JP7231115B2 - 無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法、電動機および電動機の製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法、電動機および電動機の製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法、電動機および電動機の製造方法に関する。
本願は、２０２１年３月３１日に、日本に出願された特願２０２１－０６１７８２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、地球環境問題に対する取り組みへの高まりから、自動車や家電製品の分野では、消費エネルギーの少ない製品の普及が進んでいる。これらの製品には、高速回転する高効率な電動機が使用されており、電動機のコア（モータコア）の材料として無方向性電磁鋼板が使用されている。
電動機のコアは、無方向性電磁鋼板から環状の部材（板片）に切り出し、切り出し後の複数の板片を積層して一体化することで構成される。コアはステータコアとロータコアからなる。近年は機器の小型化や高性能化のために、ステータコアではより低鉄損化が、ロータコアでは高速回転化に耐えられるようにより高強度化が重要となってきている。
無方向性電磁鋼板からコア用の板片を切り出す際は、主に、パンチとダイを用いた打ち抜き法が適用される。打ち抜き時に板片に導入される加工ひずみは、コアの鉄損を劣化させることが知られている。この加工ひずみを解放するため、各板片もしくは板片を積層したコアに対し、熱処理（歪取り焼鈍もしくはコア焼鈍）が実施される。歪取り焼鈍の実施により、鋼板の加工歪が解放され、あるいは、さらに結晶粒が粗大化されるので、モータコアの低鉄損化も実現される。歪取り焼鈍はコア全体に施してもよいが、ステータコアだけに施すことで、高強度のロータと低鉄損のステータを同じ無方向性電磁鋼板から作り分けることも可能である。
特許文献１には、鉄損の低下が抑制され、耐食性にも優れたモータ用のステータコアとして、無方向性電磁鋼板からなり、無方向性電磁鋼板が、Ｃ：０～０．００５％、Ｓｉ：１．５～５．０％、Ｍｎ：０．１～３．０％、Ａｌ：０～０．００５％、Ｐ：０．０３～０．１５％、Ｓ：０～０．００５％、Ｎ：０～０．００５％、Ｓｎ：０～０．０１％を含有し、残部が鉄及び不純物からなり、結晶粒界をオージェ電子分光法で測定した際の７００ｅＶにおけるＦｅのピーク高さＦｅ７００と、１２０ｅＶにおけるＰのピーク高さＰ１２０との比Ｐ１２０／Ｆｅ７００が０．０２０未満であるステータコアが開示されている。
日本国特開２０１９－１８３２３１号公報
無方向性電磁鋼板の強度が高くなると、回転機の高速回転化が可能となる。しかし、回転機の急停止等の際には高速化に応じてコアに加わる撃力が増加することになる。この際に撃力によって脆性破壊が生じるとコアが破損してしまう。本実施形態では耐衝撃性の評価手法として後述する積層ブロックでのシャルピー試験を考案し、耐衝撃性を評価した。その結果、無方向性電磁鋼板を高強度化するほど、耐衝撃性が低下する傾向があることが分かった。回転機の安全性をより高めるためには高強度化と耐衝撃性を両立する必要がある。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、高強度であり、耐衝撃性に優れた無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法、電動機、ならびに電動機の製造方法を提供することを課題とする。
本発明者らは、後述する積層ブロックでの衝撃試験を用いて、無方向性電磁鋼板の高強度化と耐衝撃性の低下との関係を鋭意調査した。その結果、高強度化を意図した製品（例えば、無方向性電磁鋼板を用いたモータコア）では、結晶粒界のＰ濃度が高くなっている場合が多く、さらに結晶粒界のＰ濃度と耐衝撃性の低下との間に相関があることを見出した。無方向性電磁鋼板の強度が高くなると、耐衝撃性が低下する原因は以下のとおりと考えられる。
無方向性電磁鋼板を高強度化するためには固溶強化能の高いＳｉの含有量を高くする必要がある。Ｓｉの含有量が高くなると、ＳｉとＰは斥力相互作用をもつため、結果としてＰの粒界偏析が促進される。
また、ＭｎやＣｒが含有される場合、Ｍｎ及びＣｒはＣと引力相互作用をもつため、Ｃの粒界偏析が抑制される。すると、結晶粒界のＣ濃度が減少するため、その結果として、Ｐの粒界偏析が促進される。
Ｐの偏析による結晶粒界の脆化、耐衝撃性の低下は、特に無方向性電磁鋼板の引張強さが５５０ＭＰａを超えると顕在化する。
本発明者らは、引張強さが５５０ＭＰａ以上の無方向性電磁鋼板においてＰの粒界偏析を低減する方法を鋭意検討した。そして、無方向性電磁鋼板の化学成分、製造方法を適切に制御することにより、Ｐの粒界偏析を低減できることを見出した。本発明は、さらに検討をすすめなされたものであって、その要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の第１の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、母材の化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．００１０～０．００４０％、
Ｓｉ：３．２～４．５％、
ｓоｌ．Ａｌ：０．２～２．０％、
Ｍｎ：０．１～３．５％、
Ｐ ：０％超、０．１０％以下、
Ｓ ：０～０．００３０％、
Ｎ ：０～０．００３０％、
Ｔｉ：０～０．００３０％、
Ｍｏ：０．００１０～０．１０００％、
Ｃｒ：０～０．１０％、
Ｂ ：０～０．００１０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｓｎ：０～０．２０００％、
Ｓｂ：０～０．２０００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｚｎ：０～０．００５０％、
Ｌａ：０～０．００５０％、
Ｃｅ：０～０．００５０％、
Ｏ ：０～０．１０００％、
Ｖ ：０～０．１０００％、
Ｗ ：０～０．１０００％、
Ｚｒ：０～０．１０００％、
Ｎｂ：０～０．１０００％、
Ｍｇ：０～０．１０００％、
Ｂｉ：０～０．１０００％、
Ｎｄ：０～０．１０００％、
Ｙ ：０～０．１０００％、
Ａｓ：０～０．１０００％、
Ｇａ：０～０．１０００％、
Ｇｅ：０～０．１０００％、
Ｃｏ：０～０．１０００％、
Ｓｅ：０～０．１０００％、
Ｐｂ；０～０．１０００％、及び
残部：Ｆｅ及び不純物
であり、
引張強さが５５０ＭＰａ以上であり、
結晶粒界をオージェ電子分光法で測定した際の７００ｅＶにおけるＦｅのピーク間高さＦｅ７００Ｂと、１２０ｅＶにおけるＰのピーク間高さＰ１２０Ｂとの比（Ｐ１２０Ｂ／Ｆｅ７００Ｂ）Ｂが、結晶内をオージェ電子分光法で測定した際の７００ｅＶにおけるＦｅのピーク間高さＦｅ７００ｉと、１２０ｅＶにおけるＰのピーク間高さＰ１２０ｉとの比（Ｐ１２０ｉ／Ｆｅ７００ｉ）ｉの２．０倍以下である。
（２）上記（１）に記載の無方向性電磁鋼板は、
Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
Ｓｎ：０．０１～０．２０００％、
Ｓｂ：０．０１～０．２０００％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｚｎ：０．０００３～０．００５０％、
Ｌａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｃｅ：０．０００５～０．００５０％、
Ｏ ：０．００２０～０．１０００％、
Ｖ ：０．００１０～０．０１００％、
Ｗ ：０．００１０～０．０１００％、
Ｚｒ：０．００１０～０．０１００％、
Ｎｂ：０．００１０～０．０１００％、
Ｍｇ：０．００１０～０．０１００％、
Ｂｉ：０．００１０～０．０１００％、
Ｎｄ：０．００１０～０．０１００％、
Ｙ ：０．００１０～０．０１００％、
Ａｓ：０．００１０～０．０１００％、
Ｇａ：０．００１０～０．０１００％、
Ｇｅ：０．００１０～０．０１００％、
Ｃｏ：０．００１０～０．０１００％、
Ｓｅ：０．００１０～０．０１００％、
Ｐｂ；０．００１０～０．０１００％、
からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）又は（２）の無方向性電磁鋼板は、前記母材の表面に絶縁被膜を有してもよい。
（４）本発明の第２の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記（１）又は（２）の無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、上記（１）又は（２）に記載の化学成分を有する鋼スラブを熱間圧延し熱延鋼板を得る熱延工程、前記熱延鋼板を巻き取り、冷却する巻取工程、冷却後の前記熱延鋼板を冷間圧延し冷延鋼板を得る冷延工程、前記冷延鋼板を仕上げ焼鈍する仕上げ焼鈍工程を備え、前記熱延鋼板の巻取工程における冷却において、７００～５００℃の温度域の滞在時間よりも５００～２００℃の温度域の滞在時間を長くし、かつ前記５００～２００℃の温度域の滞在時間を１００秒以上とし、前記仕上げ焼鈍工程において、最高温度を９００℃未満、冷却過程における７００～５００℃の領域の平均冷却速度を２０℃／秒以上とする。
（５）本発明の第３の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記（１）又は（２）の無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、上記（１）又は（２）の無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、前記（１）又は（２）に記載の化学成分を有する鋼スラブを熱間圧延し熱延鋼板を得る工程、前記熱延鋼板を巻き取り、冷却する巻取工程、冷却後の前記熱延鋼板を加熱、冷却する熱延板焼鈍工程、熱延板焼鈍工程後の熱延鋼板を冷間圧延し冷延鋼板を得る冷延工程、前記冷延鋼板を仕上げ焼鈍する仕上げ焼鈍工程を備え、前記熱延鋼板の前記熱延板焼鈍工程における冷却において、７００～５００℃の温度域の滞在時間よりも５００～２００℃の温度域の滞在時間を長くし、かつ前記５００～２００℃の温度域の滞在時間を１０秒以上とし、前記仕上げ焼鈍工程において、最高温度を９００℃未満、冷却過程における７００～５００℃の領域の平均冷却速度を２０℃／秒以上とする。
（６）本発明の第４の実施形態に係る電動機は、ステータコアを備える電動機であって、
前記ステータコアの化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．００１０～０．００４０％、
Ｓｉ：３．２～４．５％、
ｓоｌ．Ａｌ：０．２～２．０％、
Ｍｎ：０．１～３．５％、
Ｐ ：０％超、０．１０％以下、
Ｓ ：０～０．００３０％、
Ｎ ：０～０．００３０％、
Ｔｉ：０～０．００３０％、
Ｍｏ：０．００１０～０．１０００％、
Ｃｒ：０～０．１０％、
Ｂ ：０～０．００１０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｓｎ：０～０．２０００％、
Ｓｂ：０～０．２０００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｚｎ：０～０．００５０％、
Ｌａ：０～０．００５０％、
Ｃｅ：０～０．００５０％、
Ｏ ：０～０．１０００％、
Ｖ ：０～０．１０００％、
Ｗ ：０～０．１０００％、
Ｚｒ：０～０．１０００％、
Ｎｂ：０～０．１０００％、
Ｍｇ：０～０．１０００％、
Ｂｉ：０～０．１０００％、
Ｎｄ：０～０．１０００％、
Ｙ ：０～０．１０００％、
Ａｓ：０～０．１０００％、
Ｇａ：０～０．１０００％、
Ｇｅ：０～０．１０００％、
Ｃｏ：０～０．１０００％、
Ｓｅ：０～０．１０００％、
Ｐｂ；０～０．１０００％、及び
残部：Ｆｅ及び不純物
であり、
引張強さが５００ＭＰａ以上であり、
前記ステータコアの結晶粒界をオージェ電子分光法で測定した際の７００ｅＶにおけるＦｅのピーク間高さＦｅ７００ＳＢと、１２０ｅＶにおけるＰのピーク間高さＰ１２０Ｓ Ｂとの比（Ｐ１２０ＳＢ／Ｆｅ７００ＳＢ）ＳＢが、結晶内をオージェ電子分光法で測定した際の７００ｅＶにおけるＦｅのピーク間高さＦｅ７００Ｓｉと、１２０ｅＶにおけるＰのピーク間高さＰ１２０Ｓｉとの比（Ｐ１２０Ｓｉ／Ｆｅ７００Ｓｉ）Ｓｉの４．０倍以上である。
（７）本発明の第５の実施形態に係る電動機の製造方法は、本発明の第４の実施形態に係る電動機の製造方法であって、上記（１）又は（２）の無方向性電磁鋼板をステータコア形状に加工してステータコア素材とする工程と、前記ステータコア素材を熱処理してステータコアを得る焼鈍工程を備え、前記ステータコア素材の前記焼鈍工程において、加熱温度を７５０～８５０℃、冷却過程における７００～５００℃の領域の平均冷却速度を５℃／分以下とする。
本発明に係る上記実施形態によれば、高強度であり、耐衝撃性に優れた無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法、電動機および電動機の製造方法を提供することができる。
以下、本発明の一実施形態について、詳細に説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。また、下記する数値限定範囲には、下限値及び上限値がその範囲に含まれる。「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。各元素の含有量に関する「％」は、「質量％」を意味する。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板（以下、「鋼板」とも称す。）は、高い強度および優れた耐衝撃性を有するため、ステータおよびロータの双方に好適である。特に、ステータに好適である。また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、以下に説明する母材（珪素鋼板）の表面に絶縁被膜を備えていることが好ましい。
［母材の化学組成］
本実施形態の無方向性電磁鋼板の母材（珪素鋼板）の化学成分について説明する。以下、化学成分についての「％」は「質量％」を意味する。「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。
Ｃ：０．００１０～０．００４０％
Ｃ（炭素）は、無方向性電磁鋼板の鉄損劣化を引き起こす元素である。Ｃ含有量が０．００４０％を超えると、無方向性電磁鋼板の鉄損が劣化し、良好な磁気特性を得ることができない。したがって、Ｃ含有量は０．００４０％以下とする。Ｃ含有量は０．００３５％以下であるのが好ましく、０．００３０％以下であるのがより好ましく、０．００２５％以下であるのがさらに好ましい。Ｃ含有量は０％であってもよいが、実用鋼板においてＣ含有量を０％とすることは、純化技術上困難であるため、Ｃ含有量は０％超としてもよい。なお、Ｃは鋼板の硬度を高める元素でもある。この効果と、上述したような鉄損の増加を防ぐ観点から、含有量は０．００１０～０．００４０％とする。Ｃ含有量の下限は好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。
Ｓｉ：３．２～４．５％
Ｓｉ（ケイ素）は鋼板の強度を高める元素である。また、Ｓｉは、比抵抗を増加させる元素であり、鉄損低減のために含有させる。これらの効果を得るために、Ｓｉ含有量は３．２％以上とする。Ｓｉ含有量は３．２５％超であるのが好ましく、３．３％以上であるのがより好ましい。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、鋼の脆化による加工性の劣化、および飽和磁束密度の低下を招く場合がある。これらの観点から、Ｓｉ含有量は３．２～４．５％とする。上限は好ましくは４．０％以下、より好ましくは３．５％以下である。
ｓоｌ．Ａｌ：０．２～２．０％
ｓоｌ．Ａｌ（アルミニウム）はＳｉと同様に比抵抗を増加させる元素であり、鉄損低減のために含有させる。またｓоｌ．Ａｌは鋼板の強度を高める元素でもある。これらの効果を得るために、ｓоｌ．Ａｌ含有量は０．２％以上とする。ｓоｌ．Ａｌ含有量は好ましくは０．３％以上であり、より好ましくは０．５％以上である。一方、ｓоｌ．Ａｌ含有量が過剰であると、飽和磁束密度の低下を招く場合がある。これらの観点から、ｓоｌ．Ａｌ含有量は０．２～２．０％とする。上限は好ましくは１．５％以下、より好ましくは１．２％以下である。
なお、本実施形態においてｓｏｌ．Ａｌとは、酸可溶性Ａｌを意味し、固溶状態で鋼中に存在する固溶Ａｌのことを示す。
Ｍｎ：０．１～３．５％
Ｍｎ（マンガン）は、Ｓｉ、ｓｏｌ．Ａｌと同様に比抵抗を増加させる作用を有しているので、鉄損低減のために含有させる。また、Ｍｎは鋼板の強度を高める元素でもある。そのため、Ｍｎ含有量は０．１％以上とする。Ｍｎ含有量は０．２％以上であるのが好ましく、０．３％以上であるのがより好ましく、０．５％以上であるのがさらに好ましい。一方、Ｍｎ含有量が過剰であると、無方向性電磁鋼板の磁束密度の低下や脆化が顕著となる。さらに、ＭｎはＣと引力相互作用をもつ。そのため、Ｍｎ含有量が過剰であると、Ｃの粒界偏析が抑制されることで結晶粒界のＣ濃度が減少し、結果、Ｐの粒界偏析が促進されてしまう。これらの観点から、含有量は０．１～３．５％とする。上限は好ましくは２．５％以下、より好ましくは１．５％以下である。
Ｐ：０％超、０．１０％
Ｐ（リン）は不純物として、含有される。Ｐは、鋼の磁束密度を低下させることなく強度を高める作用がある。しかし、Ｐを過剰に含有させると鋼の靱性を損ない、鋼板に破断が生じやすくなるので、Ｐの含有量は０．１０％以下とする。Ｐ含有量は好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。Ｐは必須の元素ではなく、Ｐ含有量の下限は０％である。ただし、製造コストを考慮し、Ｐ含有量は０％超とすることが好ましく、０．０１％以上とするのがより好ましい。Ｐ含有量の下限は０．０２％以上であってもよい。
Ｓ：０～０．００３０％
Ｓ（硫黄）は不純物として含有する。Ｓ含有量は鉄損の低減のため、減らす必要がある。さらに、Ｓは、自身が粒界偏析してＣの粒界偏析と競合し、結果としてＰの粒界偏析を促進する。したがって、Ｓ含有量は０．００３０％以下とする。Ｓ含有量の上限は好ましくは０．００２０％以下、より好ましくは０．００１０％以下である。Ｓは必須の元素ではなく、Ｓ含有量の下限は０％である。ただし、製造コストを考慮し、Ｓ含有量の下限は０．０００１％以上であってもよい。Ｓ含有量の下限は好ましくは０．０００３％以上である。
Ｎ：０～０．００３０％
Ｎ（窒素）は不純物として含有する。ＮはＡｌと結合することで微細なＡｌＮなどの窒化物を形成させる。このような窒化物は、焼鈍時の結晶粒の成長を阻害し、磁気特性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は０．００３０％以下とする。Ｎ含有量の上限は好ましくは０．００２０％以下、より好ましくは０．００１０％以下である。Ｎは必須の元素ではなく、Ｎ含有量の下限は０％である。ただし、製造コストを考慮し、Ｎ含有量の下限は０．０００１％以上であってもよい。Ｎ含有量の下限は好ましくは０．０００３％以上である。
Ｔｉ：０～０．００３０％
Ｔｉ（チタン）は不純物として含まれる元素である。Ｔｉは、地鉄中のＣ、Ｎ、Ｏなどと結合してＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ酸化物などの微小析出物を形成させる。このような微小析出物は、焼鈍中の結晶粒の成長を阻害して磁気特性を劣化させる。したがって、Ｔｉ含有量は０．００３０％以下とする。Ｔｉ含有量の上限は好ましくは０．００２０％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。Ｔｉは含有される必要はないので、含有量の下限は０％である。ただし、精錬コストを考慮し、好ましくはＴｉ含有量の下限を０．０００３％以上とし、より好ましくは０．０００５％以上とする。
Ｍｏ：０．００１０～０．１０００％
Ｍｏ（モリブデン）はＰの拡散を抑制し、Ｐの粒界偏析を抑制する元素である。そのため、本実施形態においてＭｏは、積極的に含有させることが好ましい。ただし、Ｍｏ含有量を過度に高めても、Ｐの粒界偏析を抑制する効果は飽和する。したがって、前述の効果と、Ｍｏ含有量が多すぎても効果が飽和することを考慮して、含有量は０．００１０～０．１０００％とする。Ｍｏ含有量の下限は好ましくは０．０１００％以上、より好ましくは０．０２００％以上である。Ｍｏ含有量の上限は好ましくは０．０９００％以下、より好ましくは０．０８００％以下である。
Ｃｒ：０～０．１０％
Ｃｒ（クロム）は耐食性や高周波特性を向上する元素である。Ｃｒは含有される必要はなく含有量の下限は０％である。Ｃｒ含有の効果は微量であっても得られるが、含有の効果を確実に得るためには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とするのが好ましく、０．０３％以上とするのがより好ましい。一方、Ｃｒ量が高すぎると、Ｃの粒界偏析が抑制され、Ｐの粒界偏析が促進されることにより、鋼板の耐衝撃性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量の上限は０．１０％以下とする。Ｃ含有量の上限は好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。
Ｂ：０～０．００１０％
Ｂ（ホウ素）は粗大なＢＮを形成して微細な窒化物が形成されるのを防ぐことで粒成長性を改善する効果があることから、必要に応じて含有させてもよい。Ｂは含有される必要はなく、Ｂ含有量の下限は０％である。前述の効果を得る場合には、Ｂ含有量は０．０００２％以上とするのが好ましく、０．０００３％以上とするのがより好ましい。一方、Ｂは自身が粒界偏析し、Ｃの粒界偏析と競合し、結果としてＰの粒界偏析を促進する。したがってＢ含有量を制限する必要があり、Ｂ含有量は０～０．００１０％とする。Ｂ含有量の上限は好ましくは０．０００８％以下であり、より好ましくは０．０００５％以下である。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の母材（珪素鋼板）の化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、原材料（鉱石、スクラップ等）に含まれる成分、又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もしくは本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の特性に悪影響を与えない範囲で許容される成分をいう。
なお、上述した元素以外に、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｚｎ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｏ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｇ、Ｂｉ、Ｎｄ、およびＹのうち１種以上の元素を含有させてもよい。
Ｎｉ：０～０．５０％
Ｎｉ（ニッケル）は鋼板の電気抵抗を高め、鉄損を低減する元素である。Ｎｉは含有される必要はなく含有量の下限は０％である。Ｎｉ含有の効果は微量であっても得られるが、含有の効果を確実に得るためには、含有量は０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。製品コストの観点から、含有量の上限は０．５０％し、０．４０％とすることが好ましい。
Ｃｕ：０～０．５０％
Ｃｕ（銅）は鋼板の電気抵抗を高め、鉄損を低減する元素である。Ｃｕは含有される必要はなく含有量の下限は０％である。Ｃｕ含有の効果は微量であっても得られるが、含有の効果を確実に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。製品コストの観点、鋼の脆化を防ぐ観点から、含有量の上限は０．５０００％以下とし、０．４０００％以下とすることが好ましい。
Ｓｎ：０～０．２０００％
Ｓｂ：０～０．２０００％
Ｓｎ（スズ）およびＳｂ（アンチモン）は磁気特性にとって好ましい結晶方位を発達させる元素である。そのため、必要に応じてＳｎおよびＳｂの少なくとも一方を含有させてもよい。ただし、ＳｎおよびＳｂは含有される必要はなく各含有量の下限は０％である。ＳｎおよびＳｂの含有の効果は微量であっても得られるが、含有の効果を確実に得るためには、ＳｎおよびＳｂの各含有量は０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。磁気特性の劣化を防ぐ観点から、ＳｎおよびＳｂの各含有量の上限は０．２０００％以下とし、０．１０００％以下とすることが好ましい。
Ｃａ：０～０．００５０％
Ｃａ（カルシウム）は硫化物を粗大化させることで熱処理工程での結晶粒の成長性を改善し、低鉄損化に寄与する元素である。Ｃａは含有される必要はなく含有量の下限は０％である。Ｃａ含有の効果は微量であっても得られるが、含有の効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とするのが好ましく、０．００１０％以上とするのが好ましい。磁気特性の劣化を防ぐ観点から、Ｃａ含有量の上限は０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましい。
Ｚｎ：０～０．００５０％
Ｚｎ（亜鉛）は、不純物として含まれる元素である。Ｚｎは、地鉄中のＯなどと結合してＺｎ酸化物を形成させる。このような介在物は、焼鈍中の結晶粒の成長を阻害して磁気特性を劣化させる。したがって、Ｚｎ含有量の上限は０．００５０％以下とする。Ｚｎ含有量の上限は好ましくは０．００２０％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。Ｚｎは含有される必要はないので、含有量の下限は０％である。ただし、精錬コストを考慮し、好ましくはＺｎ含有量の下限を０．０００３％以上とし、より好ましくは０．０００５％以上とする。
Ｌａ：０～０．００５０％
Ｌａ（ランタン）は硫化物を粗大化させることで熱処理工程での結晶粒の成長性を改善し、低鉄損化に寄与する元素である。Ｌａは含有される必要はなく含有量の下限は０％である。Ｌａ含有の効果は微量であっても得られるが、含有の効果を確実に得るためには、Ｌａ含有量は０．０００５％以上とするのが好ましく、０．００１０％以上とするのが好ましい。磁気特性の劣化を防ぐ観点から、Ｌａ含有量の上限は０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましい。
Ｃｅ：０～０．００５０％
Ｃｅ（セリウム）は硫化物を粗大化させることで、熱処理工程での結晶粒の成長性を改善し、低鉄損化に寄与する元素である。Ｃｅは含有される必要はなく含有量の下限は０％である。Ｃｅ含有の効果は微量であっても得られるが、含有の効果を確実に得るためには、Ｃｅ含有量は０．０００５％以上とするのが好ましく、０．００１０％以上とするのがより好ましい。磁気特性の劣化を防ぐ観点から、Ｃｅ含有量の上限は０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましい。
Ｏ：０～０．１０００％
Ｏ（酸素）も不純物元素であるが、０．１０００％以下の範囲で含有されて、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の特性に影響はない。Ｏは、焼鈍工程において鋼中に混入することもあるため、スラブ段階の含有量においては、０．０１％以下の範囲で含有しても、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の特性に特に影響はない。ただし、精錬コストを考慮し、好ましくはＯ含有量の下限を０．００２０％以上としてもよい。
Ｖ：０～０．１０００％
Ｖ（バナジウム）は、炭素または窒素と結合して析出物（炭化物、窒化物）を形成することで高強度化に寄与する元素であるが、これらの析出物そのものが無方向性電磁鋼板の磁気特性を劣化させる。したがって、Ｖ含有量は０．１０００％以下とする。Ｖ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましく、０．０１００％以下であるのがより好ましい。Ｖ含有量は測定限界以下であるのがさらに好ましく、具体的には、０．０００１％以下であるのがさらに好ましい。Ｖ含有量は低ければ低いほど好ましいため、Ｖ含有量は０％としてもよい。ただし、精錬コストを考慮し、好ましくはＶ含有量の下限を０．００１０％以上としてもよい。
Ｗ：０～０．１０００％
Ｗ（タングステン）は、炭素と結合して析出物（炭化物）を形成することで高強度化に寄与する元素である。しかし、これらの析出物そのものが無方向性電磁鋼板の磁気特性を劣化させる。したがって、Ｗ含有量は０．１０００％以下とする。Ｗ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましく、０．００１０％以下であるのがより好ましい。Ｗ含有量は測定限界以下であるのがさらに好ましく、具体的には、０．０００１％以下であるのがさらに好ましい。Ｗ含有量は低ければ低いほど好ましいため、Ｗ含有量は０％としてもよい。ただし、精錬コストを考慮し、好ましくはＷ含有量の下限を０．００１０％以上としてもよい。
Ｚｒ：０～０．１０００％
Ｚｒ（ジルコニウム）は、炭素または窒素と結合して析出物（炭化物、窒化物）を形成することで高強度化に寄与する元素であるが、これらの析出物そのものが無方向性電磁鋼板の磁気特性を劣化させる。したがって、Ｚｒ含有量は０．１０００％以下とする。Ｚｒ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましく、０．００１０％以下であるのがより好ましい。また、Ｚｒ含有量は測定限界以下であるのがさらに好ましく、具体的には、０．０００１％以下であることがさらに好ましい。Ｚｒ含有量は低ければ低いほど好ましいため、Ｚｒ含有量は０％としてもよい。ただし、精錬コストを考慮し、好ましくはＺｒ含有量の下限を０．００１０％以上としてもよい。
Ｎｂ：０～０．１０００％
Ｎｂ（ニオブ）は、炭素または窒素と結合して析出物（炭化物、窒化物）を形成することで高強度化に寄与する元素であるが、これらの析出物そのものが無方向性電磁鋼板の磁気特性を劣化させる。したがって、Ｎｂ含有量は０．１０００％以下とする。Ｎｂ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましく、０．００１０％以下であるのがより好ましい。また、Ｎｂ含有量は、測定限界以下であるのがさらに好ましく、具体的には、０．０００１％以下であることがさらに好ましい。Ｎｂ含有量は低ければ低いほど好ましいため、Ｎｂ含有量は０％としてもよい。ただし、精錬コストを考慮し、好ましくはＮｂ含有量の下限を０．００１０％以上としてもよい。
Ｍｇ：０～０．１０００％
Ｍｇ（マグネシウム）は、Ｓを硫化物又は酸硫化物として固定し、ＭｎＳ等の微細析出を抑制し、仕上げ焼鈍時の再結晶及び結晶粒成長を促進する作用をなす元素である。Ｍｇが０．１０％を超えると、硫化物又は酸硫化物が過剰に生成し、仕上げ焼鈍時の再結晶及び結晶粒成長が阻害されるので、Ｍｇ含有量は０．１０００％以下とする。好ましくは、０．００２０％以下、より好ましくは０．００１０％以下である。Ｍｇの下限は、特に制限されず、０％でもよい。上記効果を好ましく得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上とすればよい。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００１０％以上である。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の母材の化学組成は、上記の元素に加えて、選択元素として、例えば、Ｂｉ（ビスマス）、Ｎｄ（ネオジム）、Ｙ（イットリウム）、Ａｓ（ヒ素）、Ｇａ（ガリウム）、Ｇｅ（ゲルマニウム）、Ｃｏ（コバルト）、Ｓｅ（セレン）、Ｐｂ（鉛）を含有してもよい。これらの選択元素の含有量は、公知の知見に基づいて制御すればよい。例えば、これらの選択元素の含有量は、以下とすればよい。
Ｂｉ：０～０．１０００％
Ｎｄ：０～０．１０００％
Ｙ ：０～０．１０００％
Ａｓ：０～０．１０００％
Ｇａ：０～０．１０００％
Ｇｅ：０～０．１０００％
Ｃｏ：０～０．１０００％
Ｓｅ：０～０．１０００％
Ｐｂ：０～０．１０００％
Ｂｉ含有量は０．０１００％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることがより好ましい。Ｎｄ含有量は０．０１００％以下であることが好ましく、０．００２０％以下であることが好ましい。Ｙ含有量は０．００１０％以下であることが好ましい。Ａｓ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｃｏ、Ｓｅ、Ｐｂの含有量はそれぞれ０．０１００％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることがより好ましい。ただし、精錬コストを考慮し、Ｂｉ、Ｎｄ、Ｙ、Ａｓ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｃｏ、Ｓｅ、Ｐｂのそれぞれの含有量は、０．００１０％以上としてもよい。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の母材の化学組成は、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。また、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス燃焼－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
なお、測定対象となる鋼板が、その表面に絶縁被膜等を有している場合は、これらを除去してから化学組成を測定する。無方向性電磁鋼板の絶縁被膜等を除去する方法としては、例えば、次の方法が挙げられる。
まず、絶縁被膜等を有する無方向性電磁鋼板を、水酸化ナトリウム水溶液に浸漬後、洗浄する。最後に、温風で乾燥させる。これにより、後述の絶縁被膜が除去された珪素鋼板を得ることができる。
次に、本実施形態の無方向性電磁鋼板におけるＰの偏析について説明する。
本実施形態の無方向性電磁鋼板は、Ｐが不純物として、又は意図的に添加して０．１０％以下の範囲で含有される。Ｐが結晶粒界に偏析すると鋼板の耐衝撃性が低下する。そのため、本実施形態の無方向性電磁鋼板では、Ｐを結晶粒界に偏析させないようにする。
具体的には、結晶粒界をオージェ電子分光法で測定した際の７００ｅＶにおけるＦｅのピーク間高さＦｅ７００Ｂと、１２０ｅＶにおけるＰのピーク間高さＰ１２０Ｂとの比（Ｐ１２０Ｂ／Ｆｅ７００Ｂ）Ｂが、結晶粒内をオージェ電子分光法で測定した際の７００ｅＶにおけるＦｅのピーク間高さＦｅ７００ｉと、１２０ｅＶにおけるＰのピーク間高さＰ１２０ｉとの比（Ｐ１２０ｉ／Ｆｅ７００ｉ）ｉの２．０倍以下とする。（Ｐ１２０Ｂ／Ｆｅ７００Ｂ）Ｂが（Ｐ１２０ｉ／Ｆｅ７００ｉ）ｉの２．０倍以下であれば、結晶粒界へのＰの偏析が少なくなり、鋼板の耐衝撃性を向上させることが可能になる。結晶粒界へのＰの偏析を抑制するには、前述のとおり化学成分を調整するとともに、後述するように無方向性電磁鋼板を製造する際の条件を最適化する。
オージェ電子分光法によるＰのピーク間高さおよびＦｅのピーク間高さの測定において、粒界におけるＰ１２０Ｂ、とＦｅ７００Ｂ、ならびに、結晶粒内におけるＰ１２０ｉ、とＦｅ７００ｉは次の方法で測定される。
無方向性電磁鋼板を板面に垂直な断面で切断し、１８ｍｍＬ×４ｍｍＷ（Ｌは圧延方向長さ、Ｗは板幅を意味する）の粗試料片を複数採取する。粗試料片に対して試料片の長さ方向中央に切り欠き加工してオージェ電子分光ピーク測定用試験片を作製する。作製されたオージェ電子分光ピーク測定用試験片をオージェ電子分光装置内に入れて液体窒素にて試料を冷却し、試料を破断させる。破断面のうち試料の粒界破壊した破面（粒界面）を探し出し、その粒界面におけるＰ量及びＦｅ量を目安として、結晶粒界、結晶粒内それぞれ１０か所オージェ電子分光法で分析する。そして、結晶粒界に対応する測定箇所において、１２０ｅＶにおけるＰのピーク間高さ「Ｐ１２０Ｂ」の、７００ｅＶにおけるＦｅのピーク間高さ「Ｆｅ７００Ｂ」に対する比（Ｐ１２０Ｂ／Ｆｅ７００Ｂ）Ｂを求め、平均値を算出する。なおここでいう「ピーク間高さ」とは、例えばＰの場合、１２０ｅＶにおいて形成される極大値（最大ピーク）と極小値（最小ピーク）の２つのピークの差分を意味する。
本実施形態の無方向性電磁鋼板において高い強度を有するとは、圧延方向の引張強さが５５０ＭＰａ以上であることを意味する。引張強さは５８０ＭＰａ以上であるのが好ましい。ここで、引張強さはＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）の１３Ｂ号引張試験片を用いて測定する。
次に、本実施形態の無方向性電磁鋼板の衝撃試験の方法について説明する。
一般にＪＩＳ Ｚ２２４２に規定されるようなシャルピー衝撃試験があるが、無方向性電磁鋼板は板厚が薄いためそのままでは衝撃試験ができない。本実施形態では、無方向性電磁鋼板から複数の短冊型試験片（１０ｍｍ×５５ｍｍ、中央に４５°の角度で深さ２ｍｍのＶノッチ入り）を切り出し、これらを積層して高さ１０ｍｍ±０．２ｍｍとなる積層ブロック（積層体）を作製し、衝撃試験を行う。短冊型試験片は、その長手方向が圧延方向となるよう切り出す。ただし、素材によって耐衝撃性が最弱となる方向が異なる場合があるため、その場合は試験片の長手方向が最弱方向となるように採取すればよい。なお本実施形態の範囲内では、耐衝撃性が最弱となる方向が圧延方向であるため、試験片の長手方向（５５ｍｍ）が圧延方向となるように試験片を採取する。積層体における試験片同士の固定方法は、短冊状の単板の両端から１０ｍｍ位置に嫌気性接着剤を塗布して接着する方法とした。耐衝撃性の評価方法としては、常温での衝撃吸収エネルギーで代表できると考えて、これによって評価する。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板においては、母材（珪素鋼板）の表面に絶縁被膜を有することが好ましい。無方向性電磁鋼板は、コアを打ち抜いた後に積層されてから使用される。そのため、母材の表面に絶縁被膜を設けることで、板間の渦電流を低減することができ、コアとして渦電流損を低減することが可能となる。
本実施形態では、絶縁被膜の種類については特に限定されず、無方向性電磁鋼板の絶縁被膜として用いられる公知の絶縁被膜を用いることが可能である。このような絶縁被膜として、例えば、無機物を主体とし、さらに有機物を含んだ複合絶縁被膜を挙げることができる。
ここで、複合絶縁被膜とは、例えば、クロム酸金属塩、リン酸金属塩等の金属塩、または、コロイダルシリカ、Ｚｒ化合物、Ｔｉ化合物等の無機物の少なくともいずれか一方を主体とし、微細な有機樹脂の粒子が分散している絶縁被膜である。特に、近年ニーズの高まっている製造時の環境負荷低減の観点からは、リン酸金属塩、ＺｒもしくはＴｉのカップリング剤を出発物質として用いた絶縁被膜、または、リン酸金属塩、ＺｒもしくはＴｉのカップリング剤の炭酸塩もしくはアンモニウム塩を出発物質として用いた絶縁被膜が好ましく用いられる。
絶縁被膜の付着量は、特に限定するものではないが、例えば、片面あたり２００～１５００ｍｇ／ｍ２程度とすることが好ましく、片面あたり３００～１２００ｍｇ／ｍ２とすることがより好ましい。上記範囲内の付着量となるように絶縁被膜を形成することで、優れた均一性を保持することが可能となる。なお、絶縁被膜の付着量を、事後的に測定する場合には、公知の各種測定法を利用することが可能であり、例えば、水酸化ナトリウム水溶液浸漬前後の質量差を測定する方法、または検量線法を用いた蛍光Ｘ線法等を適宜利用すればよい。
以上、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板について説明してきたが、本実施形態の無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は特に限定されない。ただし、結晶粒が粗大化せずに平均結晶粒径が小さすぎると、鉄損が悪化することが懸念される。一方、結晶粒が過度に粗大化して平均結晶粒径が大きすぎると、加工性が悪化するだけではなく、渦電流損が悪化する場合がある。そのため、無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は１０μｍ～６０μｍとすることが好ましい。
平均結晶粒径は、例えば任意の断面においてＪＩＳ Ｇ０５５１（２０２０）の切断法にて測定することができる。
また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の板厚は特に限定されない。通常、板厚が薄くなれば、鉄損は低くなるものの、磁束密度が低くなる。この点を踏まえると、板厚が０．１５ｍｍ以上であれば、鉄損がより低く、かつ、磁束密度がより高くなる。また、板厚が０．２７ｍｍ以下であれば、低い鉄損を維持できる。そのため、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の好ましい板厚は、０．１５～０．２７ｍｍである。より好ましくは、０．２０～０．２５ｍｍである。
次に、本実施形態の無方向性電磁鋼板の好ましい製造方法、及び得られた無方向性電磁鋼板を素材としたステータコアを備える電動機を製造する方法について説明する。
本実施形態の無方向性電磁鋼板は、上記の化学組成のスラブを加熱した後熱間圧延を施し熱延鋼板とし、得られた熱延鋼板を巻き取り、冷却し、冷却後の熱延鋼板を冷間圧延し、冷間圧延後の鋼板を仕上げ焼鈍することで製造される。具体的に、本実施形態の無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記の化学成分を有する鋼スラブを熱間圧延し熱延鋼板を得る熱延工程と、熱延鋼板を巻き取り、冷却する巻取工程と、冷却後の熱延鋼板を冷間圧延し冷延鋼板を得る冷延工程と、冷延鋼板を仕上げ焼鈍する仕上げ焼鈍工程とを備える。熱延板焼鈍は省略してよい。この場合、熱延鋼板の巻取工程における冷却においては、７００℃～５００℃（高温側）の温度域の滞在時間に比べて５００～２００℃（低温側）の温度域の滞在時間を長くし、かつ５００～２００℃の温度域の滞在時間を１００秒以上とする。なお、滞在時間の上限については定めるものではない。ただし、操業上の観点からあまりに長時間滞在させる必要性もなく、例えば１００００秒程度を上限としてもよい。巻取工程における冷却に関し、各温度域での滞在時間は後に詳述する。また、仕上げ焼鈍工程において、最高温度を９００℃未満以下、冷却過程における７００～５００℃の領域の平均冷却速度を２０℃／秒以上とする。
また、本実施形態の無方向性電磁鋼板の他の製造方法は、熱延鋼板の焼鈍（熱延板焼鈍）を含んでもよい。すなわち、上記の化学組成のスラブを加熱した後熱間圧延を施し熱延鋼板とし、得られた熱延鋼板を巻き取り、冷却し、冷却後の熱延鋼板を加熱、冷却する焼鈍を施し、焼鈍後の熱延鋼板を冷間圧延し、冷間圧延後の鋼板を仕上げ焼鈍することで製造してもよい。具体的に、本実施形態の無方向性電磁鋼板の他の製造方法は、上記の化学成分を有する鋼スラブを熱間圧延し熱延鋼板を得る熱延工程と、熱延鋼板を巻き取り、冷却する巻取工程と、冷却後の熱延鋼板を加熱、冷却する熱延板焼鈍工程と、熱延板焼鈍工程後の熱延鋼板を冷間圧延し冷延鋼板を得る冷延工程と、冷延鋼板を仕上げ焼鈍する仕上げ焼鈍工程とを備える。この場合は、熱延鋼板の焼鈍（熱延板焼鈍）における冷却において、７００℃～５００℃（高温側）の温度域の滞在時間に比べて５００～２００℃（低温側）の温度域の滞在時間を長くし、かつ５００～２００℃の温度域の滞在時間を１０秒以上とする。なお、熱延板焼鈍を行う場合の前述の温度域の滞在時間の上限については定めるものではない。ただし、操業上の観点からあまりに長時間滞在させる必要もなく、例えば１００００秒程度を上限としてもよい。巻取工程における冷却に関し、各温度域での滞在時間は後に詳述する。また、仕上げ焼鈍において、最高温度を９００℃未満、冷却過程における７００～５００℃の領域の平均冷却速度を２０℃／秒以上とする。
スラブは、上記の化学組成を有する鋼を、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ることができる。次いで、スラブを加熱炉に装入して加熱した後、熱間圧延を施し熱延鋼板を得る。ただし、スラブ温度が高い場合には加熱炉に装入しないで熱間圧延を施してもよい。この工程によって、熱延鋼板が得られる。スラブ加熱温度は特に限定されるものではないが、コスト及び熱間圧延性の観点から１０００～１３００℃とすることが好ましい。
鋼スラブを製造後、鋼スラブを再加熱し、熱間圧延を施し、熱延鋼板とする。熱間圧延の条件は特に限定されない。例えば、仕上げ圧延時の最終圧延温度は７００～１０５０℃とすることができる。また、熱間圧延後の熱延鋼板の板厚についても、特に規定するものではないが、熱間圧延とそれ以降の工程の能率を考慮して、例えば、１．５～３．０ｍｍ程度とすることが好ましい。
続いて熱間圧延後の熱延鋼板を、巻き取り、冷却する。巻取り温度は、例えば、７００～１０００℃とすることができる。後述する熱延板焼鈍を省略する場合は、熱延鋼板の巻取工程における冷却においては、７００℃～５００℃（高温側）の滞在時間に比べて５００～２００℃（低温側）の温度域の滞在時間を長くし、かつ５００～２００℃の温度域の滞在時間を１００秒以上とする。７００～５００℃（高温側）の滞在時間で粒界にＰが一部偏析する。しかし、５００℃～２００℃（低温側）の滞在時間を十分に長くすることで、５００℃～２００℃の滞在時間の間に結晶粒界へＣが偏析することが促進され、結果、仕上げ焼鈍時に再びＰの粒界偏析することを抑制できる。逆に５００℃～２００℃の滞在時間が短すぎると、Ｃの偏析が少なくなることでＰが粒界に偏析しやすくなる。また、低温側での滞在時間が長くでも、その滞在時間が高温側での滞在時間よりも短ければ、高温側でのＰの偏析を十分に回避することが困難となる。この観点から、７００℃～５００℃（高温側）の滞在時間の上限は、２００秒以下とし、かつ、高温側と低温側の各滞在時間の差分が、高温側の滞在時間の１０％以上であることが好ましい。７００℃～５００℃（高温側）の滞在時間の下限は特に限定しないが、操業上の観点から、８０秒以上としてよい。
冷却後、熱延板焼鈍を施してもよい。熱延板焼鈍は、例えば、９５０℃以上１０５０℃以下で１０秒間以上３分間以下保持する連続焼鈍にて実施することができる。あるいは、熱延板焼鈍は、７５０℃以上９００℃以下で１時間以上保持するバッチ焼鈍で行ってもよい。
熱延板焼鈍を行う場合は、その後の冷却において、７００～５００℃（高温側）の温度域の滞在時間に比べて５００～２００℃（低温側）の温度域の滞在時間を長くし、かつ５００～２００℃の温度域の滞在時間を１０秒以上とする。低温側の滞在時間が短すぎると、Ｐが粒界に偏析しやすくなる。熱延板焼鈍を実施する場合の冷却過程における滞在時間の上限は定めるものではない。ただし、操業上の観点から、あまりに長時間滞在させる必要はなく、例えば、１００００秒程度を超えて滞在させる必要性は乏しい。なお、高温での回復や未再結晶部の残存によって結晶粒界以外の多くの偏析サイトが存在する熱間圧延後に比べて、熱延板焼鈍後では再結晶で整粒化が進んでいるため析出サイトが限定されている。さらに熱延板焼鈍後では粒成長時のドラッグ効果によって粒界付近への偏析度も高い。そのため、熱延板焼鈍時の方が、滞在時間が短時間でもＰの偏析を少なくできると考えられる。また、熱延板焼鈍を省略した場合（上記参照）を同様に、低温側での滞在時間が長くでも、その滞在時間が高温側での滞在時間よりも短ければ、高温側でのＰの偏析を十分に回避することが困難となる。この観点から、７００℃～５００℃（高温側）の滞在時間の上限は、２０秒以下とし、かつ、高温側と低温側の各滞在時間の差分が、高温側の滞在時間の１０％以上であることが好ましい。７００℃～５００℃（高温側）の滞在時間の下限は特に限定しないが、操業上の観点から、５秒以上としてよい
続いて、熱延鋼板を冷間圧延する。冷間圧延は、例えば室温～３００℃の温度範囲で、合計の圧下率を７０～９０％として行うことができる。特に薄手の電磁鋼板とするのであれば、合計の圧下率は８０％以上とすることができる。冷延の全圧下率は、圧延機の能力や板厚精度など製造管理を考慮すれば、９０％以下であることが好ましい。なお、必要に応じて、熱延鋼板に酸洗を施した上で、冷間圧延してもよい。冷延の圧下率は特に限定されない。
冷間圧延の後、鋼板に仕上げ焼鈍を施し、無方向性電磁鋼板を得る。仕上げ焼鈍工程においては、最高温度を９００℃未満、冷却過程における７００～５００℃の領域の平均冷却速度を２０℃／秒以上とする。これにより、Ｐが拡散し、粒界に偏析することを防止する。最高温度が９００℃を超えると、偏析していたＣが拡散して均質化してしまい、Ｐの粒界偏析が促進されるおそれがある。そのため、仕上げ焼鈍工程における最高温度は、好ましくは８８０℃以下、より好ましくは８５０℃未満である。なお、最高温度の下限は特に限定されないが、磁気特性の観点から、７００℃以上とすることが好ましい。最高温度が７００℃未満の場合は、再結晶及び結晶粒成長が不十分となり鉄損が劣位となる。
また、仕上げ焼鈍工程の冷却過程における７００～５００℃の領域は、Ｐの拡散挙動を制御する上で重要な温度域である。すなわち、Ｐの拡散を抑えてＰの粒界偏析を抑制するためには、冷却過程における７００～５００℃の温度域における平均冷却速度を高めることが効果的である。したがって、冷却過程における７００～５００℃の領域の平均冷却速度を２０℃／秒以上とする。冷却過程における７００～５００℃の領域の平均冷却速度は、好ましくは、２５℃／秒以上であり、より好ましくは３０℃／秒以上である。
なお、仕上げ焼鈍の加熱時の平均昇温速度は特に限定されないが、良好な磁束密度を得る観点から、２０～１０００℃／秒としてよい。
また、仕上げ焼鈍工程における焼鈍雰囲気は、特に限定されないが、Ｐの粒界偏析を抑制する観点からは、還元性雰囲気とすることが好ましい。具体的には、乾窒素水素混合雰囲気とすることが好ましく、水蒸気分圧としてＰＨ２Ｏ／ＰＨ２を０．１以下とすることが好ましい。焼鈍雰囲気が酸化性雰囲気の場合は、脱炭が生じてしまい、Ｐの粒界偏析を抑制するＣの粒界偏析が減少してしまう。その結果、Ｐが粒界偏析することを促進してしまう。
以上のように製造された本実施形態の無方向性電磁鋼板は、５５０ＭＰａ以上の高い引張強さとともに、高い耐衝撃性を有する。
本実施形態の無方向性電磁鋼板を用いて、電動機を製造することができる。電動機のコアは、上記化学組成を有する本実施形態の無方向性電磁鋼板をコア形状に加工してコア原板を作製し、複数のコア原板を積層してコア素材とする。コアの内、ロータコアはコア素材を焼鈍せずに用いられてもよい。一方、ステータコアは、コア素材（ステータコア素材）に対し、加熱、冷却する歪取り焼鈍（コア焼鈍）を施して用いられることにより、さらに低鉄損な電動機を得ることができる。
このとき、上記ステータコア素材の歪取り焼鈍において、加熱温度を７５０～８５０℃、冷却過程における７００～５００℃の領域の平均冷却速度を５℃／分以下とする。これにより、ステータコアの結晶粒界をオージェ電子分光法で測定した際の７００ｅＶにおけるＦｅのピーク間高さＦｅ７００ＳＢと、１２０ｅＶにおけるＰのピーク間高さＰ１２０ ＳＢとの比（Ｐ１２０ＳＢ／Ｆｅ７００ＳＢ）ＳＢが、結晶粒内をオージェ電子分光法で測定した際の７００ｅＶにおけるＦｅのピーク間高さＦｅ７００Ｓｉと、１２０ｅＶにおけるＰのピーク間高さＰ１２０Ｓｉとの比（Ｐ１２０Ｓｉ／Ｆｅ７００Ｓｉ）Ｓｉの４．０倍以上とすることができる。さらに、引張強度が５００ＭＰａ以上である高強度のステータコアを得ることができる。歪取り焼鈍の冷却過程における７００～５００℃の領域の平均冷却速度の下限は特に限定されないが、過剰に長時間としても生産性を阻害してしまうため、１℃／分以上としてよい。
すなわち、部材（コア）として加工する際に無方向性電磁鋼板に導入される加工歪を除去するための歪取り焼鈍後には、上述した無方向性電磁鋼板の場合とは異なり、Ｐを粒界に偏析させることが好ましい。その理由は、Ｐを結晶粒界へ偏析させることにより、結晶粒界にＴｉＣなどの炭化物が析出することを抑制することができ、鉄損を改善することができるためである。さらに、この歪取り焼鈍により、Ｓｉ、Ｍｎ量が高いことによるＰの粒界偏析の促進効果が得られ、無方向性電磁鋼板の製造の場合とは異なり、よい効果がもたらされる。
以下、実施例を例示して、本開示を具体的に説明する。なお、実施例の条件は、本開示の実施可能性および効果を確認するために採用した一例であり、本開示は実施例の条件に限定されるものではない。本開示は、その要旨を逸脱せず、その目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
表１Ａ、表１Ｂに示す成分を有するスラブに、熱間圧延（熱延板の板厚：２．０ｍｍ）、熱延板焼鈍、冷間圧延（合計圧下率：８７．５％）、仕上げ焼鈍を施し、板厚０．２５ｍｍの無方向性電磁鋼板を作製した。仕上げ焼鈍において、表１に示す最高温度までの平均昇温速度は５０℃／秒とし、焼鈍雰囲気は２０％Ｈ２＋８０％Ｎ２（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２＝０．０３）とした。なお、表１Ａ、表１Ｂの化学組成における下線は、本発明の範囲外の組成であることを示し、“－”は、対応する元素含有量が、実施形態に規定の有効数字（最小桁までの数値）において、０％であることを意味する。また、表１のＢ量における「＜０．０００１」は、検出限界値（０．０００１％）未満であることを意味する。
熱延板焼鈍の冷却における７００～５００℃（高温側）および５００～２００℃（低温側）それぞれの滞在時間、仕上げ焼鈍の最高温度、平均冷却速度は表２に示す条件とした。なお、Ｎｏ．４、７では熱延板焼鈍は省略した。Ｎｏ．４、７の「滞在時間」は、熱延鋼板の巻き取り後の冷却における７００～５００℃、５００～２００℃それぞれの滞在時間を示す。
得られた無方向性電磁鋼板の引張強さ、衝撃吸収エネルギー、結晶粒界、結晶粒内のＰ１２０／Ｆｅ７００の比率を、前述の方法で測定した。結果を表２に示す。
なお、表２の「仕上げ焼鈍後」の「粒界／粒内」は、｛（Ｐ１２０Ｂ／Ｆｅ７００Ｂ）Ｂ／（Ｐ１２０ｉ／Ｆｅ７００ｉ）ｉ｝を意味し、「コア焼鈍後」の「粒界／粒内」は、｛（Ｐ１２０ＳＢ／Ｆｅ７００ＳＢ）ＳＢ／（Ｐ１２０Ｓｉ／Ｆｅ７００Ｓｉ）Ｓｉ｝を意味する。
衝撃吸収エネルギーは、２００Ｊ／ｃｍ２以上であれば、耐衝撃性に優れていると判断した。
さらに、得られた無方向性電磁鋼板をステータコア形状に加工してステータコア素材を作製し、加熱、冷却する歪取り焼鈍（コア焼鈍）を施した。歪取り焼鈍における加熱温度は８００℃、７００～５００℃の領域の平均冷却速度は３℃／分とした。歪取り焼鈍後の加工品について、４００Ｈｚでのヒステリシス損（Ｗｈ１０／４００）を求めた。結果を表２に示す。Ｗｈ１０／４００が、５．６Ｗ／ｋｇ未満であれば、磁気特性に優れていると判断した。
なお、ヒステリシス損は、次の方法で測定した。歪取り焼鈍後の加工品の鉄損（Ｗｈ１０／４００）を、ＪＩＳ Ｃ ２５５０の直流測定に準拠して測定したＷｈ１０／１を４００倍とした。
表２における下線は、本発明の範囲外、または、目標とする特性が得られていないことを示す。
本発明によれば、高強度であり、耐衝撃性に優れた無方向性電磁鋼板が得られることが確認できた。また、本発明の無方向性電磁鋼板を素材としたステータコアは、優れた磁気特性を有することが確認できた。
Figure 0007231115000001
Figure 0007231115000002
Figure 0007231115000003

Claims (7)

  1. 母材の化学組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．００１０～０．００４０％、
    Ｓｉ：３．２～４．５％、
    ｓоｌ．Ａｌ：０．２～２．０％、
    Ｍｎ：０．１～３．５％、
    Ｐ ：０％超、０．１０％以下、
    Ｓ ：０～０．００３０％、
    Ｎ ：０～０．００３０％、
    Ｔｉ：０～０．００３０％、
    Ｍｏ：０．００１０～０．１０００％、
    Ｃｒ：０～０．１０％、
    Ｂ ：０～０．００１０％、
    Ｎｉ：０～０．５０％、
    Ｃｕ：０～０．５０％、
    Ｓｎ：０～０．２０００％、
    Ｓｂ：０～０．２０００％、
    Ｃａ：０～０．００５０％、
    Ｚｎ：０～０．００５０％、
    Ｌａ：０～０．００５０％、
    Ｃｅ：０～０．００５０％、
    Ｏ ：０～０．１０００％、
    Ｖ ：０～０．１０００％、
    Ｗ ：０～０．１０００％、
    Ｚｒ：０～０．１０００％、
    Ｎｂ：０～０．１０００％、
    Ｍｇ：０～０．１０００％、
    Ｂｉ：０～０．１０００％、
    Ｎｄ：０～０．１０００％、
    Ｙ ：０～０．１０００％、
    Ａｓ：０～０．１０００％、
    Ｇａ：０～０．１０００％、
    Ｇｅ：０～０．１０００％、
    Ｃｏ：０～０．１０００％、
    Ｓｅ：０～０．１０００％、
    Ｐｂ；０～０．１０００％、及び
    残部：Ｆｅ及び不純物
    であり、
    引張強さが５５０ＭＰａ以上であり、
    結晶粒界をオージェ電子分光法で測定した際の７００ｅＶにおけるＦｅのピーク間高さＦｅ７００Ｂと、１２０ｅＶにおけるＰのピーク間高さＰ１２０Ｂとの比（Ｐ１２０Ｂ／Ｆｅ７００Ｂ）Ｂが、結晶内をオージェ電子分光法で測定した際の７００ｅＶにおけるＦｅのピーク間高さＦｅ７００ｉと、１２０ｅＶにおけるＰのピーク間高さＰ１２０ｉとの比（Ｐ１２０ｉ／Ｆｅ７００ｉ）ｉの２．０倍以下である
    ことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
  2. Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
    Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
    Ｓｎ：０．０１～０．２０００％、
    Ｓｂ：０．０１～０．２０００％、
    Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
    Ｚｎ：０．０００３～０．００５０％、
    Ｌａ：０．０００５～０．００５０％、
    Ｃｅ：０．０００５～０．００５０％、
    Ｏ ：０．００２０～０．１０００％、
    Ｖ ：０．００１０～０．０１００％、
    Ｗ ：０．００１０～０．０１００％、
    Ｚｒ：０．００１０～０．０１００％、
    Ｎｂ：０．００１０～０．０１００％、
    Ｍｇ：０．００１０～０．０１００％、
    Ｂｉ：０．００１０～０．０１００％、
    Ｎｄ：０．００１０～０．０１００％、
    Ｙ ：０．００１０～０．０１００％、
    Ａｓ：０．００１０～０．０１００％、
    Ｇａ：０．００１０～０．０１００％、
    Ｇｅ：０．００１０～０．０１００％、
    Ｃｏ：０．００１０～０．０１００％、
    Ｓｅ：０．００１０～０．０１００％、
    Ｐｂ；０．００１０～０．０１００％、
    からなる群から選択される１種以上を含有する
    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. 前記母材の表面に絶縁被膜を有する、
    請求項１または請求項２に記載の無方向性電磁鋼板。
  4. 請求項１又は２に記載の無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、
    請求項１又は２に記載の化学成分を有する鋼スラブを熱間圧延し熱延鋼板を得る熱延工程、
    前記熱延鋼板を巻き取り、冷却する巻取工程、
    冷却後の前記熱延鋼板を冷間圧延し冷延鋼板を得る冷延工程、
    前記冷延鋼板を仕上げ焼鈍する仕上げ焼鈍工程
    を備え、
    前記熱延鋼板の巻取工程における冷却において、７００～５００℃の温度域の滞在時間よりも５００～２００℃の温度域の滞在時間を長くし、かつ前記５００～２００℃の温度域の滞在時間を１００秒以上とし、
    前記仕上げ焼鈍工程において、最高温度を９００℃未満、冷却過程における７００～５００℃の領域の平均冷却速度を２０℃／秒以上とする
    ことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 請求項１又は２に記載の無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、
    請求項１又は２に記載の化学成分を有する鋼スラブを熱間圧延し熱延鋼板を得る工程、
    前記熱延鋼板を巻き取り、冷却する巻取工程、
    冷却後の前記熱延鋼板を加熱、冷却する熱延板焼鈍工程、
    熱延板焼鈍工程後の熱延鋼板を冷間圧延し冷延鋼板を得る冷延工程、
    前記冷延鋼板を仕上げ焼鈍する仕上げ焼鈍工程
    を備え、
    前記熱延鋼板の前記熱延板焼鈍工程における冷却において、７００～５００℃の温度域の滞在時間よりも５００～２００℃の温度域の滞在時間を長くし、かつ前記５００～２００℃の温度域の滞在時間を１０秒以上とし、
    前記仕上げ焼鈍工程において、最高温度を９００℃未満、冷却過程における７００～５００℃の領域の平均冷却速度を２０℃／秒以上とする
    ことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
  6. ステータコアを備える電動機であって、
    前記ステータコアの化学組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．００１０～０．００４０％、
    Ｓｉ：３．２～４．５％、
    ｓоｌ．Ａｌ：０．２～２．０％、
    Ｍｎ：０．１～３．５％、
    Ｐ ：０％超、０．１０％以下、
    Ｓ ：０～０．００３０％、
    Ｎ ：０～０．００３０％、
    Ｔｉ：０～０．００３０％、
    Ｍｏ：０．００１０～０．１０００％、
    Ｃｒ：０～０．１０％、
    Ｂ ：０～０．００１０％、
    Ｎｉ：０～０．５０％、
    Ｃｕ：０～０．５０％、
    Ｓｎ：０～０．２０００％、
    Ｓｂ：０～０．２０００％、
    Ｃａ：０～０．００５０％、
    Ｚｎ：０～０．００５０％、
    Ｌａ：０～０．００５０％、
    Ｃｅ：０～０．００５０％、
    Ｏ ：０～０．１０００％、
    Ｖ ：０～０．１０００％、
    Ｗ ：０～０．１０００％、
    Ｚｒ：０～０．１０００％、
    Ｎｂ：０～０．１０００％、
    Ｍｇ：０～０．１０００％、
    Ｂｉ：０～０．１０００％、
    Ｎｄ：０～０．１０００％、
    Ｙ ：０～０．１０００％、
    Ａｓ：０～０．１０００％、
    Ｇａ：０～０．１０００％、
    Ｇｅ：０～０．１０００％、
    Ｃｏ：０～０．１０００％、
    Ｓｅ：０～０．１０００％、
    Ｐｂ；０～０．１０００％、及び
    残部：Ｆｅ及び不純物
    であり、
    引張強さが５００ＭＰａ以上であり、
    前記ステータコアの結晶粒界をオージェ電子分光法で測定した際の７００ｅＶにおけるＦｅのピーク間高さＦｅ７００ＳＢと、１２０ｅＶにおけるＰのピーク間高さＰ１２０Ｓ Ｂとの比（Ｐ１２０ＳＢ／Ｆｅ７００ＳＢ）ＳＢが、結晶内をオージェ電子分光法で測定した際の７００ｅＶにおけるＦｅのピーク間高さＦｅ７００Ｓｉと、１２０ｅＶにおけるＰのピーク間高さＰ１２０Ｓｉとの比（Ｐ１２０Ｓｉ／Ｆｅ７００Ｓｉ）Ｓｉの４．０倍以上である
    ことを特徴とする電動機。
  7. 請求項６に記載の電動機の製造方法であって、
    請求項１又は２に記載の無方向性電磁鋼板をステータコア形状に加工してステータコア素材とする工程と、
    前記ステータコア素材を熱処理してステータコアを得る焼鈍工程
    を備え、
    前記ステータコア素材の前記焼鈍工程において、
    加熱温度を７５０～８５０℃、冷却過程における７００～５００℃の領域の平均冷却速度を５℃／分以下とする
    ことを特徴とする電動機の製造方法。
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