JP7371815B1 - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明に係る無方向性電磁鋼板は、質量％で、C：0.010％以下、Si：1.0％以上、5.0％以下、Mn：0.05％以上、5.0％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：3.0％以下、N：0.005％以下、を含み、残部Feおよび不可避不純物であり、平均結晶粒径が60μm以上200μm以下であり、圧延方向または圧延直角方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SAと圧延方向または圧延直角方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SBがSA－SB≧0を満たす。
Description
本発明は、無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。
近年、地球温暖化等の環境問題への配慮からＣＯ２排出量の削減および省エネルギー化が求められており、自動車分野では、エンジンとモータを併用したハイブリッド電気自動車（ＨＥＶ）、電動モータのみで駆動する電気自動車（ＥＶ）および燃料電池電気自動車（ＦＣＥＶ）等の開発が進められている。上記ＨＥＶ，ＥＶおよびＦＣＥＶ等に用いられるモータは、モータ効率の高効率化のために高速回転に有利な高周波域で駆動されるのが一般的である。上記モータの鉄心材料には無方向性電磁鋼板が多く使用されており、モータ効率の高効率化を達成するために上記鋼板には高周波域での低鉄損化が強く求められている。
従来、無方向性電磁鋼板は、主にＳｉやＡｌ等の合金元素を添加して固有抵抗を高めたり、板厚を薄くしたりして渦電流損を低減することにより低鉄損化を図ってきた。しかしながら、合金元素の多量の添加は、低鉄損化を達成できても、飽和磁束密度の低下を招く。飽和磁束密度の低下は、モータの銅損増加を招くため、モータ効率の低下に繋がる。また、板厚の減少は、熱延鋼板の板厚を薄くしたり、冷延圧下率を高めたりする必要があるため、生産性の低下を招く。そこで、飽和磁束密度の低下や生産性の低下を招くことのない高磁束密度－高周波低鉄損の無方向性電磁鋼板が開発できれば、モータの高効率化に大いに寄与するものと考えられる。
高周波域で低鉄損の無方向性電磁鋼板を得る技術として、例えば特許文献１には、Ｃｒを添加することにより鋼の固有抵抗を高め、高周波域での低鉄損化を図る方法が開示されている。
しかしながら、Ｃｒは飽和磁束密度を低下させる元素である。このため、特許文献１に開示されている技術では、高磁束密度と高周波低鉄損を両立させることができず、昨今の無方向性電磁鋼板に対する要求には十分に応えることができない。
本発明は、上記課題を解決すべくなされたものであり、その目的は、飽和磁束密度の低下や生産性の低下を招くことのない、高磁束密度－高周波低鉄損の無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することにある。
本発明者らは、上記課題の解決に関し鋭意検討したところ、圧延方向または圧延直角方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SAと圧延方向または圧延直角方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SBがSA－SB≧0を満たすように鋼板組織を制御することによって、磁束密度が高く、かつ高周波域で低鉄損である無方向性電磁鋼板が得られることを知見するに到った。さらに、焼鈍工程における加熱時の急熱停止温度や中間保持時間等を適切な範囲とすることにより、特定の方位を向いた結晶の面積率を制御できることも見出した。
本発明はかかる知見に基づきなされたものであり、以下の構成を有する。
本発明に係る無方向性電磁鋼板は、質量％で、C：0.010％以下、Si：1.0％以上、5.0％以下、Mn：0.05％以上、5.0％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：3.0％以下、N：0.005％以下を含み、残部Feおよび不可避不純物であり、平均結晶粒径が60μm以上200μm以下であり、圧延方向または圧延直角方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SAと圧延方向または圧延直角方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SBがSA－SB≧0を満たす。
圧延45°方向および圧延-45°方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SCと圧延45°方向および圧延-45°方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SDが5×SC－SD≧0を満たすとよい。
質量％で、さらにCoを0.0005％以上、0.0050％以下含むとよい。
質量％で、さらにZnを0.0005％以上、0.0050％以下含むとよい。
質量％で、さらに、下記A～D群のうち少なくとも１群の成分と、Cu：0％以上0.5％以下、Ni：0％以上0.5％以下、W：0％以上0.05％以下、Ti：0％以上0.005％、Nb：0％以上0.005％以下、V：0％以上0.010％以下、Ta：0％以上0.002％以下、B：0％以上0.002％以下、Ga：0％以上0.005%以下、Pb：0％以上0.002％以下、As：0％以上0.05％以下およびGe：0％以上0.05％以下から選んだ１種又は２種以上を含有するとよい。
・A群；Mo：0.01％以上0.20％以下
・B群；Cr：0.1％以上5.0％以下
・C群；Ca：0.001％以上0.10％以下、Mg：0.001％以上0.10％以下およびREM：0.001％以上0.10％以下のうちのいずれか１種又は２種以上
・D群；Sn：0.001％以上0.20％以下およびSb：0.001％以上0.20％以下のうちのいずれか１種又は２種
・B群；Cr：0.1％以上5.0％以下
・C群；Ca：0.001％以上0.10％以下、Mg：0.001％以上0.10％以下およびREM：0.001％以上0.10％以下のうちのいずれか１種又は２種以上
・D群；Sn：0.001％以上0.20％以下およびSb：0.001％以上0.20％以下のうちのいずれか１種又は２種
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法であって、前記無方向性電磁鋼板の組成を有する鋼素材に熱間圧延を施すことにより熱延板を得る熱間圧延工程と、必要に応じて前記熱延板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程と、前記熱延板および前記熱延板焼鈍が施された前記熱延板に酸洗を施す酸洗工程と、前記酸洗が施された前記熱延板に冷間圧延を施すことにより冷延板を得る冷間圧延工程と、前記冷延板を、200℃から400℃以上600℃以下の保持温度Ｔ1までの平均昇温速度Ｖ１が50℃/s以上、保持温度Ｔ1での保持時間ｔが1秒以上10秒以下、保持温度Ｔ1から750℃の平均昇温速度Ｖ2が15℃/s以上の条件で、875℃以上1050℃以下の焼鈍温度Ｔ2まで加熱し、冷却することにより冷延焼鈍板を得る焼鈍工程と、を含む。
前記冷間圧延工程を最終パスのワークロール径が150mmφ以上、最終パスの圧下率が15％以上、最終パスのひずみ速度が100s-1以上1300s-1以下の条件で行うとよい。
本発明によれば、飽和磁束密度の低下や生産性の低下を招くことのない、高磁束密度－高周波低鉄損の無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することができる。従って、本発明に係る無方向性電磁鋼板およびその製造方法を用いることにより、モータの高効率化を達成することができる。打抜き時の歪みによる鉄損の上昇を低減することを目的として、本発明に係る無方向性電磁鋼板に歪取り焼鈍を施しても、上記効果は何ら影響を受けない。
以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。
〈鋼板の成分組成〉
先ず、本発明に係る無方向性電磁鋼板（以下、「鋼板」と略記）およびモータコアが有する好適な成分組成について説明する。成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
先ず、本発明に係る無方向性電磁鋼板（以下、「鋼板」と略記）およびモータコアが有する好適な成分組成について説明する。成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
Ｃ：0.010％以下
Ｃは、モータの使用中に炭化物を形成して磁気時効を起こし、モータの鉄損特性を劣化させる有害元素である。磁気時効を回避するためには鋼板中に含まれるＣは0.010％以下とする。好ましくは0.004％以下である。Ｃ添加量の下限は特に規定しないが、過度にＣを低減した鋼板は非常に高価であることから、0.0001％程度とするのが好ましい。
Ｃは、モータの使用中に炭化物を形成して磁気時効を起こし、モータの鉄損特性を劣化させる有害元素である。磁気時効を回避するためには鋼板中に含まれるＣは0.010％以下とする。好ましくは0.004％以下である。Ｃ添加量の下限は特に規定しないが、過度にＣを低減した鋼板は非常に高価であることから、0.0001％程度とするのが好ましい。
Si：1.0％以上5.0％以下
Siは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減する効果があり、また固溶強化により鋼の強度を高める効果がある。このような効果を得るためには、Si添加量を1.0％以上とすればよい。一方、Si添加量が5.0％を超えると、飽和磁束密度の低下に伴い磁束密度が顕著に低下するため、上限を5.0％以下とする。したがって、Si添加量は1.0％以上5.0％以下の範囲とする。好ましくは1.5％以上4.5％未満の範囲、より好ましくは2.0％以上4.0％未満の範囲である。
Siは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減する効果があり、また固溶強化により鋼の強度を高める効果がある。このような効果を得るためには、Si添加量を1.0％以上とすればよい。一方、Si添加量が5.0％を超えると、飽和磁束密度の低下に伴い磁束密度が顕著に低下するため、上限を5.0％以下とする。したがって、Si添加量は1.0％以上5.0％以下の範囲とする。好ましくは1.5％以上4.5％未満の範囲、より好ましくは2.0％以上4.0％未満の範囲である。
Mn：0.05％以上5.0％以下
Mnは、Siと同様、鋼の固有抵抗と強度を高めるのに有用な元素である。このような効果を得るためには、Mnを0.05％以上含有する必要がある。一方、5.0％を超える添加は、MnCの析出を促進してモータの磁気特性を劣化させる場合があるため、上限は5.0％とする。したがって、Mn添加量は0.05％以上5.0％以下とする。好ましくは0.1％以上3.0％以下の範囲である。
Mnは、Siと同様、鋼の固有抵抗と強度を高めるのに有用な元素である。このような効果を得るためには、Mnを0.05％以上含有する必要がある。一方、5.0％を超える添加は、MnCの析出を促進してモータの磁気特性を劣化させる場合があるため、上限は5.0％とする。したがって、Mn添加量は0.05％以上5.0％以下とする。好ましくは0.1％以上3.0％以下の範囲である。
Ｐ：0.1％以下
Ｐは、鋼の強度（硬さ）調整に用いられる有用な元素である。しかしながら、Ｐ添加量が0.1％を超えると、靱性が低下し、加工時に割れを生じやすいため、上限は0.1％とする。下限は特に規定しないが、過度にＰを低減した鋼板は非常に高価であることから、0.001％とする。Ｐ添加量は好ましくは0.003％以上0.08％以下の範囲である。
Ｐは、鋼の強度（硬さ）調整に用いられる有用な元素である。しかしながら、Ｐ添加量が0.1％を超えると、靱性が低下し、加工時に割れを生じやすいため、上限は0.1％とする。下限は特に規定しないが、過度にＰを低減した鋼板は非常に高価であることから、0.001％とする。Ｐ添加量は好ましくは0.003％以上0.08％以下の範囲である。
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、微細析出物を形成してモータの鉄損特性に悪影響を及ぼす元素である。特に、Ｓ添加量が0.01％を超えると、その悪影響が顕著になるため、上限は0.01％とする。下限は特に規定しないが、過度にＳを低減した鋼板は非常に高価であることから、0.0001％とする。Ｓ添加量は好ましくは0.0003％以上0.0080％以下の範囲である。
Ｓは、微細析出物を形成してモータの鉄損特性に悪影響を及ぼす元素である。特に、Ｓ添加量が0.01％を超えると、その悪影響が顕著になるため、上限は0.01％とする。下限は特に規定しないが、過度にＳを低減した鋼板は非常に高価であることから、0.0001％とする。Ｓ添加量は好ましくは0.0003％以上0.0080％以下の範囲である。
Al：3.0％以下
Alは、Siと同様、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減する効果がある有用な元素である。このような効果を得るためには0.005％以上添加することが好ましい。より好ましくは0.010％以上、さらに好ましくは0.015％以上である。一方、3.0％を超える添加は鋼板表面の窒化を助長し、磁気特性を劣化させることがあるため、上限を3.0％とする。より好ましくは2.0％以下である。
Alは、Siと同様、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減する効果がある有用な元素である。このような効果を得るためには0.005％以上添加することが好ましい。より好ましくは0.010％以上、さらに好ましくは0.015％以上である。一方、3.0％を超える添加は鋼板表面の窒化を助長し、磁気特性を劣化させることがあるため、上限を3.0％とする。より好ましくは2.0％以下である。
Ｎ：0.0050％以下
Ｎは、微細析出物を形成して鉄損特性に悪影響を及ぼす元素である。特に、添加量が0.0050％を超えると、その悪影響が顕著になるため、上限は0.0050％とする。下限は特に規定しないが、過度にＮを低減した鋼板は非常に高価であることから、0.0005％とする。Ｎ添加量は好ましくは0.0008％以上0.0030％以下の範囲である。
Ｎは、微細析出物を形成して鉄損特性に悪影響を及ぼす元素である。特に、添加量が0.0050％を超えると、その悪影響が顕著になるため、上限は0.0050％とする。下限は特に規定しないが、過度にＮを低減した鋼板は非常に高価であることから、0.0005％とする。Ｎ添加量は好ましくは0.0008％以上0.0030％以下の範囲である。
本発明に係る無方向性電磁鋼板では、上記成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。さらに、要求特性に応じて、上記成分組成に加えて、Co、Zn、Mo、Cr、Ca、Mg、REM、Sn、Sb、Cu、Ni、W、Ti、Nb、V、Ta、B、Ga、Pb、AsおよびGeのうちから選ばれる１種または２種以上を下記の範囲で含有することができる。
Co：0.0005％以上0.0050％以下
Coには、焼鈍工程における加熱時の急熱停止温度や中間保持時間等を適切な範囲としたときに、圧延方向または圧延直角方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SAを増加させ、圧延方向または圧延直角方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SBを低下させる効果がある。すなわち、Coの微量添加によりSA－SB≧0を安定的に実現することができる。このような効果を得るためには、Co添加量を0.0005％以上とすればよい。一方、Coは0.0050％を超えると効果が飽和し、いたずらにコストの上昇を招くため、上限を0.0050％とする。したがって、Coは0.0005%以上0.0050%以下の範囲で添加することが好ましい。
Coには、焼鈍工程における加熱時の急熱停止温度や中間保持時間等を適切な範囲としたときに、圧延方向または圧延直角方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SAを増加させ、圧延方向または圧延直角方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SBを低下させる効果がある。すなわち、Coの微量添加によりSA－SB≧0を安定的に実現することができる。このような効果を得るためには、Co添加量を0.0005％以上とすればよい。一方、Coは0.0050％を超えると効果が飽和し、いたずらにコストの上昇を招くため、上限を0.0050％とする。したがって、Coは0.0005%以上0.0050%以下の範囲で添加することが好ましい。
Zn：0.0005%以上0.0050%以下
Znには、焼鈍工程における加熱時の急熱停止温度や中間保持時間等を適切な範囲としたときに、圧延45°方向および圧延-45°方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SCを増加させ、圧延45°方向および圧延-45°方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SDを低下させる効果がある。すなわち、Znの微量添加により5×SC－SD≧0を安定的に実現することができる。このような効果を得るためには、Zn添加量を0.0005％以上とすればよい。一方、Znは0.0050％を超えると効果が飽和し、いたずらにコストの上昇を招くため、上限を0.0050％とする。したがって、Znは0.0005%以上0.0050%以下の範囲で添加することが好ましい。
Znには、焼鈍工程における加熱時の急熱停止温度や中間保持時間等を適切な範囲としたときに、圧延45°方向および圧延-45°方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SCを増加させ、圧延45°方向および圧延-45°方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SDを低下させる効果がある。すなわち、Znの微量添加により5×SC－SD≧0を安定的に実現することができる。このような効果を得るためには、Zn添加量を0.0005％以上とすればよい。一方、Znは0.0050％を超えると効果が飽和し、いたずらにコストの上昇を招くため、上限を0.0050％とする。したがって、Znは0.0005%以上0.0050%以下の範囲で添加することが好ましい。
Mo：0.01%以上0.20%以下
Moには、鋼中で微細な炭化物を形成し、鋼板の強度を高める効果がある。このような効果を得るためには、Mo添加量を0.01%以上とすればよい。一方、Mo添加量が0.20%を超えると過度に炭化物が形成され鉄損が劣化するため、上限を0.20%する。したがって、Moは0.01%以上、0.20%以下の範囲で添加することが好ましい。
Moには、鋼中で微細な炭化物を形成し、鋼板の強度を高める効果がある。このような効果を得るためには、Mo添加量を0.01%以上とすればよい。一方、Mo添加量が0.20%を超えると過度に炭化物が形成され鉄損が劣化するため、上限を0.20%する。したがって、Moは0.01%以上、0.20%以下の範囲で添加することが好ましい。
Cr：0.1％以上5.0％以下
Crは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減する効果がある。このような効果を得るためには、Cr添加量を0.1％以上とすればよい。一方、Cr添加量が0.1％を超えると、飽和磁束密度の低下に伴い磁束密度が顕著に低下するため、上限を5.0％する。したがって、Crは0.1％以上5.0％以下の範囲で添加することが好ましい。
Crは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減する効果がある。このような効果を得るためには、Cr添加量を0.1％以上とすればよい。一方、Cr添加量が0.1％を超えると、飽和磁束密度の低下に伴い磁束密度が顕著に低下するため、上限を5.0％する。したがって、Crは0.1％以上5.0％以下の範囲で添加することが好ましい。
Ca：0.001％以上0.10％以下
Caは、硫化物としてＳを固定し、鉄損の低減に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ca添加量は0.001％以上とすればよい。一方、Ca添加量が0.10％を超えると効果が飽和し、いたずらにコストの上昇を招くため、上限を0.10％とする。したがって、Caは0.001％以上0.10％以下の範囲で添加することが好ましい。
Caは、硫化物としてＳを固定し、鉄損の低減に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ca添加量は0.001％以上とすればよい。一方、Ca添加量が0.10％を超えると効果が飽和し、いたずらにコストの上昇を招くため、上限を0.10％とする。したがって、Caは0.001％以上0.10％以下の範囲で添加することが好ましい。
Mg：0.001％以上0.10％以下
Mgは、硫化物としてＳを固定し、鉄損の低減に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Mg添加量は0.001％以上とすればよい。一方、Mg添加量が0.10％を超えると効果が飽和し、いたずらにコストの上昇を招くため、上限を0.10％とする。したがって、Mgは0.001％以上0.10％以下の範囲で添加することが好ましい。
Mgは、硫化物としてＳを固定し、鉄損の低減に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Mg添加量は0.001％以上とすればよい。一方、Mg添加量が0.10％を超えると効果が飽和し、いたずらにコストの上昇を招くため、上限を0.10％とする。したがって、Mgは0.001％以上0.10％以下の範囲で添加することが好ましい。
REM：0.001％以上0.10％以下
REMは、硫化物としてＳを固定し、鉄損の低減に寄与する元素群である。このような効果を得るためには、REM添加量は0.001％以上とすればよい。一方、REM添加量が0.10％を超えると効果が飽和し、いたずらにコストの上昇を招くため、上限を0.10％とする。したがって、REMは0.001％以上0.10％以下の範囲で添加することが好ましい。
REMは、硫化物としてＳを固定し、鉄損の低減に寄与する元素群である。このような効果を得るためには、REM添加量は0.001％以上とすればよい。一方、REM添加量が0.10％を超えると効果が飽和し、いたずらにコストの上昇を招くため、上限を0.10％とする。したがって、REMは0.001％以上0.10％以下の範囲で添加することが好ましい。
Sn：0.001％以上0.20％以下
Snは、集合組織改善により磁束密度向上および鉄損低減に効果的な元素である。このような効果を得るためには、Sn添加量は0.001％以上とすればよい。一方、Sn添加量が0.20％を超えると効果が飽和し、いたずらにコストの上昇を招くため、上限を0.20％とする。したがって、Snは0.001％以上0.20％以下の範囲で添加することが好ましい。
Snは、集合組織改善により磁束密度向上および鉄損低減に効果的な元素である。このような効果を得るためには、Sn添加量は0.001％以上とすればよい。一方、Sn添加量が0.20％を超えると効果が飽和し、いたずらにコストの上昇を招くため、上限を0.20％とする。したがって、Snは0.001％以上0.20％以下の範囲で添加することが好ましい。
Sb：0.001％以上0.20％以下
Sbは、集合組織改善により磁束密度向上および鉄損低減に効果的な元素である。このような効果を得るためには、Sb添加量は0.001％以上とすればよい。一方、Sb添加量が0.20％を超えると効果が飽和し、いたずらにコストの上昇を招くため、上限を0.20％とする。したがって、Sbは0.001％以上0.20％以下の範囲で添加することが好ましい。
Sbは、集合組織改善により磁束密度向上および鉄損低減に効果的な元素である。このような効果を得るためには、Sb添加量は0.001％以上とすればよい。一方、Sb添加量が0.20％を超えると効果が飽和し、いたずらにコストの上昇を招くため、上限を0.20％とする。したがって、Sbは0.001％以上0.20％以下の範囲で添加することが好ましい。
Cu：0％以上0.5％以下、Ni：0％以上0.5％以下
Cu、Niは、鋼の靭性を向上させる元素であり、適宜添加することができる。しかしながら、0.5％を超えて添加しても上記効果が飽和するため、添加量の上限はそれぞれ0.5％とするのが好ましい。より好ましくは、添加量はそれぞれ0.01％以上0.1％以下の範囲である。
Cu、Niは、鋼の靭性を向上させる元素であり、適宜添加することができる。しかしながら、0.5％を超えて添加しても上記効果が飽和するため、添加量の上限はそれぞれ0.5％とするのが好ましい。より好ましくは、添加量はそれぞれ0.01％以上0.1％以下の範囲である。
W：0％以上0.05％以下
Wは、微細炭化物を形成し、析出強化により鋼板強度を高めることを介して打抜き疲労強度を向上させるため、適宜添加することができる。一方で、添加量が上記範囲を超えると過度に炭化物が形成され鉄損が劣化する。したがって、Wの添加量は0％以上0.05％以下の範囲とする。好ましい添加量の上限は0.02％である。
Wは、微細炭化物を形成し、析出強化により鋼板強度を高めることを介して打抜き疲労強度を向上させるため、適宜添加することができる。一方で、添加量が上記範囲を超えると過度に炭化物が形成され鉄損が劣化する。したがって、Wの添加量は0％以上0.05％以下の範囲とする。好ましい添加量の上限は0.02％である。
Ti：0％以上0.005％以下、Nb：0％以上0.005％以下、V：0％以上0.010％以下、Ta：0％以上0.002％以下
Ti、Nb、V、Taは、微細な炭窒化物を形成し、析出強化により鋼板強度を高めることを介して打抜き疲労強度を向上させるため、適宜添加することができる。一方で、添加量が上記範囲を超えると過度に炭窒化物が形成され鉄損が劣化する。したがって、Ti、Nb、V、Taの添加量はそれぞれ、Ti：0％以上0.005％以下、Nb：0％以上0.005％以下、V：0％以上0.010％以下、Ta：0％以上0.002％以下の範囲とする。好ましい添加量の上限はTi：0.002％、Nb：0.002％、V：0.005％、Ta：0.001％である。
Ti、Nb、V、Taは、微細な炭窒化物を形成し、析出強化により鋼板強度を高めることを介して打抜き疲労強度を向上させるため、適宜添加することができる。一方で、添加量が上記範囲を超えると過度に炭窒化物が形成され鉄損が劣化する。したがって、Ti、Nb、V、Taの添加量はそれぞれ、Ti：0％以上0.005％以下、Nb：0％以上0.005％以下、V：0％以上0.010％以下、Ta：0％以上0.002％以下の範囲とする。好ましい添加量の上限はTi：0.002％、Nb：0.002％、V：0.005％、Ta：0.001％である。
B：0％以上0.002％以下、Ga：0％以上0.005％以下
B、Gaは、微細な窒化物を形成し、析出強化により鋼板強度を高めることを介して打抜き疲労強度を向上させるため、適宜添加することができる。一方で、添加量が上記範囲を超えると過度に窒化物が形成され鉄損が劣化する。したがって、B、Gaの添加量はそれぞれ、B：0％以上0.002％以下、Ga：0％以上0.005％以下の範囲とする。好ましい添加量の上限はB：0.001％、Ga：0.002％である。
B、Gaは、微細な窒化物を形成し、析出強化により鋼板強度を高めることを介して打抜き疲労強度を向上させるため、適宜添加することができる。一方で、添加量が上記範囲を超えると過度に窒化物が形成され鉄損が劣化する。したがって、B、Gaの添加量はそれぞれ、B：0％以上0.002％以下、Ga：0％以上0.005％以下の範囲とする。好ましい添加量の上限はB：0.001％、Ga：0.002％である。
Pb：0％以上0.002％以下
Pbは、微細なPb粒子を形成し、析出強化により鋼板強度を高めることを介して打抜き疲労強度を向上させるため、適宜添加することができる。一方で、添加量が上記範囲を超えると過度にPb粒子が形成され鉄損が劣化する。したがって、Pbの添加量は0％以上0.002％以下の範囲とする。好ましい添加量の上限は0.001％である。
Pbは、微細なPb粒子を形成し、析出強化により鋼板強度を高めることを介して打抜き疲労強度を向上させるため、適宜添加することができる。一方で、添加量が上記範囲を超えると過度にPb粒子が形成され鉄損が劣化する。したがって、Pbの添加量は0％以上0.002％以下の範囲とする。好ましい添加量の上限は0.001％である。
As：0％以上0.05％以下、Ge：0％以上0.05％以下
As、Geは、集合組織改善により磁束密度向上および鉄損低減に効果的な元素であり、適宜添加することができる。しかしながら、0.05％を超えて添加しても、上記効果が飽和する。このため、添加量の上限はそれぞれ0.05％とするのが好ましい。より好ましくは、添加量はそれぞれ0.002％以上0.01％以下の範囲である。
As、Geは、集合組織改善により磁束密度向上および鉄損低減に効果的な元素であり、適宜添加することができる。しかしながら、0.05％を超えて添加しても、上記効果が飽和する。このため、添加量の上限はそれぞれ0.05％とするのが好ましい。より好ましくは、添加量はそれぞれ0.002％以上0.01％以下の範囲である。
〈鋼板のミクロ組織〉
次に、本発明に係る無方向性電磁鋼板のミクロ組織について説明する。
次に、本発明に係る無方向性電磁鋼板のミクロ組織について説明する。
《平均結晶粒径ｄが60μm以上、200μm以下》
本発明者らの検討によると、平均結晶粒径ｄが粗大であると鉄損が低下する。すなわち、平均結晶粒径ｄを60μm以上とすることにより目標の鉄損特性を達成することができる。一方、平均結晶粒径ｄが過度に粗大であると渦電流損の増加により逆に鉄損が上昇する。すなわち、平均結晶粒径ｄを200μm以下とすることにより目標の鉄損特性を達成することができる。
本発明者らの検討によると、平均結晶粒径ｄが粗大であると鉄損が低下する。すなわち、平均結晶粒径ｄを60μm以上とすることにより目標の鉄損特性を達成することができる。一方、平均結晶粒径ｄが過度に粗大であると渦電流損の増加により逆に鉄損が上昇する。すなわち、平均結晶粒径ｄを200μm以下とすることにより目標の鉄損特性を達成することができる。
《圧延方向または圧延直角方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SAと圧延方向または圧延直角方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SBがSA－SB≧0を満たす》
本発明者らの検討によると、所定の成分組成を有する鋼について、圧延方向または圧延直角方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SAおよび圧延方向または圧延直角方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SBがSA－SB≧0を満たす鋼板組織とすることで、鋼板の磁束密度が向上するとともに鉄損が低減することが判明した。結晶方位の許容誤差は15°とした。すなわち、SA－SB≧0であれば、磁束密度および鉄損がＨＥＶ、ＥＶおよびＦＣＥＶに適用するモータで必要とされる値を満足するため、SA－SB≧0とした。好ましくはSA－SB≧2%、より好ましくはSA－SB≧5%である。
本発明者らの検討によると、所定の成分組成を有する鋼について、圧延方向または圧延直角方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SAおよび圧延方向または圧延直角方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SBがSA－SB≧0を満たす鋼板組織とすることで、鋼板の磁束密度が向上するとともに鉄損が低減することが判明した。結晶方位の許容誤差は15°とした。すなわち、SA－SB≧0であれば、磁束密度および鉄損がＨＥＶ、ＥＶおよびＦＣＥＶに適用するモータで必要とされる値を満足するため、SA－SB≧0とした。好ましくはSA－SB≧2%、より好ましくはSA－SB≧5%である。
《圧延45°方向および圧延-45°方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SCと圧延45°方向および圧延-45°方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SDが5×SC－SD≧0を満たす》
本発明者らの検討によると、前記鋼板組織に加えて、圧延45°方向および圧延-45°方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SCおよび圧延45°方向および圧延-45°方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SDが5×SC－SD≧0を満たす鋼板組織とすることで、磁気特性の異方性が低減することが判明した。異方性の低減はモータ効率の向上に寄与するため、ＨＥＶ、ＥＶおよびＦＣＥＶに適用するモータ用材料としてより好ましい。このため、5×SC＞SDを満足することが好ましい。より好ましくは5×SC＞SD≧1%である。
本発明者らの検討によると、前記鋼板組織に加えて、圧延45°方向および圧延-45°方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SCおよび圧延45°方向および圧延-45°方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SDが5×SC－SD≧0を満たす鋼板組織とすることで、磁気特性の異方性が低減することが判明した。異方性の低減はモータ効率の向上に寄与するため、ＨＥＶ、ＥＶおよびＦＣＥＶに適用するモータ用材料としてより好ましい。このため、5×SC＞SDを満足することが好ましい。より好ましくは5×SC＞SD≧1%である。
次に、本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
概略的には、本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延、必要に応じて熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、焼鈍を順次施すことにより、上述した本発明に係る無方向性電磁鋼板を得る方法である。本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法においては、本発明で規定する成分、冷間圧延、焼鈍条件が本発明の範囲内であれば、それ以外は通常公知の手法でかまわない。
〈鋼素材〉
鋼素材は、上記組成を有する鋼素材であれば、特に限定されない。鋼素材の溶製方法は、特に限定されず、転炉または電気炉等を用いた公知の溶製方法を採用できる。生産性等の問題から、溶製後に、連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とすることが好ましいが、造塊－分塊圧延法または薄スラブ連鋳法等の公知の鋳造方法によりスラブとしてもよい。
鋼素材は、上記組成を有する鋼素材であれば、特に限定されない。鋼素材の溶製方法は、特に限定されず、転炉または電気炉等を用いた公知の溶製方法を採用できる。生産性等の問題から、溶製後に、連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とすることが好ましいが、造塊－分塊圧延法または薄スラブ連鋳法等の公知の鋳造方法によりスラブとしてもよい。
〈熱間圧延工程〉
熱間圧延工程は、上記組成を有する鋼素材に熱間圧延を施すことにより熱延板を得る工程である。熱間圧延工程は、上記組成を有する鋼素材を加熱し、熱間圧延を施して所定寸法の熱延板が得られる工程であれば特に限定されず、常用の熱間圧延工程を適用できる。
熱間圧延工程は、上記組成を有する鋼素材に熱間圧延を施すことにより熱延板を得る工程である。熱間圧延工程は、上記組成を有する鋼素材を加熱し、熱間圧延を施して所定寸法の熱延板が得られる工程であれば特に限定されず、常用の熱間圧延工程を適用できる。
常用の熱間圧延工程としては、例えば、鋼素材を、1000℃以上1200℃以下の温度に加熱し、加熱した鋼素材に800℃以上950℃以下の仕上圧延出側温度で熱間圧延を施し、熱間圧延が終了した後、適正な圧延後冷却（例えば、450℃以上950℃以下の温度域を、20℃/s以上100℃/s以下の平均冷却速度で冷却する）を施して、400℃以上700℃以下の巻取温度で巻き取り、所定寸法形状の熱延板とする熱間圧延工程を例示できる。
〈熱延板焼鈍工程〉
熱延板焼鈍工程は、上記熱延板を加熱し高温保持することにより、熱延板を焼準する工程である。熱延板焼鈍工程は、特に限定されず、常用の熱延板焼鈍工程を適用できる。この工程は必須ではなく省略することもできる。
熱延板焼鈍工程は、上記熱延板を加熱し高温保持することにより、熱延板を焼準する工程である。熱延板焼鈍工程は、特に限定されず、常用の熱延板焼鈍工程を適用できる。この工程は必須ではなく省略することもできる。
〈酸洗工程〉
酸洗工程は、上記熱延板焼鈍工程後の鋼板あるいは、熱延板焼鈍工程を省略する場合には上記熱延板に酸洗を施す工程である。酸洗工程は、酸洗後の鋼板に冷間圧延を施すことができる程度に酸洗できる工程であれば特に限定されず、例えば塩酸または硫酸等を使用する常用の酸洗工程を適用できる。この酸洗工程は、前記熱延板焼鈍工程と同一ライン内で連続して実施しても良いし、別ラインで実施しても良い。
酸洗工程は、上記熱延板焼鈍工程後の鋼板あるいは、熱延板焼鈍工程を省略する場合には上記熱延板に酸洗を施す工程である。酸洗工程は、酸洗後の鋼板に冷間圧延を施すことができる程度に酸洗できる工程であれば特に限定されず、例えば塩酸または硫酸等を使用する常用の酸洗工程を適用できる。この酸洗工程は、前記熱延板焼鈍工程と同一ライン内で連続して実施しても良いし、別ラインで実施しても良い。
〈冷間圧延工程〉
冷間圧延工程は、酸洗工程を経た酸洗板に冷間圧延を施す工程である。冷間圧延工程は、酸洗後の鋼板を所望の板厚まで圧下できる工程であれば特に限定されず、常用の冷間圧延工程を適用できる。また、必要に応じて中間焼鈍をはさんだ２回以上の冷間圧延により所定寸法の冷延板としても良く、この場合の中間焼鈍条件は特に限定されず、常用の中間焼鈍工程を適用できる。好ましくは、最終パスのワークロール径Ｄが150mmφ以上、最終パスの圧下率ｒが15％以上および、最終パスのひずみ速度(ε’ｍ)が100s-1以上1300s-1以下の条件で冷間圧延を施すことにより冷延板を得る冷間圧延工程である。
冷間圧延工程は、酸洗工程を経た酸洗板に冷間圧延を施す工程である。冷間圧延工程は、酸洗後の鋼板を所望の板厚まで圧下できる工程であれば特に限定されず、常用の冷間圧延工程を適用できる。また、必要に応じて中間焼鈍をはさんだ２回以上の冷間圧延により所定寸法の冷延板としても良く、この場合の中間焼鈍条件は特に限定されず、常用の中間焼鈍工程を適用できる。好ましくは、最終パスのワークロール径Ｄが150mmφ以上、最終パスの圧下率ｒが15％以上および、最終パスのひずみ速度(ε’ｍ)が100s-1以上1300s-1以下の条件で冷間圧延を施すことにより冷延板を得る冷間圧延工程である。
（最終パスのワークロール径Ｄ）
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造において最終パスのワークロール径Ｄは150mmφ以上とする。最終パスのワークロール径Ｄを150mmφ以上とした理由は、5×SC－SD≧0とし、所望の鋼板組織を得るためである。最終パスのワークロール径Ｄが150mmφより小さい場合、平面圧縮の状態から遠く隔たることになるため、ワークロール径が大きい場合に比較して結晶粒単位でのせん断ひずみの不均一性が増強される。続く焼鈍工程における核生成および粒成長が特定の方位の領域に集中しやすくなるため、圧延45°および-45°方向に<100>が配向した結晶粒の面積率の和SCが減少し、同方向に<111>が配向した結晶粒の面積率の和SDが増加する。結果として5×SC－SD≧0を満足できない。一方、最終パスのワークロール径Ｄが150mmφ以上である場合には、5×SC－SD≧0を満足し、所望の鋼板組織が得られる。最終パスのワークロール径Ｄは、好ましくは170mmφ以上、さらに好ましくは200mmφ以上である。上限は特に設ける必要はないが、過度にロール径が大きい場合には圧延荷重が増大するため、700mmφとすることが好ましい。
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造において最終パスのワークロール径Ｄは150mmφ以上とする。最終パスのワークロール径Ｄを150mmφ以上とした理由は、5×SC－SD≧0とし、所望の鋼板組織を得るためである。最終パスのワークロール径Ｄが150mmφより小さい場合、平面圧縮の状態から遠く隔たることになるため、ワークロール径が大きい場合に比較して結晶粒単位でのせん断ひずみの不均一性が増強される。続く焼鈍工程における核生成および粒成長が特定の方位の領域に集中しやすくなるため、圧延45°および-45°方向に<100>が配向した結晶粒の面積率の和SCが減少し、同方向に<111>が配向した結晶粒の面積率の和SDが増加する。結果として5×SC－SD≧0を満足できない。一方、最終パスのワークロール径Ｄが150mmφ以上である場合には、5×SC－SD≧0を満足し、所望の鋼板組織が得られる。最終パスのワークロール径Ｄは、好ましくは170mmφ以上、さらに好ましくは200mmφ以上である。上限は特に設ける必要はないが、過度にロール径が大きい場合には圧延荷重が増大するため、700mmφとすることが好ましい。
（最終パスの圧下率ｒ）
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造において最終パスの圧下率ｒは15％以上であることが好ましい。最終パスの圧下率ｒを15％以上とした理由は、一連の冷間圧延制御の効果を得て、所望の鋼板組織を得やすいためである。最終パスの圧下率ｒが15％未満の場合、圧下率が低すぎるために、焼鈍後の組織を制御するのが難しくなる。一方、最終パスの圧下率ｒが15％以上である場合には、一連の冷間圧延制御の効果が発揮される。その結果、所望の鋼板組織が得やすくなる。最終パスの圧下率ｒは、好ましくは20％以上である。本発明において最終パスの圧下率ｒの上限を規定する必要は無いが、高すぎる圧下率は多大な装置能力を要求し、また冷延板の形状制御も難しくなることから、通常50％以下である。
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造において最終パスの圧下率ｒは15％以上であることが好ましい。最終パスの圧下率ｒを15％以上とした理由は、一連の冷間圧延制御の効果を得て、所望の鋼板組織を得やすいためである。最終パスの圧下率ｒが15％未満の場合、圧下率が低すぎるために、焼鈍後の組織を制御するのが難しくなる。一方、最終パスの圧下率ｒが15％以上である場合には、一連の冷間圧延制御の効果が発揮される。その結果、所望の鋼板組織が得やすくなる。最終パスの圧下率ｒは、好ましくは20％以上である。本発明において最終パスの圧下率ｒの上限を規定する必要は無いが、高すぎる圧下率は多大な装置能力を要求し、また冷延板の形状制御も難しくなることから、通常50％以下である。
（最終パスのひずみ速度(ε’ｍ)）
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造において最終パスのひずみ速度(ε’ｍ)は100s-1以上1300s-1以下であることが好ましい。最終パスのひずみ速度(ε’ｍ)を100s-1以上1300s-1以下とした理由は、圧延中の破断を抑制しつつ5×SC－SD≧0とし、所望の鋼板組織を得るためである。最終パスのひずみ速度(ε’ｍ)が100s-1未満である場合には、冷延板の結晶粒単位でのせん断ひずみの不均一性が増強され、続く焼鈍工程における核生成および粒成長が特定の方位の領域に集中しやすくなるため、圧延45°および-45°方向に<100>が配向した結晶粒の面積率の和SCが減少し、同方向に<111>が配向した結晶粒の面積率の和SDが増加する。結果として5×SC－SD≧0を満足できない。理由は必ずしも明確ではないが、本発明者らは、ひずみ速度が低いことにより流動応力が低下し、変形しやすい結晶方位の結晶粒にひずみが集中し易くなり、ひずみ分布が不均一化されるためと推定している。一方、最終パスのひずみ速度が1300s-1超である場合には、流動応力が過度に増大し、圧延中の脆性破断が生じ易くなる。最終パスのひずみ速度(ε’ｍ)が100s-1以上1300s-1以下である場合には、圧延中の破断を抑制しつつ5×SC－SD≧0を満足する。最終パスのひずみ速度(ε’ｍ)は、好ましくは150s-1以上であり、好ましくは1300s-1以下である。本発明における冷間圧延時の各パスにおけるひずみ速度(ε’ｍ)は、以下の数式（１）に示すEkelundの近似式を用いて導出した。
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造において最終パスのひずみ速度(ε’ｍ)は100s-1以上1300s-1以下であることが好ましい。最終パスのひずみ速度(ε’ｍ)を100s-1以上1300s-1以下とした理由は、圧延中の破断を抑制しつつ5×SC－SD≧0とし、所望の鋼板組織を得るためである。最終パスのひずみ速度(ε’ｍ)が100s-1未満である場合には、冷延板の結晶粒単位でのせん断ひずみの不均一性が増強され、続く焼鈍工程における核生成および粒成長が特定の方位の領域に集中しやすくなるため、圧延45°および-45°方向に<100>が配向した結晶粒の面積率の和SCが減少し、同方向に<111>が配向した結晶粒の面積率の和SDが増加する。結果として5×SC－SD≧0を満足できない。理由は必ずしも明確ではないが、本発明者らは、ひずみ速度が低いことにより流動応力が低下し、変形しやすい結晶方位の結晶粒にひずみが集中し易くなり、ひずみ分布が不均一化されるためと推定している。一方、最終パスのひずみ速度が1300s-1超である場合には、流動応力が過度に増大し、圧延中の脆性破断が生じ易くなる。最終パスのひずみ速度(ε’ｍ)が100s-1以上1300s-1以下である場合には、圧延中の破断を抑制しつつ5×SC－SD≧0を満足する。最終パスのひずみ速度(ε’ｍ)は、好ましくは150s-1以上であり、好ましくは1300s-1以下である。本発明における冷間圧延時の各パスにおけるひずみ速度(ε’ｍ)は、以下の数式（１）に示すEkelundの近似式を用いて導出した。
ここで、vRはロール周速度（mm/s）、R’はロール半径（mm）、h１はロール入側板厚（mm）、rは圧下率（％）である。
〈焼鈍工程〉
焼鈍工程は、冷間圧延工程を経た冷延板に焼鈍を施す工程である。より詳細には、冷間圧延工程を経た冷延板を200℃から400℃以上600℃以下の保持温度Ｔ1までの平均昇温速度Ｖ1が50℃/s以上、保持温度Ｔ1での保持時間が1秒以上10秒以下、保持温度Ｔ1から750℃の平均昇温速度Ｖ2が15℃/s以上の条件で、875℃以上1050℃以下の焼鈍温度Ｔ2まで加熱し、冷却することにより冷延焼鈍板を得る焼鈍工程である。焼鈍工程の後に冷延焼鈍板の表面に絶縁コーティングを施すが、この方法およびコーティング種類は特に限定されず、常用の絶縁コーティング工程を適用できる。
焼鈍工程は、冷間圧延工程を経た冷延板に焼鈍を施す工程である。より詳細には、冷間圧延工程を経た冷延板を200℃から400℃以上600℃以下の保持温度Ｔ1までの平均昇温速度Ｖ1が50℃/s以上、保持温度Ｔ1での保持時間が1秒以上10秒以下、保持温度Ｔ1から750℃の平均昇温速度Ｖ2が15℃/s以上の条件で、875℃以上1050℃以下の焼鈍温度Ｔ2まで加熱し、冷却することにより冷延焼鈍板を得る焼鈍工程である。焼鈍工程の後に冷延焼鈍板の表面に絶縁コーティングを施すが、この方法およびコーティング種類は特に限定されず、常用の絶縁コーティング工程を適用できる。
（保持温度Ｔ1）
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造において加熱昇温中の保持温度Ｔ1は400℃以上600℃以下とする。保持温度Ｔ1を400℃以上600℃以下とした理由は、圧延方向または圧延直角方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SAと圧延方向または圧延直角方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SBが、SA－SB≧0を満足する範囲とし、所望の鋼板組織を得るためである。保持温度Ｔ1が400℃未満である場合には、温度が低すぎるために保持の効果が得られずにSBが高くなってしまい、結果としてSA－SB≧0を満足できない。一方、保持温度Ｔ1が600℃以上である場合には、面積率の和SBだけでなく面積率の和SAも低下してしまうため、結果としてSA－SB≧0を満足できない。
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造において加熱昇温中の保持温度Ｔ1は400℃以上600℃以下とする。保持温度Ｔ1を400℃以上600℃以下とした理由は、圧延方向または圧延直角方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SAと圧延方向または圧延直角方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SBが、SA－SB≧0を満足する範囲とし、所望の鋼板組織を得るためである。保持温度Ｔ1が400℃未満である場合には、温度が低すぎるために保持の効果が得られずにSBが高くなってしまい、結果としてSA－SB≧0を満足できない。一方、保持温度Ｔ1が600℃以上である場合には、面積率の和SBだけでなく面積率の和SAも低下してしまうため、結果としてSA－SB≧0を満足できない。
（200℃から保持温度Ｔ1までの平均昇温速度Ｖ１）
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造において200℃から保持温度Ｔ1までの平均昇温速度Ｖ１は50℃/s以上とする。平均昇温速度Ｖ１を50℃/s以上とした理由は、圧延方向または圧延直角方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SAと圧延方向または圧延直角方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SBが、SA－SB≧0を満足する範囲とし、所望の鋼板組織を得るためである。平均昇温速度Ｖ１が上記速度未満である場合には、保持温度Ｔ1での保持以前に回復が生じてしまうため、回復挙動を十分に制御することができず、SBおよびSAがともに低下し、結果としてSA－SB≧0を満足できない。200℃から保持温度Ｔ1までの平均昇温速度Ｖ１は、好ましくは70℃/s以上、より好ましくは100℃/s以上である。上限は特に設ける必要はないが、過度に昇温速度が高いと温度ムラを生じ易いことから500℃/sとすることが好ましい。
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造において200℃から保持温度Ｔ1までの平均昇温速度Ｖ１は50℃/s以上とする。平均昇温速度Ｖ１を50℃/s以上とした理由は、圧延方向または圧延直角方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SAと圧延方向または圧延直角方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SBが、SA－SB≧0を満足する範囲とし、所望の鋼板組織を得るためである。平均昇温速度Ｖ１が上記速度未満である場合には、保持温度Ｔ1での保持以前に回復が生じてしまうため、回復挙動を十分に制御することができず、SBおよびSAがともに低下し、結果としてSA－SB≧0を満足できない。200℃から保持温度Ｔ1までの平均昇温速度Ｖ１は、好ましくは70℃/s以上、より好ましくは100℃/s以上である。上限は特に設ける必要はないが、過度に昇温速度が高いと温度ムラを生じ易いことから500℃/sとすることが好ましい。
（保持温度Ｔ1での保持時間ｔ）
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造において、保持温度Ｔ1での保持時間ｔは1秒以上10秒以下とする。保持時間ｔを1秒以上10秒以下とした理由は、圧延方向または圧延直角方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SAと圧延方向または圧延直角方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SBが、SA－SB≧0を満足する範囲とし、所望の鋼板組織を得るためである。保持時間ｔが1秒未満である場合、組織の回復が十分に生じないためSBが高くなってしまい、結果としてSA－SB≧0を満足できない。一方、保持時間ｔが10秒超である場合には、過度に組織の回復が生じ、SBだけでなくSAも低下してしまうため、結果としてSA－SB≧0を満足できない。
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造において、保持温度Ｔ1での保持時間ｔは1秒以上10秒以下とする。保持時間ｔを1秒以上10秒以下とした理由は、圧延方向または圧延直角方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SAと圧延方向または圧延直角方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SBが、SA－SB≧0を満足する範囲とし、所望の鋼板組織を得るためである。保持時間ｔが1秒未満である場合、組織の回復が十分に生じないためSBが高くなってしまい、結果としてSA－SB≧0を満足できない。一方、保持時間ｔが10秒超である場合には、過度に組織の回復が生じ、SBだけでなくSAも低下してしまうため、結果としてSA－SB≧0を満足できない。
（保持温度Ｔ1から750℃までの平均昇温速度V2）
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造において、保持温度Ｔ1から750℃までの平均昇温速度V2は15℃/s以上とする。平均昇温速度V2を15℃/s以上とした理由は、圧延方向または圧延直角方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SAと圧延方向または圧延直角方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SBが、SA－SB≧0を満足する範囲とし、所望の鋼板組織を得るためである。平均昇温速度V2が15℃/s未満の場合、再結晶核の生成位置の選択性が強まり、圧延方向または圧延直角方向に<111>が向いた結晶粒の生成頻度が高まるために、SBが増加する。結果として、SA－SB≧0を満足出来ない。平均昇温速度Ｖ2は、好ましくは20℃/s以上、より好ましくは30℃/s以上である。上限は特に設ける必要はないが、過度に昇温速度が高いと温度ムラを生じ易いことから200℃/sとすることが好ましい。
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造において、保持温度Ｔ1から750℃までの平均昇温速度V2は15℃/s以上とする。平均昇温速度V2を15℃/s以上とした理由は、圧延方向または圧延直角方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SAと圧延方向または圧延直角方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SBが、SA－SB≧0を満足する範囲とし、所望の鋼板組織を得るためである。平均昇温速度V2が15℃/s未満の場合、再結晶核の生成位置の選択性が強まり、圧延方向または圧延直角方向に<111>が向いた結晶粒の生成頻度が高まるために、SBが増加する。結果として、SA－SB≧0を満足出来ない。平均昇温速度Ｖ2は、好ましくは20℃/s以上、より好ましくは30℃/s以上である。上限は特に設ける必要はないが、過度に昇温速度が高いと温度ムラを生じ易いことから200℃/sとすることが好ましい。
（焼鈍温度Ｔ２）
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造において焼鈍温度Ｔ２は875℃以上1050℃以下とする。焼鈍温度Ｔ２を875℃以上1050℃以下とした理由は、平均結晶粒径を60μm以上とし、所望の鋼板組織を得るためである。焼鈍温度Ｔ２が875℃未満である場合、再結晶粒が十分に粒成長せず、平均結晶粒径を60μｍ以上とすることができない。焼鈍温度Ｔ２が875℃以上である場合には、十分な粒成長が生じ平均結晶粒径を60μｍ以上とすることができる。焼鈍温度Ｔ２は好ましくは900℃以上である。一方、焼鈍温度Ｔ２が1050℃超である場合には、再結晶粒が過度に成長し、平均結晶粒径を200μｍ以下とすることができない。従って、焼鈍温度Ｔ２は1050℃以下とする。好ましくは1025℃以下である。上記の焼鈍温度まで加熱したのち冷却するが、この冷却は、冷却ムラ防止の観点から50℃/s以下の速度で行うことが好ましい。
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造において焼鈍温度Ｔ２は875℃以上1050℃以下とする。焼鈍温度Ｔ２を875℃以上1050℃以下とした理由は、平均結晶粒径を60μm以上とし、所望の鋼板組織を得るためである。焼鈍温度Ｔ２が875℃未満である場合、再結晶粒が十分に粒成長せず、平均結晶粒径を60μｍ以上とすることができない。焼鈍温度Ｔ２が875℃以上である場合には、十分な粒成長が生じ平均結晶粒径を60μｍ以上とすることができる。焼鈍温度Ｔ２は好ましくは900℃以上である。一方、焼鈍温度Ｔ２が1050℃超である場合には、再結晶粒が過度に成長し、平均結晶粒径を200μｍ以下とすることができない。従って、焼鈍温度Ｔ２は1050℃以下とする。好ましくは1025℃以下である。上記の焼鈍温度まで加熱したのち冷却するが、この冷却は、冷却ムラ防止の観点から50℃/s以下の速度で行うことが好ましい。
以下、実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。但し、本発明はこれらに限定されない。
＜冷延焼鈍板の製造＞
表１－１，２に示す成分組成を有する溶鋼を通常公知の手法により溶製し、連続鋳造して厚み230mmのスラブ（鋼素材）とした。得られたスラブに熱間圧延を施すことにより、板厚2.0mmの熱延板を得た。得られた熱延板に公知の手法により熱延板焼鈍および酸洗を施し、次いで、表２－１，２に示す板厚まで冷間圧延を施して冷延板を得た。得られた冷延板に表２－１，２に示す条件で焼鈍を施し、次いで公知の手法によりコーティングを施し、冷延焼鈍板（無方向性電磁鋼板）を得た。
表１－１，２に示す成分組成を有する溶鋼を通常公知の手法により溶製し、連続鋳造して厚み230mmのスラブ（鋼素材）とした。得られたスラブに熱間圧延を施すことにより、板厚2.0mmの熱延板を得た。得られた熱延板に公知の手法により熱延板焼鈍および酸洗を施し、次いで、表２－１，２に示す板厚まで冷間圧延を施して冷延板を得た。得られた冷延板に表２－１，２に示す条件で焼鈍を施し、次いで公知の手法によりコーティングを施し、冷延焼鈍板（無方向性電磁鋼板）を得た。
＜評価＞
≪組織観察≫
得られた冷延焼鈍板から組織観察用の試験片を採取した。次いで、採取した試験片を、圧延方向に垂直な面（RD面）を観察面として樹脂埋めし、コロイダルシリカ研磨により鏡面化した。鏡面化した観察面に対し、電子線後方散乱回折（EBSD）測定を実施し、局所方位データを得た。このとき、ステップサイズ：5μm、測定領域：50mm2以上とした。測定領域の広さは、続く解析において結晶粒の数が5000個以上となるように適宜調整した。測定は全域を１回のスキャンで行っても良いし、Combo Scan機能を利用して複数回のスキャン結果を結合しても良い。解析ソフト：OIM Analysis 8を用いて、得られた局所方位データの解析を行なった。データ解析に先立ち、試料座標系のA1軸//圧延方向、A2軸//圧延直角方向、A3軸//板面方向となるように座標回転処理を行った。また、解析ソフトのPartition PropertiesにてFormula：GCI[&;5.000,2,0.000,0,0,8.0,1,1,1.0,0;]＞0.1の条件で粒平均データ点の選別を行い、解析に不適なデータ点を除外した。このとき、有効なデータ点は98％以上であった。
≪組織観察≫
得られた冷延焼鈍板から組織観察用の試験片を採取した。次いで、採取した試験片を、圧延方向に垂直な面（RD面）を観察面として樹脂埋めし、コロイダルシリカ研磨により鏡面化した。鏡面化した観察面に対し、電子線後方散乱回折（EBSD）測定を実施し、局所方位データを得た。このとき、ステップサイズ：5μm、測定領域：50mm2以上とした。測定領域の広さは、続く解析において結晶粒の数が5000個以上となるように適宜調整した。測定は全域を１回のスキャンで行っても良いし、Combo Scan機能を利用して複数回のスキャン結果を結合しても良い。解析ソフト：OIM Analysis 8を用いて、得られた局所方位データの解析を行なった。データ解析に先立ち、試料座標系のA1軸//圧延方向、A2軸//圧延直角方向、A3軸//板面方向となるように座標回転処理を行った。また、解析ソフトのPartition PropertiesにてFormula：GCI[&;5.000,2,0.000,0,0,8.0,1,1,1.0,0;]＞0.1の条件で粒平均データ点の選別を行い、解析に不適なデータ点を除外した。このとき、有効なデータ点は98％以上であった。
以上のように調整したデータに対して、結晶粒界の定義として、Grain Tolerance Angleを５°、Minimum Grain Sizeを２、Minimum Anti Grain Sizeを２、Multiple Rows RequirementおよびAnti-Grain Multiple Rows Requirementは共にOFFとして、以下の解析を行った。前処理を施したデータに対して、Grain Size(diameter)機能を用いて求めたArea Averageの値を平均結晶粒径とした。また、Crystal Direction機能を用いて、試料座標系の[A1,A2,A3]=[100],[010],[110],[1-10]の4方向に対して<100>および<111>が配向している結晶粒の面積率を求めた。面積率算出時のTolerance Angleは15°とした。試料座標系の[u’v’w’]方向に<uvw>が配向している結晶粒の面積率をS<uvw>//[u’v’w’]と表記すると、圧延方向又は圧延直角方向に<100>が配向した結晶粒の面積率の和SAは、SA=S<100>//[100]+S<100>//[010]として求めることができる。<100>//[100]と<100>//[010]を共に満たす方位の面積率は２重にカウントすることとする。以降についても同様である。同様に、圧延方向または圧延直角方向に<111>が配向した結晶粒の面積率の和SBは、SB=S<111>//[100]+S<111>//[010]、圧延45°方向および圧延-45°方向に<100>が配向した結晶粒の面積率の和SCは、SC=S<100>//[110]+S<100>//[1-10]、圧延45°方向および圧延-45°方向に<111>が配向した結晶粒の面積率の和SDはSD=S<111>//[110]+S<111>//[1-10]、として求めた。
≪磁気特性評価≫
得られた焼鈍板から、長さ方向を圧延方向または圧延直角方向とする、幅30mm、長さ280mmの磁気測定用試験片およびを採取し、JIS C2550-1：2011に準拠し、エプスタイン法で冷延焼鈍板の磁気特性を評価した。評価項目は、飽和磁束密度：Bs、磁界の強さ5000A/mでの磁束密度：B50、および鉄損W10/800とした。また、磁気特性の異方性を調査する目的で、長さ方向を圧延45°方向および圧延-45°とする、幅30mm、長さ280mmの磁気測定用試験片およびを採取し、JIS C2550-1：2011に準拠し、エプスタイン法で冷延焼鈍板の磁気特性を評価した。評価項目は、磁界の強さ5000A/mでの磁束密度：B50_45°とした。B50≧1．60（T）かつ、B50/Bs≧0.82の場合に磁束密度が良いと評価し、W10/800≦40（W/kg）の場合に高周波鉄損特性が良いと評価した。ΔB50＝B50－B50_45°≦0.120（T）の場合に磁気特性の異方性が小さいと評価した。
得られた焼鈍板から、長さ方向を圧延方向または圧延直角方向とする、幅30mm、長さ280mmの磁気測定用試験片およびを採取し、JIS C2550-1：2011に準拠し、エプスタイン法で冷延焼鈍板の磁気特性を評価した。評価項目は、飽和磁束密度：Bs、磁界の強さ5000A/mでの磁束密度：B50、および鉄損W10/800とした。また、磁気特性の異方性を調査する目的で、長さ方向を圧延45°方向および圧延-45°とする、幅30mm、長さ280mmの磁気測定用試験片およびを採取し、JIS C2550-1：2011に準拠し、エプスタイン法で冷延焼鈍板の磁気特性を評価した。評価項目は、磁界の強さ5000A/mでの磁束密度：B50_45°とした。B50≧1．60（T）かつ、B50/Bs≧0.82の場合に磁束密度が良いと評価し、W10/800≦40（W/kg）の場合に高周波鉄損特性が良いと評価した。ΔB50＝B50－B50_45°≦0.120（T）の場合に磁気特性の異方性が小さいと評価した。
表３－１，２の結果から、本発明に従う無方向性電磁鋼板は、いずれも、優れた磁束密度と優れた高周波鉄損特性とを両立していることがわかる。さらに、打抜き時のひずみによる鉄損低減を回復する目的で鋼板にひずみ取り焼鈍を施したところ、本発明の効果に何ら影響はなく、優れた磁束密度と優れた鉄損特性が両立されていた。
本発明によれば、飽和磁束密度の低下や生産性の低下を招くことのない、高磁束密度－高周波低鉄損の無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することができる。
Claims (7)
- 質量％で、
C：0.010％以下、
Si：1.0％以上、5.0％以下、
Mn：0.05％以上、5.0％以下、
P：0.1％以下、
S：0.01％以下、
Al：0.005%以上、3.0％以下、
N：0.005％以下、を含み、
残部Feおよび不可避不純物であり、
平均結晶粒径が60μm以上200μm以下であり、
圧延方向または圧延直角方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SAと圧延方向または圧延直角方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SBがSA－SB≧0を満たす、
無方向性電磁鋼板。 - 圧延45°方向および圧延-45°方向に<100>が向いた結晶粒の面積率の和SCと圧延45°方向および圧延-45°方向に<111>が向いた結晶粒の面積率の和SDが5×SC－SD≧0満たす、請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
- 質量％で、さらにCoを0.0005％以上、0.0050％以下含む、請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
- 質量％で、さらにZnを0.0005％以上、0.0050％以下含む、請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
- 質量％で、さらに、下記A～D群のうち少なくとも１群の成分と、Cu：0％以上0.5％以下、Ni：0％以上0.5％以下、W：0％以上0.05％以下、Ti：0％以上0.005％、Nb：0％以上0.005％以下、V：0％以上0.010％以下、Ta：0％以上0.002％以下、B：0％以上0.002％以下、Ga：0％以上0.005%以下、Pb：0％以上0.002％以下、As：0％以上0.05％以下およびGe：0％以上0.05％以下から選んだ１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
・A群；Mo：0.01％以上0.20％以下
・B群；Cr：0.1％以上5.0％以下
・C群；Ca：0.001％以上0.10％以下、Mg：0.001％以上0.10％以下およびREM：0.001％以上0.10％以下のうちのいずれか１種又は２種以上
・D群；Sn：0.001％以上0.20％以下およびSb：0.001％以上0.20％以下のうちのいずれか１種又は２種 - 請求項１～５のうち、いずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、前記無方向性電磁鋼板の組成を有する鋼素材に熱間圧延を施すことにより熱延板を得る熱間圧延工程と、必要に応じて前記熱延板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程と、前記熱延板および前記熱延板焼鈍が施された前記熱延板に酸洗を施す酸洗工程と、前記酸洗が施された前記熱延板に冷間圧延を施すことにより冷延板を得る冷間圧延工程と、前記冷延板を、200℃から400℃以上600℃以下の保持温度Ｔ1までの平均昇温速度Ｖ1が50℃/s以上、保持温度Ｔ1での保持時間ｔが1秒以上10秒以下、保持温度Ｔ1から750℃の平均昇温速度Ｖ2が15℃/s以上の条件で、875℃以上1050℃以下の焼鈍温度Ｔ2まで加熱し、冷却することにより冷延焼鈍板を得る焼鈍工程と、を含む、無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記冷間圧延工程を最終パスのワークロール径が150mmφ以上、最終パスの圧下率が15%以上、最終パスのひずみ速度が100s-1以上1300s-1以下の条件で行う、請求項６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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