JP6476979B2 - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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。より詳しくは、本発明は、ハイブリッド自動車、電気自動車、燃料電池自動車に搭載される駆動モータや、二輪車および家庭用コージェネレーションシステムに搭載される小型発電機など、高いエネルギー効率と小型・高出力化を同時に要求される電気機器の鉄心の素材に好適な無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。

近年の地球環境問題の高まりから、電気機器においては小型、高出力、高エネルギー効率が要求され、鉄心材料である無方向性電磁鋼板には低鉄損と高磁束密度の高位両立が強く求められている。

従来、鉄損低減手段としてはＳｉやＡｌの含有量の増加、高純度化、板厚の薄手化が採用されてきた。鉄損低減手段の中でも、高周波域での鉄損を最も効果的に低減する手段は板厚の薄手化であり、ハイブリッド自動車や電気自動車の駆動モータに代表される低鉄損への要求の強い用途には、板厚が０．３５ｍｍ以下の薄手無方向性電磁鋼板が使用されている。

また、高磁束密度化手段としては再結晶集合組織制御が採用されてきた。再結晶集合組織制御の基本は、板面内に磁化容易軸を含まない｛１１１｝面を減じ、板面内に磁化容易軸を含む｛１１０｝面や｛１００｝面を増加させることであり、板面内に二方向の磁化容易軸を有する｛１００｝＜００１＞方位や磁化容易軸が板面内で一方向に揃った｛１１０｝＜００１＞方位の集積度増加については、いわゆる二方向性電磁鋼板や一方向性電磁鋼板の分野のみならず、無方向性電磁鋼板の分野においても盛んに検討がなされている。

例えば、無方向性電磁鋼板において｛１００｝＜００１＞方位や｛１１０｝＜００１＞方位の集積度を増加させる技術としては、次のような手法が提案されている。
特許文献１および特許文献２には特殊な熱間圧延条件により集積させた｛５１０｝＜００１＞方位を活用して｛１００｝＜００１＞方位を発達させる方法が、特許文献３には熱間圧延にて｛１００｝＜００１＞方位に集積させる方法が、それぞれ提案されている。特許文献４にはＡｌ：０．０２質量％以下で｛１００｝＜００１＞方位に集積した鋼板が提案されている。
以上は比較的特殊な条件によって再結晶集合組織を制御する例であるが、その他、特許文献５にはＰを含有する無方向性電磁鋼板において｛１００｝＜００１＞方位を発達させる方法が提案されている。また、特許文献６にはＳｎ、Ｓｂを単独もしくは複合で含有させた鋼を熱延板焼鈍により結晶粒径を300〜2000μｍとして磁束密度を向上する技術が提案されている。板厚薄手化による高周波用無方向性電磁鋼板としては、特許文献７にＳｎ、Ｓｂの少なくとも一方を含有し、板厚が0.1〜0.3mmの無方向性電磁鋼板が提案されている。

特開２０００−１６０２４８号公報 特開２０００−１６０２４９号公報 特開平１０−２２６８５４号公報 特開２００１−１８１８０３号公報 特開２０１２−３６４５４号公報 特開２００４−２１８０３６号公報 特開２０００−１６０３０３号公報

上述したように、無方向性電磁鋼板の再結晶集合組織制御については従来から様々な検討がなされてきた。しかしながら、低鉄損化を目的とした板厚薄手化には冷延圧下率の増加が必要であり、冷延圧下率の増加にともない磁気特性向上に好ましくない方位が発達するため、低鉄損化を目的とした板厚薄手化と高磁束密度化を目的とした再結晶集合組織制御との両立は困難であった。このため低鉄損と高磁束密度とを高い次元で両立させるという要請には十分に応えられてはいなかった。また、特殊な条件による再結晶集合組織の制御はコスト増加につながり、実用的ではなかった。

すなわち、特許文献１〜特許文献３に記載された無方向性電磁鋼板は、その実施例に記載されるとおり、熱間圧延での仕上げ厚を０．８ｍｍとするものであり、設備負荷が多大であるばかりか生産性が著しく低下する。このため、実操業に適用するのは容易ではない。

特許文献４に記載された無方向性電磁鋼板は、一方向性電磁鋼板と同様に二次再結晶焼鈍によって得られる鋼板であり、通常の無方向性電磁鋼板と比較して大幅な製造コスト増加は否めない。

特許文献５に記載された無方向性電磁鋼板は特殊な工程が必須なものではないが、Ｐを多量に含有するため、低鉄損化を目的としてＳｉ含有量を増加させた鋼や、高磁束密度化を目的として冷間圧延前の粒径を粗大化させた場合には、冷間圧延時の割れ発生が懸念され、低鉄損と高磁束密度を高位両立させるためには改善の余地がある。また、中間焼鈍を挟む二回の冷間圧延で所望の板厚に仕上げる方法には冷間圧延時の割れを抑制する効果もあるものの、工程増加に起因するコスト増加が懸念される。

特許文献６に記載された技術は冷間圧延前の結晶粒径粗大化により高磁束密度化する技術であるが、低鉄損化を目的とした板厚薄手材に適用する際には冷間圧延での割れ発生が懸念される。特許文献７に記載された技術は表層の窒化抑制により鉄損低減を図るものであるが、磁束密度の観点からは改善の余地がある。

本発明は、上記実情に鑑みてなされたものであり、その課題はＰおよびＳｎによる高磁束密度化の効果を最大限に享受し、かつ懸念される冷間圧延時の割れを抑制することで、特殊な工程を経ることなく低鉄損と高磁束密度を高位両立した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、まず無方向性電磁鋼板の磁束密度、とりわけ板厚薄手材での磁束密度を高める方法について鋭意研究を行った。その結果、適量のＰを含有させることで磁束密度が増加するとの知見を得た。また、ＰとＳｎを複合的に含有させることで、さらに磁束密度が増加するとの結果を得た。しかしながら、Ｐの含有量によっては冷間圧延時の割れが誘発される点、ＰとＳｎとを複合的に含有させた場合には更に冷間圧延時の割れが懸念される点について、これらを抑制するために検討をすすめた。その結果、適量のＭｏを含有させることにより、ＰおよびＳｎによる高磁束密度化の効果を享受し、かつ冷間圧延時の割れを抑制できることを見いだした。このような新知見に基づく本発明の要旨は以下の通りである。

すなわち、本発明は、質量％で、Ｓｉ：１．７％以上３．５％以下、Ａｌ：０．１％以上２．０％以下およびＭｎ：０．０８％以上１．５％未満を下記式（１）を満足する範囲で含有し、さらに、Ｐ：０．０３％超０．１５％以下、Ｓｎ：０．０３％以上０．１５％以下、Ｃ：０．００５％以下、Ｓ：０．００４０％以下、Ｎ：０．００５％以下およびＭｏ：０．００２％以上０．２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、板厚１／４位置にて、結晶方位分布関数におけるφ2＝0°断面のφ1＝20°、Φ＝15°の強度が５以上であることを特徴とする無方向性電磁鋼板を提供する。
Ｓｉ＋２×Ａｌ−Ｍｎ≧２．０ （１）
（ここで、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎは、各元素の含有量（単位：質量％）を示す。）

本発明においては、鋼組成が適正化されている、とりわけＭｏを適正量含有しているため、ＰおよびＳｎによる高磁束密度化効果を享受しつつ、かつ冷間圧延時の割れを抑制することができる。

また、本発明の無方向性電磁鋼板は、板厚が０．１０〜０．２５ｍｍであることが好ましい。板厚薄手化により鉄損が減少するとともに、本発明の効果により冷延圧下率の高い薄手材でも磁束密度が高まるため、低鉄損と高磁束密度が両立されるためである。

本発明はまた、上記無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、上述した鋼組成を備える鋼塊または鋼片に熱間圧延を施す熱間圧延工程と、上記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に焼鈍を施す熱延板焼鈍工程と、上記熱延板焼鈍工程により得られた鋼板に冷間圧延を施す冷間圧延工程と、上記冷間圧延工程により得られた冷間圧延鋼板に仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程とを有する無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍を９５０℃以上１０５０℃以下で１０秒以上３分以下保持し、冷間圧延での合計圧下率を８８％以上９６％以下とし、仕上げ焼鈍を９５０℃以上１０５０℃以下で１０秒以上１２０秒以下施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。

本発明はまた、上述した無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍を９５０℃以上１０５０℃以下で１０秒以上３分以下保持した後に、８００℃以上９２０℃以下で１０秒以上２分以下保持する連続焼鈍で実施することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。

本発明はまた、上述した無方向性電磁鋼板の製造方法において、冷間圧延での仕上げ板厚を０．１０〜０．２５ｍｍとすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。

本発明においては、ＰおよびＰとＳｎによる高磁束密度化効果を享受しつつ、冷間圧延時の破断を抑制できることから、低鉄損と高磁束密度を高位両立した無方向性電磁鋼板を得ることができるという効果を奏する。

Ｐ含有量と磁束密度の関係を示す図である。 Ｐ含有量と磁束密度の関係を示す図である。 シャルピー衝撃試験の結果を比較する図である。

本発明者らは、無方向性電磁鋼板の磁束密度を高める方法について鋭意研究を行った結果、適量のＰを含有させることで磁束密度が増加するとの知見を得た。また、ＰとＳｎを複合的に含有させることで、さらに磁束密度が増加するとの結果を得るとともに、その効果は板厚薄手材の方が大きいとの知見を得た。しかしながら、Ｐ、Ｓｎの含有量によっては、複合的に含有させた場合に冷間圧延時の割れが誘発されるため、これを抑制するために検討を進めた。その結果、適量のＭｏを含有させることにより、ＰおよびＳｎによる高磁束密度化の効果を享受し、かつ冷間圧延時の割れを抑制できることを見いだした。以下、実験結果に基づいてその詳細を説明する。

真空溶解炉にて、質量％でＳｉ：２．５％、Ａｌ：１．１％、Ｍｎ：０．２％を基本成分とし、Ｐを０．０１〜０．１２％の範囲で含有する鋼Ａ〜Ｅ、およびＰを０．０１〜０．１２％含有しＳｎを０．０５％含有する鋼Ｆ〜Ｊを作製した。このときＣ量は０．００２〜０．００３％、Ｓ量は０．００２〜０．００３％、Ｎ量は０．００１５〜０．００２％、Ｍｏは０．００２〜０．００５％の範囲であった。各鋼を熱間圧延により板厚２．０ｍｍに仕上げた後、１０００℃で９０秒間保持する熱延板焼鈍を施し、冷間圧延により板厚：０．１５ｍｍに仕上げた。その後、１０００℃で１５秒間保持する仕上げ焼鈍を施し、５５ｍｍ角の単板試験片にて圧延方向と圧延直角方向の磁束密度Ｂ５０を測定し、その平均値で評価した。

図１に示すように、磁束密度はＰ含有量の増加にともない向上するが、ＰとＳｎを複合的に含有させることにより、磁束密度がさらに向上すると判明した。ＰとＳｎを複合的に含有させることにより磁束密度が向上した理由は明確でないが、ＳｎもＰと同様に粒界偏析傾向の強い元素であるため、冷間圧延前の粒界偏析により粒界での変形拘束力が変化することで不均一変形が助長され、磁気特性向上に好ましい方位の再結晶が促進されたものと推察している。さらに、粒内に固溶するＰおよびＳｎも上記不均一変形へ寄与するとともに、ＰとＳｎではその機構が異なると推察され、複合添加によって単独の添加を上回る効果が得られたと考えられる。

さらに、前述の鋼Ｆ〜Ｊの熱延板焼鈍後の鋼板を、冷間圧延により板厚：０．１５〜０．３５ｍｍに仕上げ、１０００℃で１５秒間保持する仕上げ焼鈍を施し、５５ｍｍ角の単板試験片にて圧延方向から２２．５°ごとに磁束密度Ｂ５０を測定し、その平均値で磁束密度を評価した。

図２に示すように、磁束密度はＰ含有量の増加にともない向上し、その効果は冷延圧下率の高い板厚薄手材の方が大きい。図１に示す圧延方向、圧延直角方向の磁束密度の平均値のみならず、２２．５°ごとの磁束密度の平均値、すなわち板面内の平均の磁束密度がＰ含有量の増加にともない向上する理由は｛１００｝面に近い方位が発達することと対応しており、本願発明者らが鋭意調査した結果、仕上げ焼鈍後にφ2＝0°断面のφ1＝20°、Φ＝15°であらわされる方位の発達が確認された。

次に、真空溶解炉にて、質量％でＳｉ：２．０％、Ａｌ：０．８％、Ｍｎ：０．２％、Ｓｎ：０．０５％を基本成分とし、Ｍｏ含有量が０．００２％未満、Ｐ含有量が０．０１％の鋼Ｌ、Ｍｏ含有量が０．００２％未満、Ｐ含有量が０．１４％の鋼Ｍ、Ｍｏ含有量が０．１％、Ｐ含有量が０．１４％の鋼Ｎを作製した。このときＣ含有量は０．００２〜０．００３％、S含有量は０．００２〜０．００３％、Ｎ含有量は０．００１５〜０．００２％の範囲であった。各鋼を熱間圧延により板厚２．０ｍｍに仕上げた後、１０００℃で９０秒間保持する熱延板焼鈍を施した。その後、冷間圧延性を評価するため、シャルピー衝撃試験に供した。結果を図３に示す。

図３に示すように、遷移温度はＰ含有量の増加にともない上昇するが、Ｍｏを含有させることにより低下する。すなわち、Ｐ含有量の増加およびＰ，Ｓｎを複合的に含有させることによる脆化はＭｏにより緩和され、冷間圧延時の破断が抑制されると判明した。さらに、Ｐを含有する鋼、およびＰ、Ｓｎを複合的に含有する鋼の磁気特性におよぼすＭｏの影響を調査した結果、過度にＭｏを含有させた場合にはＰ、Ｓｎによる磁束密度向上の効果が小さくなることを知見した。この理由は明確でないが、Ｍｏによって粒界の結合力が変化した結果、再結晶集合組織に及ぼす粒界偏析したＰおよびＳｎの影響が弱まり、磁気特性向上に好ましい再結晶集合組織が得られなかったものと推察される。これらの結果から、Ｍｏ含有量を適正範囲に制御することで、ＰおよびＳｎによる高磁束密度化の効果を享受し、かつ冷間圧延時の割れが抑制されることを知見した。さらに、Ｍｏ含有量を適正範囲に制御した鋼では、熱延板焼鈍を適正条件で実施することで高磁束密度化の効果が高まるとともに冷間圧延時の割れも抑制されることを知見し、本発明を完成したのである。

以下、このような新知見に基づく本発明の無方向性電磁鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。

Ａ．無方向性電磁鋼板
本発明の無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｓｉ：１．７％以上３．５％以下、Ａｌ：０．１％以上２．０％以下およびＭｎ：０．０８％以上１．５％未満を上記式（１）を満足する範囲で含有し、さらに、Ｐ：０．０３％超０．１５％以下、Ｓｎ：０．１５％以下、Ｃ：０．００５％以下、Ｓ：０．００４０％以下、Ｎ：０．００５％以下およびＭｏ：０．００２％以上０．２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、仕上焼鈍後の板厚１／４位置にて、φ2＝0°断面のφ1＝20°、Φ＝15°の強度が５以上であることを特徴とする無方向性電磁鋼板を特徴とするものである。

以下、本発明の無方向性電磁鋼板における各構成について詳細に説明する。

１．化学組成
（１）Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ
Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎは、電気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。しかしながら、過剰に含有させると磁束密度の低下が著しくなる。さらに、Ｓｉは過剰に含有させると後述するＭｏの効果をもってしても冷間圧延時に破断するおそれがある。また、Ｍｎは過剰に含有させるとオーステナイト変態を生じて磁気特性の確保が困難になる。それぞれの元素の上限はこれらの観点から定め、Ｓｉ含有量は３．５％以下、Ａｌ含有量は２．０％以下、Ｍｎ含有量は１．５％未満とする。
Ｓｉ含有量の下限は、電気抵抗を増加させて所望の鉄損レベルを確保する観点から１．７％以上とする。Ａｌ含有量は、０．１％未満では微細な窒化物により磁壁の移動が阻害されるとともに、粒成長が阻害されて磁気特性が劣化する場合がある。したがって、Ａｌ含有量は０．１％以上とする。Ｍｎ含有量は、０．０８％未満では硫化物が微細化することにより磁壁の移動が阻害されるとともに、粒成長が阻害されて磁気特性が劣化する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は０．０８％以上とする。

ここで、フェライト−オーステナイト変態を有する鋼の場合、仕上焼鈍をフェライト域焼鈍とするために焼鈍温度が制約され、その結果、所望の鉄損レベルを確保することが困難な場合がある。そこで、フェライト−オーステナイト変態に対する指標としてＳｉ＋２×Ａｌ−Ｍｎを採用し、変態を有しない鋼とするために、下記式（１）を満足させることとする。
Ｓｉ＋２×Ａｌ−Ｍｎ≧２．０ （１）
ここで、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎは、各元素の含有量（単位：質量％）を示す。

（２）Ｐ
Ｐは、磁気特性、とりわけ磁束密度を向上させる効果を有しており、本発明において極めて重要な元素である。明確な高磁束密度化効果を得る観点から、Ｐ含有量は０．０３％超とする。一方、Ｐ含有量が０．１５％超では、後述するＭｏの効果をもってしても冷間圧延時に破断を生じる可能性がある。したがって、Ｐ含有量は０．１５％以下とする。

（３）Ｃ
Ｃは、不純物として含有され、含有量が０．００５％を超えると微細な炭化物が析出して磁気特性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．００５％以下とする。

（４）Ｓ
Ｓは、多量に含有すると硫化物が多数析出し磁気特性が劣化する。そのため上限値を０．００４％とする。好ましくは０．００２％以下がよい。

（５）Ｎ
Ｎは、不純物として含有され、多量に含有すると窒化物の増加により磁気特性が劣化する。そのため上限値を０．００５％とする。

（６）Ｍｏ
Ｍｏは、ＰおよびＰ，Ｓｎを複合的に含有させた場合における冷間圧延性の低下、すなわち冷間圧延時の割れ発生を抑制する効果を有する。しかしながら、０．２％以上含有させると高磁束密度化効果が小さくなる。また、析出物を形成して磁気特性に悪影響を及ぼす場合もある。Ｍｏ含有量の範囲はこれらの観点から定まり、０．００２％以上０．２％とする。好ましい上限は０．１％である。

（７）Ｓｎ
ＳｎはＰと複合的に含有させることにより磁束密度を向上させる効果を有する。但し、過度に含有させると粒成長性が低下するおそれがある。熱延板焼鈍を箱焼鈍型で実施する場合、Ｓｎ含有量の増大に起因する熱延板焼鈍時の粒成長性低下が顕著であるが、本発明の好ましい熱延板焼鈍条件ではその影響は小さく、Ｓｎ含有量はより多くまで許容される。この観点から、含有量は０．１５％以下とする。含有量の下限は磁束密度を向上させる観点から定まり、０．０３％以上、好ましくは０．０４％以上である。

（８）残部
残部はＦｅおよび不純物である。不純物のうち粒成長性に悪影響を及ぼすＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒは極力低減することが望ましく、それぞれ０．０１％以下が好ましい。また、硫化物の形態制御による磁気特性改善を目的としてＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭからなる群から選択される少なくとも１種を含有させてもよい。ここでＲＥＭとは、原子番号５７〜７１の１５元素、ならびに、ＳｃおよびＹの２元素の合計１７元素をさす。これらの元素を含有させる場合には、各元素の含有量はＣａ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０２％以下、ＲＥＭ：０．１％以下が好ましい。上記効果を確実に得るためには、各元素の含有量をＣａ：０．０００１％以上、Ｍｇ：０．０００１％以上、ＲＥＭ：０．０００１％以上とすることが好ましい。また、本発明では冷間圧延性の向上が重要であるため、圧延母材の表面性状を変化させるＣｕについては、０．１５％以下が好ましい。

２．集合組織
板厚薄手材の磁束密度を向上する観点から、｛１１１｝面の低減のみならず｛１００｝面あるいはそれに近い方位を発達させることが重要である。本発明の無方向性電磁鋼板では、磁束密度を向上させる方位として結晶方位分布関数（ＯＤＦ）におけるφ2＝0°断面のφ1＝20°、Φ＝15°の方位の発達が特徴であり、磁束密度を向上させる観点から、その強度（ランダム強度比）を５以上とする。好ましくは６以上である。ＯＤＦはＸ線回折法によって得られた極点図から解析されるものであり、｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝および｛３１０｝極点図を用いればよい。極点図を測定する位置は板厚の１／４位置とする。当該の方位が発達する理由は明確でないが、冷間圧延前の粒界に偏析したＰ，Ｓｎによって粒界での変形拘束力が変化することで不均一変形が助長された結果、仕上げ焼鈍の際に発達するものと推察される。

３．板厚
板厚薄手化により鉄損が減少するとともに、本発明の効果により冷延圧下率が高く磁束密度が下がりやすい板厚薄手材であっても磁束密度が高まる。そのため、低鉄損と高磁束密度を両立する観点から、板厚は０．１０〜０．２５ｍｍが好ましい。

Ｂ．無方向性電磁鋼板の製造方法
次に、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、上述した鋼組成を備える鋼塊または鋼片に熱間圧延を施す熱間圧延工程と、上記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に焼鈍を施す熱延板焼鈍工程と、上記熱延板焼鈍工程により得られた鋼板に冷間圧延を施す冷間圧延工程と、上記冷間圧延工程により得られた冷間圧延鋼板に仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程とを有する無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍を９５０℃以上１０５０℃以下で１０秒以上３分以下保持し、冷間圧延での合計圧下率を８８％以上９６％以下とし、仕上げ焼鈍を９５０℃以上１０５０℃以下で１０秒間以上１２０秒間以下施すことを特徴とするものである。

本発明によれば、所定の鋼組成を有する鋼塊または鋼片を用い、熱延板焼鈍条件、冷間圧延条件、仕上げ焼鈍条件を所定の範囲としているため磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を冷間圧延時に破断を引き起こすことなく製造できる。

以下、本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法における各工程について説明する。

（１）熱間圧延工程
本発明における熱間圧延工程は、上述した鋼組成を備える鋼塊または鋼片（以下、「スラブ」ともいう。）に熱間圧延を施す工程である。なお、鋼塊または鋼片の鋼組成については、上述した「Ａ．無方向性電磁鋼板」の項に記載したものと同様であるので、ここでの説明は省略する。

本工程においては、上述した組成を有する鋼を、連続鋳造法あるいは鋼塊を分塊圧延する方法など一般的な方法によりスラブとし、加熱炉に装入して熱間圧延を施す。この際、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行ってもよい。スラブ加熱温度は特に限定されるものではないが、コストおよび熱間圧延性の観点から１０００〜１３００℃とすることが好ましい。より好ましくは１０５０〜１２５０℃である。また、熱間圧延の各種条件は特に限定されるものではなく、例えば仕上げ温度が７００〜９５０℃、巻き取り温度が７５０℃以下など、一般的な条件に従って行えばよい。熱間圧延の仕上げ厚は生産性の観点から１．８ｍｍ以上２．８ｍｍ以下が好ましい。仕上げ厚が１．８ｍｍ未満では熱間圧延および酸洗の能率が著しく劣化するためである。また、後述する好ましい冷延圧下率を確保する観点からも、上記の仕上げ厚が好ましい。

（２）熱延板焼鈍工程
本発明においては、上記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程を行う。熱延板焼鈍工程を行うことにより、磁気特性が向上するからである。熱延板焼鈍は、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。熱延板焼鈍温度が上述の範囲を超えると設備への負荷が大きくなり、熱延板焼鈍時間が上述の範囲を超えると生産性の劣化を招く。熱延板焼鈍温度および熱延板焼鈍時間が上述の範囲を下回ると磁気特性向上の効果が小さい。熱延板焼鈍工程では、９５０℃以上１０５０℃以下で１０秒以上３分以下保持した後に、８００℃以上９２０℃以下で１０秒以上２分以下保持することが好ましい。これにより磁束密度向上の効果が高まるからである。この理由は明確でないが、冷却中に当該温度域へ保持することでＰ、Ｓｎの粒界への偏析が進行し、引き続く冷間圧延、仕上げ焼鈍後に好ましい集合組織が発達すると推察される。これらを一連の焼鈍として実施することで、生産性を損なうことなく、薄手材の磁束密度を向上させることができる。偏析を進行させる観点からは箱焼鈍型の熱延板焼鈍が有利であるが、生産性に劣る。さらに、冷間圧延性向上のために含有させたＭｏが長時間保持する箱焼鈍型熱延板焼鈍中に析出物を形成し、冷間圧延性向上の効果が減少するばかりか磁気特性の劣化を引き起こす。本発明では、連続焼鈍型の熱延板焼鈍が箱焼鈍型の熱延板焼鈍と比較してＰの粒界偏析の進行が軽微なことに起因すると推察される磁束密度向上効果の差を、ＰとＳｎを複合的に含有させることによって改善しており、この複合効果の発現には粒界のみならず粒内に固溶したＰ、Ｓｎも重要である。Ｍｏによる冷間圧延性向上の効果を享受しつつ、かつＰ，Ｓｎによる複合的な磁束密度向上の効果を得るため、上述の二段階の熱延板焼鈍を実施することが好ましい。

（３）冷間圧延工程
本発明における冷間圧延工程は、上記熱延板焼鈍工程により得られた鋼板に中間焼鈍をはさむことなく一回の冷間圧延を施す工程である。本工程において、合計圧下率を８８％以上９６％以下とし、鋼板を所定の板厚に仕上げる。好ましくは９０％以上である。上記条件で圧延を実施することで、本発明の条件を備えた鋼板では仕上げ焼鈍後に磁気特性向上に好ましい前述の集合組織が効果的に発達する。

（４）仕上げ焼鈍工程
本発明における仕上げ焼鈍工程では、上述した冷間圧延工程により得られた冷間圧延鋼板を９５０℃以上１０５０℃以下で１０秒間以上１２０秒間以下の焼鈍を施す。仕上焼鈍における焼鈍温度（以下、「仕上焼鈍温度」ともいう。）が９５０℃未満であったり、仕上焼鈍における焼鈍時間（以下、「仕上焼鈍時間」ともいう。）が１０秒間未満であったりすると、所望の鉄損の確保が困難な場合があるからである。また、仕上焼鈍温度が１０５０℃を超えると設備への負荷が大きくなり、仕上焼鈍時間が１２０秒間を超えると生産性の劣化を招くからである。

（５）その他
本発明においては、上記仕上げ焼鈍工程後に絶縁コーティングを施すコーティング工程を行うことが好ましい。絶縁コーティングの種類は特に限定されるものではなく、有機成分のみ、無機成分のみ、あるいは有機無機複合物からなる絶縁コーティングを施せばよい。無機成分としては重クロム酸−ホウ酸系、リン酸系、シリカ系などが使用でき、有機成分としては一般的なアクリル系、アクリルスチレン系、アクリルシリコン系、シリコン系、ポリエステル系、エポキシ系、フッ素系の樹脂が使用できる。塗装性を考慮するとエマルジョンタイプの樹脂がよい。また、加熱・加圧することにより接着能を発揮するコーティングを施してもよい。接着能を有するコーティングとしては、アクリル系、フエノール系、エポキシ系、メラミン系などがよい。

なお、本発明により製造される無方向性電磁鋼板については、上述した「Ａ．無方向性電磁鋼板」の項に記載したものと同様であるので、ここでの説明は省略する。
本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。

以下、実施例および比較例を例示して、本発明を具体的に説明する。
［実施例１］
下記表１に示す化学成分の鋼を溶製し、熱間圧延にて板厚２．０ｍｍに仕上げた。その後、１０００℃で４０秒間保持した後に８００℃で６０秒保持する連続焼鈍型の熱延板焼鈍を施し、冷間圧延にて板厚０．１５ｍｍに仕上げた。その後、１０００℃で３０秒間保持する仕上げ焼鈍を施した。得られた無方向性電磁鋼板を５５ｍｍ角の単板試験片に打ち抜き、単板磁気測定器にて磁束密度Ｂ_５０と鉄損Ｗ_{１０／8００}（８００Ｈｚにて１．０Ｔに磁化した場合の鉄損）を測定するとともに、板厚１／４位置にてＸ線回折法により｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝および｛３１０｝極点図を測定し、ＯＤＦからφ2＝0°断面のφ1＝20°、Φ＝15°の集積度（強度）を評価した。結果を表１に示す。下線は本発明で規定する範囲外を示す。

鋼番号１はＳｉ含有量が本発明で限定する下限値を外れているばかりか上記式（１）を満たさず、特に鉄損が劣っていた。鋼番号２は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ含有量が本発明で限定する範囲を外れており、特にＳｉ含有量が本発明で限定する上限値を外れているため冷間圧延時に破断した。鋼番号３は、Ｍｎ含有量が本発明で限定する上限値を外れているばかりか上記式（１）を満たさず、磁束密度、鉄損とも劣っていた。鋼番号４はＡｌ含有量が本発明で限定する下限値を外れているばかりか上記式（１）を満たさず、磁束密度、鉄損とも劣っていた。鋼番号５は、Ａｌ含有量が本発明で限定する上限値を外れているため磁束密度が低かった。鋼番号６は、Ｓ含有量が、鋼番号７はＮ含有量が、それぞれ本発明で限定する上限値を外れているため、磁束密度、鉄損とも劣っていた。鋼番号８は、Ｐ含有量が本発明で限定する上限値を外れているため冷間圧延時に破断した。鋼番号９はＭｏ含有量が本発明で限定する上限値を外れているため磁束密度、鉄損とも劣っていた。鋼番号１０はＰ含有量が本発明で限定する下限値を外れているため磁束密度が低かった。
これらに対して、本発明で限定する条件を満足する鋼番号１１〜１６および鋼番号１７〜２２は磁気特性向上に好ましい集合組織が発達しており、同等のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ含有量を有する鋼番号１０と比較して鉄損、磁束密度とも優れていた。鋼番１１〜１６および鋼番号１７〜２２を比較すると、Ｓｎ含有量が好ましい範囲の鋼番号１７〜２２の方が磁束密度に優れていた。

［実施例２］
表１の鋼番号１０と１９の熱延板（板厚２．０ｍｍ）に対し、（Ａ）１０００℃で４０秒間保持する熱延板焼鈍、（Ｂ）１０００℃で４０秒間保持した後に８００℃で６０秒保持する連続焼鈍型の熱延板焼鈍、（Ｃ）９００℃で４０秒間保持する熱延板焼鈍、（Ｄ）９５０℃で５秒保持する熱延板焼鈍のいずれかを施し、冷間圧延にて板厚０．１５〜０．３０ｍｍに仕上げた。その後、１０００℃で３０秒間保持する仕上げ焼鈍を施した。試験番号2-15については９００℃で１０秒保持する仕上げ焼鈍、試験番号2-16については９５０℃で５秒保持する仕上げ焼鈍を施した。得られた無方向性電磁鋼板を５５ｍｍ角の単板試験片に打ち抜き、単板磁気測定器にて磁束密度Ｂ_５０と鉄損Ｗ_{１０／8００}（８００Ｈｚにて１．０Ｔに磁化した場合の鉄損）を測定するとともに、板厚１／４位置にてＸ線回折法により｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝および｛３１０｝極点図を測定し、ＯＤＦからφ2＝0°断面のφ1＝20°、Φ＝15°の集積度を評価した。結果を表2に示す。

鋼番号１０を用いた試験番号2-1〜2-6は、鋼組成が本発明の限定範囲外であり、磁気特性向上に好ましい方位への集積度も弱いため磁束密度、鉄損ともに劣っていた。これに対し鋼組成が本発明の限定を満足する鋼番号１９を用いた試験番号2-7〜2-12は、板厚によらず試験番号2-1〜2-6よりも優れた磁気特性を有しており、とりわけ冷延圧下率の高い板厚薄手材にて効果が顕著であった。また、熱延板焼鈍条件を本発明の好ましい条件にて実施した試験番号2-10〜2-12では、さらに磁気特性に優れていた。一方、熱延板焼鈍時の温度、保持時間が本発明の好ましい範囲を外れる試験番号2-13,14および仕上げ焼鈍時の温度、保持時間が本発明の好ましい範囲を外れる試験番号2-15,16は所望の集合組織が得られなかった。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｓｉ：１．７％以上３．５％以下、Ａｌ：０．１％以上２．０％以下およびＭｎ：０．０８％以上１．５％未満を下記式（１）を満足する範囲で含有し、さらに、Ｐ：０．０３％超０．１５％以下、Ｓｎ：０．０３％以上０．１５％以下、Ｃ：０．００５％以下、Ｓ：０．００４０％以下、Ｎ：０．００５％以下およびＭｏ：０．００２％以上０．２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、板厚１／４位置にて、結晶方位分布関数におけるφ2＝0°断面のφ1＝20°、Φ＝15°の強度が５以上であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
   Ｓｉ＋２×Ａｌ−Ｍｎ≧２．０ （１）
   （ここで、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎは、各元素の含有量（単位：質量％）を示す。）
2. 板厚が０．１０〜０．２５ｍｍ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. 請求項１または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に記載した鋼組成を備える鋼塊または鋼片に熱間圧延を施す熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に焼鈍を施す熱延板焼鈍工程と、前記熱延板焼鈍工程により得られた鋼板に冷間圧延を施す冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程により得られた冷間圧延鋼板に仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程とを有する無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍を９５０℃以上１０５０℃以下で１０秒以上３分以下保持し、冷間圧延での合計圧下率を８８％以上９６％以下とし、仕上げ焼鈍を９５０℃以上１０５０℃以下で１０秒以上１２０秒以下施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
4. 熱延板焼鈍を９５０℃以上１０５０℃以下で１０秒以上３分以下保持した後に、８００℃以上９２０℃以下で１０秒以上２分以下保持する連続焼鈍で実施することを特徴とする請求項３に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
5. 冷間圧延での仕上げ板厚を０．１０〜０．２５ｍｍとすることを特徴とする請求項４に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。

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