WO2015025759A1 - 高磁束密度無方向性電磁鋼板およびモータ - Google Patents

高磁束密度無方向性電磁鋼板およびモータ Download PDF

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中西　匡
新司 小関
尾田　善彦
広朗 戸田
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    • H02K1/00—Details of the magnetic circuit
    • H02K1/02—Details of the magnetic circuit characterised by the magnetic material

Definitions

  • the present invention mainly relates to a high magnetic flux density non-oriented electrical steel sheet excellent in iron loss characteristics in a high frequency region, which is used for a core material of a drive motor or a generator motor of an electric vehicle or a hybrid vehicle, and a motor using the steel plate as an iron core. It is about.
  • non-oriented electrical steel sheets used in motor iron cores have high magnetic flux density and high iron loss in the high frequency range in order to achieve high motor output and high efficiency in the high frequency range. Low is strongly demanded.
  • Patent Document 1 discloses that the P content is 0.07 to 0.20 mass%, the Si content is 0.17 to 3.0 mass%, and hot-rolled sheet annealing is performed by box annealing with a slow cooling rate.
  • Techniques have been proposed for increasing the magnetic flux density by controlling the texture during annealing.
  • this method is applied to actual production, troubles such as plate breakage are likely to occur in the rolling process and the like, and there are problems that the production line must be stopped and the yield must be reduced.
  • hot-rolled sheet annealing is box annealing, there is also a problem that the manufacturing cost increases as compared with continuous annealing.
  • Patent Document 2 discloses that the steel material containing Si: 1.5 to 4.0 mass% and Mn: 0.005 to 11.5 mass% has an Al content of 0.017 mass% or less to increase the magnetic flux density. Techniques for achieving this have been proposed. However, since this method employs a single cold rolling method at room temperature, the effect of improving the magnetic flux density cannot be sufficiently obtained. In this regard, if the cold rolling is warm rolling performed by heating the plate temperature to about 200 ° C., the magnetic flux density can be improved, but equipment for warm rolling and strict process control are possible. There are problems such as being necessary. Moreover, although the cold rolling method of 2 times or more which pinches
  • Patent Document 3 discloses that slabs of wt%, C: 0.02% or less, Si or Si + Al: 4.0% or less, Mn: 1.0% or less, P: 0.2% or less, and Sb or It has been proposed to increase the magnetic flux density by adding Sn.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned problems in the prior art, and its purpose is to provide a non-oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density and excellent iron loss characteristics in a high frequency region in a stable and inexpensive manner. It is to provide a motor using the steel plate as an iron core.
  • the inventors have conducted extensive research focusing on the influence of the properties of the grain boundaries of the non-oriented electrical steel sheet on the magnetic properties. As a result, it has been found that increasing the amount of P (phosphorus) present on the crystal grain boundaries is effective in reducing iron loss in a high frequency range without causing a decrease in magnetic flux density.
  • the present invention is based on the above novel findings.
  • the present invention relates to C: 0.010 mass% or less, Si: 1.0 to 7.0 mass%, Mn: 0.001 to 3.0 mass%, sol. Al: 0.0001 to 3.5 mass%, P: 0.01 to 0.2 mass%, S: 0.010 mass% or less, N: 0.010 mass% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities
  • It has a chemical composition, for peak-peak height Fe 700 of Fe in the electron energy 700eV vicinity of Auger derivative spectrum obtained by analyzing intergranular fracture surface with Auger electron spectroscopy, of P in the electron energy 120eV vicinity peak-
  • the non-oriented electrical steel sheet has a peak height P 120 ratio (P 120 / Fe 700 ) of 0.1 or more and a plate thickness of 0.10 to 0.50 mm.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention has a sol. Al: 0.0001 to 0.01 mass%.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is characterized by further containing 0.01 to 0.1 mass% of one or two selected from Sn and Sb in addition to the above component composition.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention further contains 0.001 to 0.05 mass% of one or more selected from Ca, REM and Mg in addition to the above component composition.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention further contains 0.01 to 0.5 mass% of one or more selected from Ni, Cu and Cr in addition to the above component composition.
  • the present invention is a motor using the non-oriented electrical steel sheet described above as an iron core.
  • a non-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density and excellent iron loss characteristics in a high frequency region can be provided with high productivity and at low cost.
  • the inventors it is difficult for the inventors to reduce the iron loss in the high frequency range while maintaining the high magnetic flux density only by improving the chemical composition of the steel sheet and the process conditions up to the finish annealing process as in the prior art.
  • the user generally pays attention to the strain relief annealing applied to the non-oriented electrical steel sheet, and the magnetic characteristics can be changed by changing the strain relief annealing conditions. It was examined whether it could be improved.
  • the finish annealing in the manufacturing process of the non-oriented electrical steel sheet is processed at a temperature of about 1000 ° C. for about 10 seconds, and the strain relief annealing is performed at a temperature of about 750 ° C. for about 2 hours. In general, it is processed in a soaking time.
  • the crystal grain size When the crystal grain size is large, the eddy current loss increases and the hysteresis loss decreases. When the particle size is small, eddy current loss tends to decrease and hysteresis loss tends to increase. Therefore, an appropriate grain size usually exists in a non-oriented electrical steel sheet.
  • the size of the crystal grain size can be restated as the density of the crystal grain boundary.
  • the crystal grain boundary density is small (the crystal grain size is large)
  • the eddy current loss increases and the hysteresis loss decreases.
  • the grain boundary density is large (the crystal grain size is small)
  • the eddy current loss decreases and the hysteresis loss increases. Therefore, an appropriate grain boundary density exists in the non-oriented electrical steel sheet, and it can be said that the grain boundary density is an important factor that determines the magnetic properties of the steel sheet.
  • crystal grain boundary density the inventors pay attention to the “crystal grain boundary” instead of “density”, control some factor, and change the properties of the crystal grain boundary. I thought that the magnetic characteristics might be improved. Then, P (phosphorus) was focused on as a factor that changes the properties of the crystal grain boundaries. This is because P is an element that causes grain boundary embrittlement. If segregated at the grain boundary, it is considered that some change is caused in the properties of the grain boundary, and P is described in Patent Document 1. As described above, it is considered that segregation of P is controllable because grain boundary segregation does not occur in continuous annealing and grain boundary segregation occurs in box annealing.
  • the inventors conducted the following experiment.
  • C 0.002 mass%, Si: 3 mass%, Mn: 0.5 mass%, S: 0.002 mass%, sol.
  • the P content is set to two levels of 0.005 mass% (steel A) and 0.1 mass% (steel B).
  • the steel slab was changed and reheated to 1100 ° C., then hot rolled into a hot rolled sheet having a thickness of 2.0 mm, subjected to hot rolled sheet annealing at 1000 ° C. for 30 seconds, and then pickled. And it cold-rolled to make a cold-rolled sheet having a sheet thickness of 0.30 mm.
  • an Epstein specimen size sample was cut from the rolling direction (L) and the direction perpendicular to the rolling direction (C) and subjected to finish annealing at 1050 ° C.
  • the reason why the sample of the Epstein test piece size was cut out before the finish annealing was to remove the shear strain by the finish annealing. Of course, this is not usually done in mass production.
  • this heat treatment is also referred to as “heat treatment after finish annealing”).
  • the magnetic properties were measured.
  • the magnetic flux density B 50 magnetic flux density at a magnetizing force of 5000 A / m
  • the iron loss W 10/800 magnetic loss when excited at a magnetic flux density of 1.0 T and a frequency of 800 Hz
  • the sample after magnetic measurement was cooled to ⁇ 150 ° C. or lower with liquid nitrogen, then ruptured in a vacuum, and the segregation amount of P existing on the grain boundary fractured grain interface was analyzed by Auger electron spectroscopy (AES). did.
  • AES Auger electron spectroscopy
  • the ratio (P 120 / Fe 700 ) was quantitatively evaluated.
  • the Auger differential spectrum is a spectrum obtained by differentiating the Auger spectrum. In Auger electron spectroscopy, evaluation is often performed using the differential spectrum.
  • FIG. 2 and FIG. 3 show the influence of the heat treatment time after finish annealing at 700 ° C. on the iron loss W 10/800 and the magnetic flux density B 50 , respectively. From these figures, in steel B having a P content of 0.1 mass%, the iron loss W 10/800 is reduced but the magnetic flux density B 50 is not changed when the processing time of the heat treatment after finish annealing is increased. That is, it can be seen that the iron loss W 10/800 can be reduced without deteriorating the magnetic flux density B 50 .
  • FIG. 4 shows the influence of the heat treatment time after finish annealing at 700 ° C. on P 120 / Fe 700 . From this figure, in steel B having a P content of 0.1 mass%, when the treatment time of the heat treatment after finish annealing becomes longer, P 120 / Fe 700 also increases. That is, in steel B, the heat treatment after finish annealing is increased. It can be seen that the amount of P segregated on the grain interface, that is, on the grain boundary, is greatly increased by the increase in the processing time.
  • FIG. 5 shows the effect of P 120 / Fe 700 on the iron loss W 10/800 . From this figure, it can be seen that when P 120 / Fe 700 is increased, W 10/800 is reduced, that is, by increasing the amount of P segregated at the grain boundaries, the iron loss W 10/800 can be reduced.
  • C 0.010 mass% or less Since C is an element that causes magnetic aging and increases iron loss, it is desirable to reduce it as much as possible. In particular, when C exceeds 0.010 mass%, an increase in iron loss becomes significant, so the upper limit is made 0.010 mass%. Preferably it is 0.0030 mass% or less. Oh, the lower limit is preferable because it is less, so it is not specified.
  • Si 1.0 to 7.0 mass% Si is usually added as a deoxidizer, but in an electrical steel sheet, it is an important element effective in increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss. Therefore, in the present invention, 1.0 mass is used. % Addition is required. Preferably it is 1.5 mass% or more, More preferably, it is 2.0 mass% or more, More preferably, it is 3.0 mass% or more. On the other hand, when Si is added in excess of 7.0 mass%, not only the magnetic flux density is lowered, but also the productivity is lowered as cracks occur during cold rolling, so the upper limit is set to 7.0 mass%. Preferably it is 4.5 mass% or less.
  • Mn 0.001 to 3.0 mass% Mn has the effect of improving the hot workability of steel and preventing the occurrence of surface flaws. Moreover, although not as much as Si and Al, there exists an effect which raises a specific resistance and reduces an iron loss. In order to obtain such an effect, it is necessary to add 0.001 mass% or more. On the other hand, since the raw material cost increases as the amount of Mn added increases, the upper limit is set to 3.0 mass%. Preferably it is 2.5 mass% or less.
  • P 0.01 to 0.2 mass%
  • P is an element having an effect of reducing the iron loss in the high frequency region without lowering the magnetic flux density by segregating at the grain boundary. In order to acquire such an effect, it is necessary to make it contain 0.01 mass% or more. P also has the effect of improving the texture and increasing the magnetic flux density. To obtain this effect, P is contained in an amount of 0.01 mass% or more. Preferably it is 0.02 mass% or more. However, excessive addition of P causes a decrease in rollability, so the upper limit is made 0.2 mass%. Preferably it is 0.1 mass% or less.
  • S 0.010 mass% or less Since S forms precipitates and inclusions and degrades the magnetic properties of the product, it is preferably as small as possible. In the present invention, the upper limit is 0.010 mass%. Preferably it is 0.005 mass% or less. In addition, about the minimum of S, since it is so preferable that it is small, it does not prescribe
  • Al 0.0001 to 3.5 mass%
  • Al is generally added as a deoxidizer for steel, but in an electromagnetic steel sheet, it is an element effective for increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss in the high frequency range. .
  • the addition amount of Al may be appropriately determined depending on the balance between the required iron loss and magnetic flux density.
  • Al acid-soluble Al
  • Al is set to 3.5 mass%. Preferably it is 2.0 mass% or less.
  • the lower limit of Al see sol. In order to reduce to less than 0.0001 mass% with Al, it is necessary to wash the ladle and tundish in order to prevent contamination of Al from the ladle and tundish. 0.0001 mass% with Al.
  • Al is preferably 0.01 mass% or less.
  • the reason is not clear, but is estimated as follows.
  • the Al content is high, most of N mixed as impurities precipitates as AlN, and Ti, Zr mixed as impurities tend to precipitate as (Fe, Ti) P, (Fe, Zr) P. It is thought that the effect of P grain boundary segregation is reduced.
  • Al is low, Ti, Zr, and the like mixed as impurities combine with N mixed as impurities and precipitate as nitrides not containing P. Therefore, P hardly precipitates and is easily segregated at grain boundaries. Become. More preferably, it is 0.002 mass% or less.
  • N 0.010 mass% or less Since N is an element that deteriorates the magnetic characteristics as in C described above, it is limited to 0.010 mass% or less. Preferably it is 0.005 mass% or less. In addition, about the minimum of N, since it is so preferable that there are few, it does not prescribe
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention may further include the following components for the purpose of improving magnetic properties and the like.
  • Sn and Sb are both elements that have the effect of improving the texture and suppressing nitriding during annealing to enhance the magnetic properties, so they can be added alone or in combination. In order to obtain such an effect, it is preferable to add 0.01 mass% or more of Sb and Sn, respectively.
  • the upper limits of Sn and Sb are each preferably 0.1 mass%. More preferably, each is in the range of 0.02 to 0.08 mass%.
  • Ca, Mg, REM 0.001 to 0.05 mass%
  • Ca, Mg, and REM are elements having an effect of generating a sulfide that is more stable than MnS and Cu 2 S at high temperatures and improving magnetic properties. Therefore, one or more of these elements are contained. be able to. In order to acquire the said effect, it is preferable to add 0.001 mass% or more of Ca, Mg, and REM, respectively. On the other hand, even if contained excessively, the effect is saturated and economically disadvantageous, so the upper limit is preferably set to 0.05 mass%. More preferably, each is in the range of 0.002 to 0.01 mass%.
  • Cu, Ni, Cr 0.01 to 0.5 mass% Since Cu, Ni, and Cr are effective elements for increasing the specific resistance of the steel sheet and reducing iron loss, one or more of these elements can be contained. In order to acquire the said effect, it is preferable to add 0.01 mass% or more, respectively. On the other hand, since these elements are more expensive than Si and Al, the amount of each added is preferably 0.5 mass% or less. More preferably, it is in the range of 0.03 to 0.1 mass%, respectively.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities. However, as long as the effects of the present invention are not impaired, the inclusion of other elements is not rejected.
  • the grain boundary fracture surface of the steel sheet after finish annealing or strain relief annealing is analyzed by Auger electron spectroscopy (AES), and the peak-peak height of Fe in the vicinity of the electron energy 700 eV of the obtained Auger differential spectrum is Fe 700.
  • the ratio of P peak-peak height P 120 in the vicinity of 120 eV of electron energy to P 120 needs to be 0.1 or more. This is because the iron loss in the high frequency region can be reduced without deteriorating the magnetic flux density by increasing the amount of P existing on the grain interface to the above range.
  • finish annealing is held for a long time at a temperature of about 700 to 800 ° C. by using box annealing (batch annealing), or strain removal. It is an effective means to hold the annealing at a temperature of about 700 to 800 ° C. for a long time.
  • box annealing box annealing
  • strain removal strain removal
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention can be manufactured by a manufacturing facility and a normal manufacturing process applied to a normal non-oriented electrical steel sheet. That is, in the method for producing a non-oriented electrical steel sheet of the present invention, first, a steel melted in a converter or an electric furnace is secondarily refined with a vacuum degassing treatment equipment or the like, and prepared to a predetermined component composition. A steel material (slab) is obtained by continuous casting or ingot-bundling.
  • the steel slab obtained as described above is then hot-rolled, hot-rolled sheet annealed as necessary, pickled, cold-rolled, finish-annealed, and further coated and baked with an insulating coating. By doing so, a non-oriented electrical steel sheet (product sheet) is obtained.
  • the manufacturing conditions for each of these steps may be the same as those for manufacturing a normal non-oriented electrical steel sheet, but the following ranges are preferable.
  • the thickness after hot rolling is not particularly limited, but is preferably in the range of 1.4 to 2.8 mm, and preferably in the range of 1.6 to 2.3 mm, from the viewpoint of ensuring productivity. Is more preferable.
  • the soaking temperature of the subsequent hot-rolled sheet annealing is preferably in the range of 900 to 1150 ° C. If the soaking temperature is less than 900 ° C., the rolled structure remains and the effect of improving the magnetic properties cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if it exceeds 1150 ° C., the crystal grains become coarse and cracks are likely to occur in cold rolling. Not only will it be economically disadvantageous.
  • the hot-rolled sheet after hot-rolling or after hot-rolled sheet annealing is then made the final sheet thickness by one or more cold rollings sandwiching intermediate annealing. At this time, it is effective to improve the magnetic flux density by adopting warm rolling in which the plate temperature is raised to about 200 ° C. for rolling.
  • the thickness of the cold rolled sheet after cold rolling (final sheet thickness) is in the range of 0.10 to 0.50 mm. This is because if the thickness is less than 0.10 mm, the productivity decreases, while if it exceeds 0.50 mm, the iron loss cannot be reduced sufficiently. From the viewpoint of reducing the iron loss, it is preferably 0.30 mm or less, more preferably 0.20 mm or less.
  • the cold-rolled sheet that has been cold-rolled to the final thickness is then subjected to finish annealing.
  • finish annealing is performed in a continuous annealing furnace, it is preferable to perform a soaking process at a temperature of 900 to 1150 ° C. for 5 to 60 seconds. If the soaking temperature of annealing is less than 900 ° C., recrystallization does not proceed sufficiently, and good magnetic properties cannot be obtained. In addition, the effect of correcting the plate shape in continuous annealing is not sufficiently exhibited. On the other hand, when the temperature exceeds 1150 ° C., the crystal grains become coarse, and the iron loss particularly in the high frequency region increases.
  • P may not be sufficiently segregated at the grain boundaries, and therefore it is preferable to hold the heat treatment after the finish annealing described above at a temperature of about 700 to 800 ° C. for 2 hours or more. It is more preferable to hold for more than 5 hours.
  • finishing annealing is performed in a box-type annealing furnace, it is preferable to perform soaking for 1 to 10 hours at a temperature of 700 to 800 ° C. in order to segregate P at grain boundaries.
  • the user does not perform strain relief annealing, it is preferable to perform the finish annealing in a box-type annealing furnace.
  • an insulating coating to the surface of the steel sheet in order to reduce iron loss.
  • an organic coating containing a resin in order to ensure good punchability.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention produced as described above may be used without being subjected to strain relief annealing, or may be used after being subjected to strain relief annealing. Further, after passing through the punching process, it may be used after being subjected to strain relief annealing.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is excellent in iron loss characteristics in a high frequency region while having a high magnetic flux density, so that it is used as a core material for a drive motor or a generator motor of a hybrid vehicle or an electric vehicle. As a result, higher output of the motor and higher efficiency in the high frequency range can be achieved.
  • a magnet may be embedded in the iron core of the motor.
  • the cold-rolled sheet coil is subjected to finish annealing with a soaking condition of 1100 ° C. ⁇ 10 seconds, and then coated with an insulating film to form a non-oriented electrical steel sheet (product coil).
  • the Epstein specimen size sample taken from the coil was also subjected to the same heat treatment as the finish annealing and coated with an insulating coating (hereinafter referred to as “Group A sample”).
  • Group A sample an Epstein specimen size sample
  • Group B sample an Epstein specimen size sample
  • the Epstein specimen size sample has distortion due to shearing, and the magnetic properties are deteriorated.
  • the Epstein test piece size samples of the group A sample and the group B sample were subjected to heat treatment after finish annealing at 750 ° C. for 5 hours, also for strain relief annealing.
  • what performed the heat processing after finish annealing to the said A group sample and B group sample is each called "A 'group sample” and "B' group sample.”
  • the magnetic properties of the Epstein test piece size samples of the A group sample, the A ′ group sample, the B group sample, and the B ′ group sample obtained as described above were measured.
  • test pieces in the rolling direction (L) and the direction perpendicular to the rolling direction (C) were used, and the magnetic flux density B 50 (magnetic flux density at a magnetizing force of 5000 A / m) and iron loss W 10/800 (magnetic flux density 1
  • the iron loss when excited at 0.0 T and a frequency of 800 Hz was measured in accordance with JIS C2552.
  • the sample after the magnetic measurement was cooled to ⁇ 150 ° C. with liquid nitrogen, fractured in vacuum, and the amount of P segregated on the grain boundary fracture surface was analyzed by Auger electron spectroscopy (AES).
  • AES Auger electron spectroscopy
  • the amount of P on the grain interface is the ratio of the peak-peak height P 120 of P near 120 eV to the peak-peak height Fe 700 of Fe near 700 eV in the Auger differential spectrum ( was evaluated by the P 120 / Fe 700).
  • Table 2 shows the measurement results of P 120 / Fe 700 and magnetic properties in the case of only the group A sample, that is, from the cold-rolled sheet to the test piece processing ⁇ finish annealing.
  • Table 3 shows the results of measurement of P 120 / Fe 700 and magnetic properties when A ′ group sample, that is, cold-rolled sheet, is subjected to test piece processing ⁇ finish annealing ⁇ heat treatment after finish annealing.
  • the B ′ group sample that is, cold rolled sheet coil ⁇ finish annealing ⁇ test piece processing ⁇ P 120 / Fe 700 and magnetic properties when heat treatment after finish annealing is equivalent to Table 3 for all steel types, and
  • the magnetic characteristics in the case of the B group sample, that is, cold-rolled sheet coil ⁇ finish annealing ⁇ test piece processing are clearly inferior to the magnetic characteristics due to processing strain, and thus the description is omitted.
  • the steel plate of Table 3 in which a large amount of P is segregated at the grain boundaries has a good iron loss W 10/800 compared to the steel plate of Table 2 with less segregation.
  • the magnetic flux density B 50 is equivalent and the magnetic properties are good.
  • the present invention can obtain a high magnetic flux density material, it has the effect of reducing the copper loss of the motor, and can be advantageously applied as an iron core for induction motors that tend to have higher copper loss than iron loss. it can.

Abstract

　ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：１．０～７．０％、Ｍｎ：０．００１～３．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１～３．５％、Ｐ：０．０１～０．２％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、粒界破断面をオージェ電子分光法で分析して得たオージェ微分スペクトルの電子エネルギー７００ｅＶ近傍におけるＦｅのｐｅａｋ－ｐｅａｋ高さＦｅ７００に対する、電子エネルギー１２０ｅＶ近傍におけるＰのｐｅａｋ－ｐｅａｋ高さＰ１２０の比（Ｐ１２０／Ｆｅ７００）が０．１以上であり、かつ、板厚が０．１０～０．５０ｍｍである無方向性電磁鋼板と、その無方向性電磁鋼板を鉄心に用いたモータ。

Description

高磁束密度無方向性電磁鋼板およびモータ
　本発明は、主として電気自動車やハイブリッド自動車等の駆動モータや発電モータの鉄心材料に用いられる高周波域での鉄損特性に優れる高磁束密度無方向性電磁鋼板と、その鋼板を鉄心に用いたモータに関するものである。
　近年、ハイブリッド自動車や電気自動車の実用化が急速に進んでいるが、これらに使用される駆動モータや発電モータには、車両内の限られた空間に設置する必要があることや、車両重量を軽減する必要があることから、小型化が望まれている。そこで、モータを小型化するため、モータの駆動電源の周波数制御による可変速運転や、商用周波数より高い高周波域で高速回転するモータが増加している。その結果、駆動モータや発電モータには、小型化しても十分な性能を発揮するよう、高出力化と高周波域での高効率化が強く要求されている。
　このような背景から、モータの鉄心に用いられる無方向性電磁鋼板には、モータの高出力化および高周波域での高効率化を達成するため、磁束密度が高くかつ高周波域での鉄損が低いことが強く求められるようになってきている。
　無方向性電磁鋼板の高周波域での鉄損を低減する方法としては、渦電流損の低減が効果的であり、例えば、Ｓｉ，ＡｌおよびＭｎ等の固有抵抗を高める元素の添加量を高める方法や、鋼板の板厚を薄くする方法が一般に用いられている。しかし、固有抵抗を高める元素の添加量を高める方法では、飽和磁束密度が低下し、一方、板厚を薄くする方法では、磁気特性に不利な結晶方位（集合組織）が生じる傾向があるため、磁束密度の低下を免れることができない、すなわち、磁束密度を低下させることなく高周波域での鉄損を低減するのは困難であった。
　一方、無方向性電磁鋼板の磁束密度を高める方法についても、幾つかの提案がなされている。例えば、特許文献１には、Ｐ含有量を０．０７～０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ含有量を０．１７～３．０ｍａｓｓ％とし、熱延板焼鈍を冷却速度が遅い箱焼鈍で行い、仕上焼鈍時の集合組織を制御することによって、高磁束密度化を図る技術が提案されている。しかし、この方法を実生産に適用した場合、圧延工程などで板破断などのトラブルが生じやすく、製造ラインの停止や歩留り低下を余儀なくされるなどの問題がある。また、熱延板焼鈍を箱焼鈍とすると、連続焼鈍に比べて製造コストが増加する問題もある。
　また、特許文献２には、Ｓｉ：１．５～４．０ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．００５～１１．５ｍａｓｓ％を含有する鋼素材のＡｌ含有量を０．０１７ｍａｓｓ％以下とし、高磁束密度化を図る技術が提案されている。しかし、この方法は、室温における１回の冷間圧延法を採用しているため、磁束密度の向上効果が十分に得られない。この点、上記冷間圧延を、板温を２００℃程度に加熱して行う温間圧延とすれば、磁束密度の向上は図れるものの、温間圧延のための設備対応や、厳格な工程管理が必要となるなどの問題がある。また、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延法を用いてもよいが、製造コストが増加するという問題がある。
　また、特許文献３には、ｗｔ％で、Ｃ：０．０２％以下、ＳｉもしくはＳｉ＋Ａｌ：４．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．２％以下のスラブにＳｂやＳｎを添加することによって、高磁束密度化を図ることが提案されている。
特許３８７０８９３号公報 特許４１２６４７９号公報 特許２５０００３３号公報
　以上説明したように、上記の従来技術では、高磁束密度でかつ高周波域での鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板を生産性よくかつ安価に製造することは困難であった。
　本発明は、従来技術における上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、高磁束密度でかつ高周波域での鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板を安定的かつ安価に提供すること、および、その鋼板を鉄心に用いたモータを提供することにある。
　発明者らは、上記課題を解決するため、無方向性電磁鋼板の結晶粒界の性状が磁気特性に及ぼす影響に着目して鋭意研究を重ねた。その結果、結晶粒界上に存在するＰ（リン）の量を高くすることが、磁束密度の低下を招くことなく、高周波域での鉄損を低減するのに有効であることを見出した。本発明は、上記の新規知見に基くものである。
　すなわち、本発明は、Ｃ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．０～７．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．００１～３．０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１～３．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１～０．２ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０１０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、粒界破断面をオージェ電子分光法で分析して得たオージェ微分スペクトルの電子エネルギー７００ｅＶ近傍におけるＦｅのｐｅａｋ－ｐｅａｋ高さＦｅ７００に対する、電子エネルギー１２０ｅＶ近傍におけるＰのｐｅａｋ－ｐｅａｋ高さＰ１２０の比（Ｐ１２０／Ｆｅ７００）が０．１以上であり、かつ、板厚が０．１０～０．５０ｍｍである無方向性電磁鋼板である。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分組成において、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１～０．０１ｍａｓｓ％であることを特徴とする。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、ＳｎおよびＳｂのうちから選ばれる１種または２種をそれぞれ０．０１～０．１ｍａｓｓ％含有することを特徴とする。
　また、本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃａ，ＲＥＭおよびＭｇのうちから選ばれる１種または２種以上をそれぞれ０．００１～０．０５ｍａｓｓ％含有することを特徴とする。
　また、本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｉ，ＣｕおよびＣｒのうちから選ばれる１種または２種以上をそれぞれ０．０１～０．５ｍａｓｓ％含有することを特徴とする。
　また、本発明は、上記のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板を鉄心に用いたモータである。
　本発明によれば、高磁束密度で、高周波域における鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板を、生産性よくかつ安価に提供することができる。
オージェ微分スペクトルのＦｅおよびＰのｐｅａｋ－ｐｅａｋ高さ（Ｆｅ７００，Ｐ１２０）を説明する図である。 仕上焼鈍後熱処理の処理時間と、鉄損Ｗ１０／８００との関係を示すグラフである。 仕上焼鈍後熱処理の処理時間と、磁束密度Ｂ５０との関係を示すグラフである。 仕上焼鈍後熱処理の処理時間と、Ｐ１２０／Ｆｅ７００との関係を示すグラフである。 Ｐ１２０／Ｆｅ７００と、鉄損Ｗ１０／８００との関係を示すグラフである。
　発明者らは、従来技術のように、鋼板の化学成分組成や仕上焼鈍工程までの工程条件を改善するだけでは、高磁束密度を維持しつつ、高周波域での鉄損を低減するのは困難であると考え、仕上焼鈍板に新たな熱処理を付加することを検討した。ただし、新たな工程を付加すると製造コストが上昇することを考慮し、一般的に、ユーザーにおいて無方向性電磁鋼板に施されている歪取焼鈍に着目し、歪取焼鈍条件の変更によって磁気特性を改善することができないか検討した。なお、無方向性電磁鋼板の製造工程における仕上焼鈍は、１０００℃程度の温度で１０秒程度の均熱時間で処理されるが、上記歪取焼鈍は、７５０℃程度の温度で２時間程度の均熱時間で処理されるのが一般的である。
　ところで、無方向性電磁鋼板の磁気特性を決定する重要な因子の１つに結晶粒径があり、結晶粒径が大きいと、渦電流損が増加し、ヒステリシス損が低下し、逆に、結晶粒径が小さいと、渦電流損が減少し、ヒステリシス損が増加する傾向がある。したがって、無方向性電磁鋼板には、通常、適正な結晶粒径が存在する。
　また、上記結晶粒径の大きさは、結晶粒界の密度と言い換えることができ、結晶粒界密度が小さい（結晶粒径が大きい）と、渦電流損が増加し、ヒステリシス損が低下し、逆に、結晶粒界密度が大きい（結晶粒径が小さい）と、渦電流損が減少し、ヒステリシス損が増加する。したがって、無方向性電磁鋼板には、適正な結晶粒界密度が存在し、結晶粒界密度は、鋼板の磁気特性を決定する重要な因子であると言うことができる。
　さて、発明者らは、上記の「結晶粒界密度」について、「密度」ではなく、「結晶粒界」の方に着目し、何らかの因子を制御し、結晶粒界が有する性状を変えることによって、磁気特性が向上するのではないかと考えた。そして、上記結晶粒界の性状を変える因子として、Ｐ（リン）に着眼した。というのは、Ｐは、粒界脆化を引き起こす元素であり、粒界に偏析すると、粒界の性質に何らかの変化をもたらすことが考えられること、また、Ｐは、特許文献１に記載されているように、連続焼鈍では粒界偏析せず、箱焼鈍では粒界偏析することから、Ｐの偏析は制御可能であると考えられるからである。
　そこで、発明者らは、以下の実験を行なった。
　Ｃ：０．００２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２ｍａｓｓ％およびＳｎ：０．０３ｍａｓｓ％を含有する鋼において、Ｐの含有量を０．００５ｍａｓｓ％（鋼Ａ）と０．１ｍａｓｓ％（鋼Ｂ）の２水準に変化させた鋼スラブを製造し、１１００℃に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、１０００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、冷間圧延して板厚０．３０ｍｍの冷延板とした。
　斯くして得た冷延板から、圧延方向（Ｌ）および圧延直角方向（Ｃ）からエプスタイン試験片サイズの試料を切り出し、１０５０℃で仕上焼鈍を施した。ここで、エプスタイン試験片サイズの試料の切り出しを仕上焼鈍前に実施したのは、仕上焼鈍で剪断歪を取り除くためである。勿論、大量生産する実生産では、通常、このようなことは行われない。
　次いで、上記仕上焼鈍後の試料に、７００℃の温度で、３０分、１時間、５時間、１０時間、５０時間および１００時間保持する熱処理（以降、この熱処理を「仕上焼鈍後熱処理」ともいう）を施した後、磁気特性を測定した。なお、上記磁気特性の測定では、磁束密度Ｂ５０（磁化力５０００Ａ／ｍにおける磁束密度）、および、鉄損Ｗ１０／８００（磁束密度１．０Ｔ、周波数８００Ｈｚで励磁したときの鉄損）をＪＩＳ　Ｃ２５５２に準拠して測定した。
　また、磁気測定後の試料を、液体窒素で－１５０℃以下まで冷却後、真空中で破断し、粒界破断した粒界面上に存在するＰの偏析量をオージェ電子分光法（ＡＥＳ）で分析した。なお、粒界面上のＰ量は、図１に示したオージェ微分スペクトルの、電子エネルギー７００ｅＶ近傍におけるＦｅのｐｅａｋ－ｐｅａｋ高さＦｅ７００に対する、電子エネルギー１２０ｅＶ近傍におけるＰのｐｅａｋ－ｐｅａｋ高さＰ１２０の比（Ｐ１２０／Ｆｅ７００）で定量的に評価した。ここで、上記オージェ微分スペクトルとは、オージェスペクトルを微分したスペクトルのことであり、オージェ電子分光法では、微分スペクトルを用いて評価することが多い。
[規則91に基づく訂正 28.11.2014]　
　図２および図３は、それぞれ７００℃での仕上焼鈍後熱処理の処理時間が鉄損Ｗ１０／８００および磁束密度Ｂ５０に及ぼす影響を示したものである。これらの図から、Ｐの含有量が０．１ｍａｓｓ％の鋼Ｂでは、仕上焼鈍後熱処理の処理時間が長くなると、鉄損Ｗ１０／８００は低下するが磁束密度Ｂ５０は変化していないこと、すなわち、磁束密度Ｂ５０を劣化させずに鉄損Ｗ１０／８００を低減できることがわかる。
　また、図４は、７００℃での仕上焼鈍後熱処理の処理時間が、Ｐ１２０／Ｆｅ７００に及ぼす影響を示したものである。この図から、Ｐ含有量が０．１ｍａｓｓ％の鋼Ｂでは、仕上焼鈍後熱処理の処理時間が長くなると、Ｐ１２０／Ｆｅ７００も増加している、すなわち、鋼Ｂでは、仕上焼鈍後熱処理の処理時間の増加により、粒界面上、すなわち、粒界に偏析したＰの量が大きく増加していることがわかる。
　また、図５は、Ｐ１２０／Ｆｅ７００が鉄損Ｗ１０／８００に及ぼす影響を示したものである。この図から、Ｐ１２０／Ｆｅ７００が増加するとＷ１０／８００が低減する、すなわち、粒界に偏析したＰ量を増加させることにより、鉄損Ｗ１０／８００が低減できることがわかる。
　この原因については、必ずしも明らかとなっていないが、以下のように考えている。
　上述したように、Ｐは、粒界脆化元素であり、Ｐの粒界偏析によって粒界の何らかの性状が変化し、磁区構造あるいは粒界での電気抵抗が変化した結果、磁気特性が改善されたものと思われる。例えば、Ｐの粒界偏析は、粒界の強度、すなわち粒界の金属結合を弱めることから、粒界の自由電子の移動を妨げていることが考えられる。
　本発明は、上記のような新規知見に基いて完成したものである。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板（製品板）における成分組成について説明する。
Ｃ：０．０１０ｍａｓｓ％以下
　Ｃは、磁気時効を起こして鉄損を増加させる元素であるので、極力低減するのが望ましい。特に、Ｃが０．０１０ｍａｓｓ％を超えると、鉄損の増加が顕著になるので、上限は０．０１０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００３０ｍａｓｓ％以下である。あお、下限については、少ないほど好ましいので、特に規定しない。
Ｓｉ：１．０～７．０ｍａｓｓ％
　Ｓｉは、通常、脱酸剤として添加されるが、電磁鋼板においては、鋼の固有抵抗を高めて、鉄損を低減するのに有効な、重要元素であるので、本発明では、１．０ｍａｓｓ％以上の添加を必要とする。好ましくは１．５ｍａｓｓ％以上、より好ましくは２．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは３．０ｍａｓｓ％以上である。一方、Ｓｉを７．０ｍａｓｓ％超え添加すると、磁束密度も低下するだけでなく、冷間圧延中に亀裂を生じるほど製造性が低下するため、上限は７．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは４．５ｍａｓｓ％以下である。
Ｍｎ：０．００１～３．０ｍａｓｓ％
　Ｍｎは、鋼の熱間加工性を改善し、表面疵の発生を防止する効果がある。また、ＳｉやＡｌほどではないが、固有抵抗を高めて鉄損を低減する効果がある。斯かる効果を得るためには、０．００１ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、Ｍｎの添加量が多くなると、原料コストが高くなるので、上限は３．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは２．５ｍａｓｓ％以下である。
Ｐ：０．０１～０．２ｍａｓｓ％
　Ｐは、前述したように、粒界に偏析することによって、磁束密度を低下することなく、高周波域の鉄損を低減する効果を有する元素である。斯かる効果を得るためには、０．０１ｍａｓｓ％以上含有させる必要がある。また、Ｐは、集合組織を改善し、磁束密度を高める効果も有しており、この効果を得るためにも、Ｐは０．０１ｍａｓｓ％以上含有させる。好ましくは０．０２ｍａｓｓ％以上である。しかし、過剰なＰの添加は、圧延性の低下をもたらすので、上限は０．２ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．１ｍａｓｓ％以下である。
Ｓ：０．０１０ｍａｓｓ％以下
　Ｓは、析出物や介在物を形成し、製品の磁気特性を劣化させるので少ないほど好ましく、本発明では、上限を０．０１０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００５ｍａｓｓ％以下である。なお、Ｓの下限については、少ないほど好ましいため、特に規定しない。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１～３．５ｍａｓｓ％
　Ａｌは、Ｓｉと同様、一般には、鋼の脱酸剤として添加されるが、電磁鋼板においては、鋼の固有抵抗を高めて、高周波域での鉄損を低減するのに有効な元素である。しかし、Ａｌは低減した方が、仕上焼鈍板の集合組織が改善されて、磁束密度が向上する。したがって、本発明においては、必要とする鉄損と磁束密度のバランスによってＡｌの添加量を適宜決定すればよい。ただし、３．５ｍａｓｓ％を超えると、鋼が脆化するため、上限はｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）で３．５ｍａｓｓ％とする。好ましくは２．０ｍａｓｓ％以下である。一方、Ａｌの下限については、ｓｏｌ．Ａｌで０．０００１ｍａｓｓ％未満に低減するには、取鍋やタンディッシュからのＡｌの混入を防止するため、取鍋やタンディッシュを洗浄する必要があり、コストが増大するため、ｓｏｌ．Ａｌで０．０００１ｍａｓｓ％とする。
　なお、Ａｌが０．０１ｍａｓｓ％以下であると、Ｐが粒界により偏析しやすい傾向となり、磁束密度がより向上するので、Ａｌは０．０１ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。その理由は明らかではないが、以下のように推測している。Ａｌの含有量が高いと、不純物として混入したＮのほとんどはＡｌＮとして析出し、不純物として混入したＴｉ，Ｚｒなどは（Ｆｅ，Ｔｉ）Ｐ、（Ｆｅ，Ｚｒ）Ｐとして析出する傾向となり、その分、Ｐの粒界偏析の効果が減じてしまうと考えられる。一方、Ａｌが低いと、不純物として混入したＴｉ，Ｚｒなどは、不純物として混入したＮと結合し、Ｐが含まれない窒化物として析出するので、Ｐは析出し難くなり、粒界偏析し易くなる。より好ましくは０．００２ｍａｓｓ％以下である。
Ｎ：０．０１０ｍａｓｓ％以下
　Ｎは、前述したＣと同様、磁気特性を劣化させる元素であるので、０．０１０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００５ｍａｓｓ％以下である。なお、Ｎの下限については、少ないほど好ましいため、特に規定しない。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、上記必須とする成分に加えてさらに、磁気特性の向上等を目的として、下記に成分を適宜添加することができる。
Ｓｎ，Ｓｂ：０．０１～０．１ｍａｓｓ％
　ＳｎおよびＳｂは、いずれも集合組織の改善や焼鈍時の窒化を抑制して磁気特性を高める効果を有する元素であるため、単独あるいは複合して添加することができる。斯かる効果を得るためには、Ｓｂ，Ｓｎをそれぞれ０．０１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、過剰に添加すると、鋼が脆化し、鋼板製造中の板破断やヘゲ等の表面疵を引き起こすため、Ｓｎ，Ｓｂの上限はそれぞれ０．１ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくは、それぞれ０．０２～０．０８ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％
　Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭは、高温でＭｎＳやＣｕ２Ｓよりも安定な硫化物を生成し、磁気特性を向上させる効果を有する元素であるため、これらの元素の１種または２種以上を含有させることができる。上記効果を得るためには、Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭを、それぞれ０．００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、過剰に含有させても、効果が飽和し、経済的に不利となるため、上限はそれぞれ０．０５ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくは、それぞれ０．００２～０．０１ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ：０．０１～０．５ｍａｓｓ％
　Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒは、鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減させるのに有効な元素であるため、これらの元素の１種または２種以上を含有させることができる。上記効果を得るためには、それぞれ０．０１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、これらの元素は、ＳｉやＡｌと比較して高価であるため、それぞれの添加量は０．５ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。より好ましくは、それぞれ０．０３～０．１ｍａｓｓ％の範囲である。
　なお、本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の作用効果を害しない範囲内であれば、他の元素の含有を拒むものではない。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板の粒界の性状について説明する。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、仕上焼鈍後あるいは歪取焼鈍後において、粒界へのＰの偏析量を所定量以上とすることが必要である。すなわち、仕上焼鈍後あるいは歪取焼鈍後の鋼板の粒界破断面をオージェ電子分光法（ＡＥＳ）で分析し、得られたオージェ微分スペクトルの電子エネルギー７００ｅＶ近傍におけるＦｅのｐｅａｋ－ｐｅａｋ高さＦｅ７００に対する、電子エネルギー１２０ｅＶ近傍におけるＰのｐｅａｋ－ｐｅａｋ高さＰ１２０の比（Ｐ１２０／Ｆｅ７００）が０．１以上であることが必要である。粒界面上に存在するＰ量を上記の範囲に高めることにより、磁束密度を劣化させずに、高周波域での鉄損を低減することができるからである。
　粒界面へのＰ偏析量を上記の範囲に高めるには、例えば、仕上焼鈍を、箱焼鈍（バッチ焼鈍）を用いて、７００～８００℃程度の温度で長時間保持するか、あるいは、歪取焼鈍を７００～８００℃程度の温度で長時間保持することが有効な手段である。なお、上記焼鈍条件、特に、保持時間は、鋼中のＰ含有量によって変わるが、予め実験でＰ１２０／Ｆｅ７００≧０．１となる条件を見出しておくことが好ましい、
　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は、通常の無方向性電磁鋼板に適用されている製造設備および通常の製造工程で製造することができる。すなわち、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、まず、転炉あるいは電気炉などで溶製した鋼を真空脱ガス処理設備等で二次精錬し、所定の成分組成に調製した後、連続鋳造法または造塊－分塊圧延法により鋼素材（スラブ）とする。
　上記のようにして得た鋼スラブは、その後、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍し、酸洗し、冷間圧延し、仕上焼鈍し、さらに、絶縁被膜の塗布・焼付けをすることによって無方向性電磁鋼板（製品板）とする。これらの各工程の製造条件は、通常の無方向性電磁鋼板の製造と同じでもよいが、以下の範囲とすることが好ましい。
　まず、熱間圧延後の板厚は、特に制限しないが、生産性を確保する観点から、１．４～２．８ｍｍの範囲とするのが好ましく、１．６～２．３ｍｍの範囲とするのがより好ましい。
　続く熱延板焼鈍の均熱温度は、９００～１１５０℃の範囲とするのが好ましい。均熱温度が９００℃未満では、圧延組織が残存して磁気特性の改善効果が十分に得られず、一方、１１５０℃を超えると、結晶粒が粗大化し、冷間圧延で割れが発生しやすくなるだけでなく、経済的に不利となるからである。
　熱延後、あるいは、熱延板焼鈍後の熱延板は、その後、１回あるいは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延で最終板厚とする。この際、板温を２００℃程度に高めて圧延する温間圧延を採用すれば、磁束密度の向上には効果的である。
　冷間圧延後の冷延板の厚さ（最終板厚）は、０．１０～０．５０ｍｍの範囲とする。厚さが０．１０ｍｍ未満では、生産性が低下し、一方、０．５０ｍｍを超えると、十分に鉄損を低減できないからである。鉄損を低減する観点からは、好ましくは０．３０ｍｍ以下、より好ましくは０．２０ｍｍ以下である。
　冷間圧延し、最終板厚とした冷延板は、次いで、仕上焼鈍を施す。この際、仕上焼鈍を連続焼鈍炉で施す場合には、９００～１１５０℃の温度で、５～６０秒の均熱処理を施すのが好ましい。焼鈍の均熱温度が９００℃未満では、再結晶が十分に進行せず、良好な磁気特性を得ることができないことに加え、連続焼鈍における板形状の矯正効果が十分に発揮されない。一方、１１５０℃を超えると、結晶粒が粗大化し、特に高周波域での鉄損が増加するからである。
　なお、仕上焼鈍を連続焼鈍で施す場合には、粒界にＰが十分に偏析しないことがあるため、前述した仕上焼鈍後熱処理を７００～８００℃程度の温度で２時間以上保持するのが好ましく、５時間超え保持するのがより好ましい。
　一方、仕上焼鈍を箱型焼鈍炉で施す場合には、粒界にＰを偏析させるため、７００～８００℃の温度で、１～１０時間の均熱処理を施すのが好ましい。特に、ユーザーで歪取焼鈍を実施しないときには、仕上焼鈍を箱型焼鈍炉で実施するのが好ましい。
　上記仕上焼鈍後の鋼板は、その後、鉄損を低減するために、鋼板の表面に絶縁コーティングを施すことが好ましい。この際、良好な打抜き性を確保するためには、樹脂を含有する有機コーティングを塗布することが好ましく、一方、溶接性を重視する場合には半有機や無機コーティングを塗布することが好ましい。
　上記のようにして製造した本発明の無方向性電磁鋼板は、歪取焼鈍を施さずに使用しても、あるいは、歪取焼鈍を施してから使用してもよい。また、打ち抜き工程を経た後、歪取焼鈍を施して使用してもよい。
　上記のように本発明の無方向性電磁鋼板は、高磁束密度でありながら、高周波域における鉄損特性に優れるので、これをハイブリッド自動車や電気自動車の駆動モータ、発電モータの鉄心材料として用いることにより、モータの高出力化および高周波域での高効率化を達成することができる。なお、上記モータの鉄心には、磁石を埋め込んで使用してもよい。
　表１に示した種々の成分組成を有するａ～ｒの鋼を溶製し、連続鋳造して鋼スラブとした。この際、鋼スラブの成分組成は、鉄損の比較を容易にするため、Ｓｉ，ＡｌおよびＭｎの含有量（ｍａｓｓ％）から求められる（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｍｎ／２）の値が同程度となるように調製した。次いで、上記鋼スラブを１０２０～１１２０℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、連続焼鈍で１０００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延して板厚０．１５ｍｍの冷延板（冷延コイル）とした。また、上記冷延コイルから、圧延方向（Ｌ）および圧延直角方向（Ｃ）にエプスタイン試験片サイズの試料を切り出した。
[規則91に基づく訂正 28.11.2014]　
Figure WO-DOC-TABLE-1
　次いで、上記冷延板コイルを、均熱条件を１１００℃×１０秒とする仕上焼鈍を施した後、絶縁被膜をコーティングし、無方向性電磁鋼板（製品コイル）にするとともに、上記冷延板コイルから採取したエプスタイン試験片サイズの試料についても、上記仕上焼鈍と同じ熱処理を施し、絶縁被膜をコーティングした（以降、これを「Ａ群試料」という）。なお、この時のエプスタイン試験片サイズの試料は、剪断加工による歪は除去されている。
　次いで、上記仕上焼鈍後の製品コイルから、圧延方向（Ｌ）および圧延直角方向（Ｃ）にエプスタイン試験片サイズの試料（以降、これを「Ｂ群試料」という）を切り出した。なお、この時、エプスタイン試験片サイズの試料には剪断加工による歪があり、磁気特性は劣化している。
　最後に、上記Ａ群試料およびＢ群試料のエプスタイン試験片サイズの試料に、歪取焼鈍を兼ねて、７５０℃×５時間の仕上焼鈍後熱処理を施した。なお、上記Ａ群試料およびＢ群試料に仕上焼鈍後熱処理を施したものをそれぞれ「Ａ´群試料」、「Ｂ´群試料」という。
　上記のようにして得たＡ群試料、Ａ´群試料、Ｂ群試料およびＢ´群試料の各エプスタイン試験片サイズの試料について、磁気特性を測定した。上記磁気特性の測定では、圧延方向（Ｌ）および圧延直角方向（Ｃ）の試験片を用い、磁束密度Ｂ５０（磁化力５０００Ａ／ｍにおける磁束密度）および鉄損Ｗ１０／８００（磁束密度１．０Ｔ、周波数８００Ｈｚで励磁したときの鉄損）をＪＩＳ　Ｃ２５５２に準拠して測定した。
　また、上記磁気測定後の試料を、液体窒素で－１５０℃に冷却後、真空中で破断し、粒界破断面上に偏析しているＰ量を、オージェ電子分光法（ＡＥＳ）で分析した。なお、粒界面上のＰ量は、図１に示すように、オージェ微分スペクトルの７００ｅＶ近傍におけるＦｅのｐｅａｋ－ｐｅａｋ高さＦｅ７００に対する、１２０ｅＶ近傍におけるＰのｐｅａｋ－ｐｅａｋ高さＰ１２０の比（Ｐ１２０／Ｆｅ７００）で評価した。
　表２に、Ａ群試料、すなわち、冷延板から試験片加工→仕上焼鈍のみの場合のＰ１２０／Ｆｅ７００と磁気特性の測定結果を示す。
　また、表３に、Ａ´群試料、すなわち、冷延板から試験片加工→仕上焼鈍→仕上焼鈍後熱処理した場合のＰ１２０／Ｆｅ７００と磁気特性の測定結果を示す。
　なお、Ｂ´群試料、すなわち、冷延板コイル→仕上焼鈍→試験片加工→仕上焼鈍後熱処理した場合のＰ１２０／Ｆｅ７００と磁気特性は、全ての鋼種で表３と同等であり、また、Ｂ群試料、すなわち、冷延板コイル→仕上焼鈍→試験片加工の場合の磁気特性は、加工歪により磁気特性が劣るのは明らかであるので、記載は省略した。
[規則91に基づく訂正 28.11.2014]　
Figure WO-DOC-TABLE-2
[規則91に基づく訂正 28.11.2014]　
Figure WO-DOC-TABLE-3
　表２および表３を対比してわかるように、粒界にＰが多く偏析させた表３の鋼板は、偏析の少ない表２との鋼板と比較して、鉄損Ｗ１０／８００が良好であるにも拘らず、磁束密度Ｂ５０が同等であり、良好な磁気特性を有している。
　本発明は、高磁束密度材を得ることができるため、モータの銅損を低減する効果があり、鉄損よりも銅損が高くなる傾向にある誘導モータ用の鉄心として有利に適用することができる。

Claims (6)

  1. Ｃ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、
    Ｓｉ：１．０～７．０ｍａｓｓ％、
    Ｍｎ：０．００１～３．０ｍａｓｓ％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１～３．５ｍａｓｓ％、
    Ｐ：０．０１～０．２ｍａｓｓ％、
    Ｓ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、
    Ｎ：０．０１０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    粒界破断面をオージェ電子分光法で分析して得たオージェ微分スペクトルの電子エネルギー７００ｅＶ近傍におけるＦｅのｐｅａｋ－ｐｅａｋ高さＦｅ７００に対する、電子エネルギー１２０ｅＶ近傍におけるＰのｐｅａｋ－ｐｅａｋ高さＰ１２０の比（Ｐ１２０／Ｆｅ７００）が０．１以上であり、
    かつ、板厚が０．１０～０．５０ｍｍである無方向性電磁鋼板。
  2. 上記成分組成において、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１～０．０１ｍａｓｓ％であ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. 上記成分組成に加えてさらに、ＳｎおよびＳｂのうちから選ばれる１種または２種をそれぞれ０．０１～０．１ｍａｓｓ％含有することを特徴とする請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板。
  4. 上記成分組成に加えてさらに、Ｃａ，ＲＥＭおよびＭｇのうちから選ばれる１種または２種以上をそれぞれ０．００１～０．０５ｍａｓｓ％含有することを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
  5. 上記成分組成に加えてさらに、Ｎｉ，ＣｕおよびＣｒのうちから選ばれる１種または２種以上をそれぞれ０．０１～０．５ｍａｓｓ％含有することを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
  6. 請求項１～５のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板を鉄心に用いたモータ。
     
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