１．０％
   を含有し、
   Ｃの含有量が０．００４０％以下、
   Ｐの含有量が０．３％以下、
   Ｓの含有量が０．００４０％以下、
   Ｎの含有量が０．００４０％以下であり、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   Ｓｉ含有量を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量を［Ａｌ］と表したときに式（１）及び式（６）を満足し、
   磁歪定数λ₁₀₀が３５×１０^-6以下であり、
   内部に直径が１ｎｍ〜１００ｎｍの主としてＣｕからなる金属相が含まれていることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
   ０．７［Ｓｉ］−［Ａｌ］≧−０．６ ・・・ 式（１）
   ２５．１≦１２．４［Ｓｉ］＋１０［Ａｌ］≦５５．１ ・・・ 式（６）
2. 質量％で、
   ＲＥＭ：０．００１０％〜０．０３００％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. 質量％で、
   Ｔｉ：０．００１０％〜０．０１００％を含有することを特徴とする請求項２に記載の無方向性電磁鋼板。
4. 質量％で、
   Ｂ：０．０００５％〜０．００５０％を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
5. Ｓｎ及びＳｂからなる群から選択された少なくとも１種を総計で０．０１質量％〜０．１０質量％含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
6. フェライト単相の金属組織から構成され、
   平均結晶粒径が５０μｍ以上であることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
7. 質量％で、
   Ｓｉ：２．０％〜４．０％、
   Ａｌ：０．０１％〜０．２％、
   Ｃｕ：０．５％〜２．０％、及び
   Ｍｎ：０．２％〜１．０％
   を含有し、
   Ｃの含有量が０．００４０％以下、
   Ｐの含有量が０．３％以下、
   Ｓの含有量が０．００４０％以下、
   Ｎの含有量が０．００４０％以下であり、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を作製する工程と、
   前記鋼の熱間圧延を行うことにより、熱間圧延板を得る工程と、
   前記熱間圧延板の冷間圧延を行うことにより、冷間圧延板を得る工程と、
   前記冷間圧延板の仕上焼鈍を行う工程と、
   を有し、
   前記鋼のＳｉ含有量を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量を［Ａｌ］と表したときに式（１）及び式（６）を満足し、
   前記仕上焼鈍の到達温度を７００℃〜１１５０℃とし、
   前記仕上焼鈍の９００℃から４００℃までの冷却速度を１０℃／ｓｅｃ以上とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
   ０．７［Ｓｉ］−［Ａｌ］≧−０．６ ・・・ 式（１）
   ２５．１≦１２．４［Ｓｉ］＋１０［Ａｌ］≦５５．１ ・・・ 式（６）
8. 質量％で、
   Ｓｉ：２．０％〜４．０％、
   Ａｌ：０．０１％〜０．２％、
   Ｃｕ：０．５％〜２．０％、及び
   Ｍｎ：０．２％〜１．０％
   を含有し、
   Ｃの含有量が０．００４０％以下、
   Ｐの含有量が０．３％以下、
   Ｓの含有量が０．００４０％以下、
   Ｎの含有量が０．００４０％以下であり、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を作製する工程と、
   前記鋼の熱間圧延を行うことにより、熱間圧延板を得る工程と、
   前記熱間圧延板の冷間圧延を行うことにより、冷間圧延板を得る工程と、
   前記冷間圧延板の仕上焼鈍を７００℃〜１１５０℃で行う工程と、
   前記仕上焼鈍の後に、前記冷間圧延板の時効処理を４００℃〜７００℃で行う工程と、
   を有し、
   前記鋼のＳｉ含有量を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量を［Ａｌ］と表したときに式（１）及び式（６）を満足することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
   ０．７［Ｓｉ］−［Ａｌ］≧−０．６ ・・・ 式（１）
   ２５．１≦１２．４［Ｓｉ］＋１０［Ａｌ］≦５５．１ ・・・ 式（６）
9. 前記鋼は、質量％で、
   ＲＥＭ：０．００１０％〜０．０３００％を含有することを特徴とする請求項７又は８に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
10. 前記鋼は、質量％で、
    Ｔｉ：０．００１０％〜０．０１００％を含有することを特徴とする請求項９に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
11. 前記鋼は、質量％で、
    Ｂ：０．０００５％〜０．００５０％を含有することを特徴とする請求項７乃至１０のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
12. 前記鋼は、Ｓｎ及びＳｂからなる群から選択された少なくとも１種を総計で０．０１質量％〜０．１０質量％含有することを特徴とする請求項７乃至１１のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。

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