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WO2020090160A1 - 無方向性電磁鋼板とその製造方法およびモータコアとその製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板とその製造方法およびモータコアとその製造方法 Download PDF

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WO2020090160A1
WO2020090160A1 PCT/JP2019/027949 JP2019027949W WO2020090160A1 WO 2020090160 A1 WO2020090160 A1 WO 2020090160A1 JP 2019027949 W JP2019027949 W JP 2019027949W WO 2020090160 A1 WO2020090160 A1 WO 2020090160A1
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WO
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mass
less
steel sheet
oriented electrical
electrical steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2019/027949
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English (en)
French (fr)
Inventor
善彰 財前
智幸 大久保
尾田　善彦
幸乃 宮本
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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Publication date
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Priority to CA3116571A priority patent/CA3116571C/en
Priority to KR1020217010245A priority patent/KR102516331B1/ko
Priority to EP19880415.5A priority patent/EP3859032B1/en
Priority to US17/281,617 priority patent/US11525169B2/en
Priority to BR112021006711-6A priority patent/BR112021006711B1/pt
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Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet used as an iron core material of a motor for an automobile, a manufacturing method thereof, a motor core using the non-oriented electrical steel sheet, and a manufacturing method thereof.
  • the motor core is divided into a stator core and a rotor core. Since the HEV drive motor has a large outer diameter, a large centrifugal force acts on the rotor core, and depending on the structure, there is a very narrow portion (1-2 mm) called the rotor core bridge portion. Therefore, it is desirable that the non-oriented electrical steel sheet used for the rotor core has higher strength than conventional ones. On the other hand, the non-oriented electrical steel sheet used for the stator core preferably has a high magnetic flux density and a low iron loss in order to downsize the motor and increase the output. That is, it is ideal that the steel plate used for the motor core has high strength for the rotor core and high magnetic flux density and low iron loss for the stator core.
  • Patent Document 1 As a technique for producing a non-oriented electrical steel sheet with high strength and low iron loss as described above, for example, in Patent Document 1, a steel sheet after finish annealing is subjected to skin pass rolling of 3% or more and less than 10% to obtain high strength.
  • the rotor core material and the stator core material are sampled from the steel sheet by punching, the rotor core and the stator core are assembled, and only the stator core is subjected to strain relief annealing to obtain a high strength rotor core.
  • a technique for manufacturing a low core loss stator core from the same material is disclosed.
  • the impurity elements (Ti, S, N, V, Nb, Zr and As) contained in the steel are reduced to an extremely low level in order to promote the crystal grain growth in the strain relief annealing, and Ni is further added. ing.
  • Patent Document 1 has a problem that the manufacturing cost increases because the skin pass rolling is performed after the finish annealing in order to promote grain growth in high strength and strain relief annealing. Furthermore, there is a problem that the cost becomes higher when Ni, which has a high raw material cost, is added to a considerable extent.
  • the present invention has been made in view of the problems that the above-mentioned conventional technology has, and an object thereof is a high-strength and low iron loss non-oriented electrical steel sheet that can be preferably used as an iron core material of an automobile motor. It is to provide a motor core using the steel sheet and to propose an inexpensive manufacturing method thereof.
  • the present invention developed to solve the above problems and achieve the above objects is, firstly, C: 0.005 mass% or less, Si: 2.8 to 6.5 mass%, Mn: 0.05 to 2 mass%, Al: 3.0 mass% or less, P: 0.20 mass% or less, S: 0.005 mass% or less, N: 0.005 mass% or less, Ti: 0.003 mass% or less, V: 0.005 mass% or less.
  • Nb 0.005 mass% or less
  • Si, Mn and Al satisfy Si-2Al-Mn ⁇ 0, and the balance is a non-oriented electrical steel sheet having a composition composition of Fe and inevitable impurities, frequency 400 Hz
  • the mean value of the rolling direction of the magnetostrictive ⁇ p-p (L) and magnetostriction of direction perpendicular to rolling direction ⁇ p-p (C) in the magnetic flux density 1.0T is 4.5 ⁇ 10 - Or less
  • the area ratio of recrystallized grains in the steel sheet rolling direction cross-section of 40 to 95% and an average particle size provides a non-oriented electrical steel sheet, which is a 10 ⁇ 40 [mu] m.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention preferably contains, in addition to the above component composition, components of at least one of the following groups A to D.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention has a yield stress of 500 MPa or more, and the sheet thickness t (mm) and the iron loss W 10/400 (W / kg) are expressed by the following formula (1); W 10/400 ⁇ 9 + 62 ⁇ t (1) It is preferable to satisfy the relationship.
  • the present invention is C: 0.005 mass% or less, Si: 2.8 to 6.5 mass%, Mn: 0.05 to 2.0 mass%, Al: 3.0 mass% or less, P: 0.20 mass% or less, S: 0.005 mass% or less, N: 0.005 mass% or less, Ti: 0.003 mass% or less, V: 0.005 mass% or less and Nb: 0.005 mass% or less, and , Si, Mn and Al satisfy Si-2Al-Mn ⁇ 0, and a steel slab having a composition with the balance being Fe and inevitable impurities is hot-rolled into a hot-rolled sheet, and hot-rolled sheet is annealed.
  • a method for producing a non-oriented electrical steel sheet comprising a series of steps of forming a cold-rolled sheet having a final thickness by cold rolling once or twice or more with intermediate annealing sandwiched, and subjecting the cold-rolled sheet to finish annealing
  • Final cold The ratio between the average rolling speed of 100 ⁇ 900m / min in the rolling, the friction coefficient at the time of the final pass to 0.01 to 0.10 total reduction ratio R t (%) and the final pass reduction ratio R s (%) (R s / R t ) is set to 0.15 to 0.45, and a soaking temperature of finish annealing is set to a range of 700 to 820 ° C., and a method for producing a non-oriented electrical steel sheet is proposed. ..
  • the steel slab used in the method for producing a non-oriented electrical steel sheet of the present invention preferably contains, in addition to the above component composition, components of at least one of the following groups A to D.
  • the present invention thirdly provides a motor core comprising a stator core and a rotor core, each of which is laminated with the non-oriented electrical steel sheet described above, wherein the rotor core has an average crystal grain size of 10 to 40 ⁇ m.
  • a motor core having a diameter of 80 ⁇ m or more.
  • a stator core formed by laminating non-oriented electrical steel sheets having an average crystal grain size of 10 to 40 ⁇ m is subjected to strain relief annealing to have an average crystal grain size of 80 ⁇ m or more.
  • a method of manufacturing a motor core is proposed.
  • a rotor core required to have high strength and a stator core required to have low iron loss can be manufactured from the same non-oriented electrical steel sheet, so that a material for an iron core of an automobile motor can be stably and inexpensively manufactured. Can be provided to.
  • FIG. 6 is a graph showing the relationship between magnetostriction ⁇ pp and iron loss W 10/400 of the steel sheet after finish annealing.
  • L-direction samples and C-direction samples having a width of 30 mm and a length of 280 mm were sampled from the steel sheet after the finish annealing, and a magnetostriction ⁇ pp (frequency 400 Hz, magnetic flux of magnetic flux of 400 Hz, magnetic flux of the steel sheet after the finish annealing was taken using a laser displacement meter. A density of 1.0 T) was measured. Further, the iron loss W 10/400 was measured by an Epstein test in accordance with JIS C2550-1: 2011 using the sample after the magnetostriction measurement. Further, a JIS No.
  • FIG. 1 shows the relationship between the magnetostriction ⁇ pp (average value of the values in the L direction and the C direction) after the finish annealing and the iron loss W 10/400 . From this figure, there is a correlation between the magnetostriction ⁇ pp after finish annealing and the iron loss W 10/400 , and as the magnetostriction ⁇ pp becomes smaller, the iron loss W 10/400 tends to decrease. Further, it is understood that when the magnetostriction ⁇ pp is 4.5 ⁇ 10 ⁇ 6 or less, excellent iron loss characteristics with an iron loss W 10/400 of 27.6 W / kg or less can be obtained. It is considered that this is because as the magnetostriction increases, the magnetoelastic energy also increases, and the hysteresis loss greatly increases.
  • the cold-rolled sheet is subjected to finish annealing at 790 ° C. for 10 seconds in a non-oxidizing atmosphere of 20 vol% H 2 -80 vol% N 2.
  • finish annealing was a steel plate. After that, an L-direction sample and a C-direction sample having a width of 30 mm and a length of 280 mm were sampled from the plate width center portion (every 100 m in the coil) of this finish annealed plate, and the iron loss W 10/400 of the steel plate after the finish annealing was taken.
  • a hot rolled sheet after annealing of a hot rolled sheet having the same composition as the steel slab described above was used as a material, and five-stage tandem rolling was performed.
  • the machine was used to change the average rolling speed, the coefficient of friction of the final pass, and the ratio (R s / R t ) of the final pass reduction R s to the total reduction R t .
  • the cold-rolled sheet was treated under a non-oxidizing atmosphere of 20 vol% H 2 -80 vol% N 2 at 790 ° C. for 10 seconds.
  • Finish annealing was performed to obtain a non-oriented electrical steel sheet.
  • the friction coefficient in the final pass of the final cold rolling was adjusted by changing the rolling oil.
  • the mechanism of the cold rolling conditions affecting the magnetostrictive properties and the area ratio of recrystallized grains after finish annealing and the average crystal grain size is not sufficiently clear at the present time, but changes in cold rolling conditions Changes the amount of strain introduced and the deformation mechanism, and changes the recrystallization behavior and grain growth behavior during subsequent finish annealing, which changes the recrystallization rate and recrystallization texture after finish annealing, resulting in magnetostrictive properties. It is thought that it affects the strength characteristics.
  • the present invention was developed by further studying the above new findings.
  • a rotor core is a steel sheet after finish annealing, which is processed into a core shape by punching, laminated, and clamped (fixed) by welding or caulking. It will not be given. However, as described above, a large centrifugal force acts on the rotor core. Therefore, it is desirable that the steel sheet used for the rotor core has high strength after the finish annealing as described above. Further, in general, the fatigue strength (fatigue limit) of a steel sheet increases as the yield stress increases.
  • the preferable yield stress of the steel sheet after finish annealing is specified to be 500 MPa or more. More preferably, it is 520 MPa or more.
  • the above-mentioned yield stress is an upper yield point when a JIS No. 5 tensile test piece is subjected to a tensile test in accordance with JIS Z 2241: 2011.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention preferably has a yield stress of 500 MPa or more after finish annealing.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention has an area ratio (recrystallization ratio) of recrystallized grains of 40 to 95% and an average grain size of recrystallized grains of 10 after finish annealing. It is necessary to be in the range of -40 ⁇ m.
  • the recrystallized grains When the area ratio of recrystallized grains is less than 40% and the average grain size of recrystallized grains is less than 10 ⁇ m, recrystallization becomes insufficient, the magnetostriction becomes large, and the iron loss also largely increases, as described above. On the other hand, when the area ratio of recrystallized grains exceeds 95% and the average grain size of recrystallized grains exceeds 40 ⁇ m, recrystallization excessively proceeds, and yield stress of 500 MPa or more cannot be secured.
  • the recrystallized grains have an area ratio of 50 to 90%, and the recrystallized grains have an average particle size of 15 to 30 ⁇ m.
  • Iron loss W 10/400 9 + 62t (W / kg) or less (t: plate thickness (mm))
  • the iron loss W 10/400 is related to the product sheet thickness (final cold-rolled sheet thickness) t (mm) in the following formula (1); W 10/400 ⁇ 9 + 62 ⁇ t (1) Stipulated to meet. This is because the iron loss value depends on the plate thickness, and when the iron loss value does not satisfy the above expression (1), the heat generation of the motor core increases and the motor efficiency remarkably decreases.
  • Magnetostriction ⁇ pp 4.5 ⁇ 10 ⁇ 6 or less
  • the iron loss W 10/400 of the steel sheet after the finish annealing has a strong correlation with the magnetostriction ⁇ pp.
  • the magnetostriction ⁇ pp after finish annealing is limited to 4.5 ⁇ 10 ⁇ 6 or less where the iron loss W 10/400 in FIG. 1 satisfies the formula (1). It is preferably 4.0 ⁇ 10 ⁇ 6 or less.
  • the value of the magnetostriction lambda p-p, the frequency: 400 Hz, the magnetic flux density B measured rolling direction at 1.0 T (L) and the average value of the magnetostriction lambda p-p of the perpendicular direction (C) to the rolling direction Is.
  • C 0.0050 mass% or less
  • C contained in the product plate is a harmful element that forms a carbide to cause magnetic aging and deteriorates iron loss characteristics. Therefore, the upper limit of C contained in the material is limited to 0.0050 mass%. Preferably, it is 0.0040 mass% or less.
  • the lower limit of C is not specified, but it is preferably about 0.0001 mass% from the viewpoint of suppressing the decarburization cost in the refining process.
  • Si 2.8 to 6.5 mass% Si has the effect of increasing the specific resistance of the steel and reducing the iron loss, and also has the effect of increasing the strength of the steel by solid solution strengthening, so it is contained at 2.8 mass% or more. On the other hand, if it exceeds 6.5 mass%, rolling becomes difficult, so the upper limit is made 6.5 mass%. It is preferably in the range of 3.0 to 6.0 mass%.
  • Mn 0.05 to 2.0 mass%
  • Mn is an element useful for increasing the specific resistance and strength of steel, and is also an element for suppressing hot embrittlement by forming a sulfide, so it is contained in an amount of 0.05 mass% or more.
  • addition of more than 2.0 mass% causes slab cracking and the like and deteriorates operability in the steelmaking process, so the upper limit is made 2.0 mass%. It is preferably in the range of 0.1 to 1.5 mass%.
  • P 0.20 mass% or less P is a useful element used for adjusting the strength (hardness) of steel. However, if it exceeds 0.20 mass%, the steel becomes brittle and rolling becomes difficult, so the upper limit is made 0.20 mass%.
  • the lower limit is not particularly specified, but it is preferably about 0.001 mass% from the viewpoint of suppressing the P removal cost in the refining process. It is preferably in the range of 0.01 to 0.1 mass%.
  • Al 3.0 mass% or less
  • Al is a useful element that has the effect of increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss. However, if it exceeds 3.0 mass%, rolling becomes difficult, so the upper limit of Al is made 3.0 mass%. It is preferably 2.0 mass% or less.
  • the Al content is in the range of more than 0.01 mass% and less than 0.10 mass%, fine AlN precipitates and iron loss increases, so Al is in the range of 0.01 mass% or less or 0.10 mass% or more. Is preferred.
  • Al 0.01 mass% or less is preferable. More preferably, it is 0.003 mass% or less.
  • S, N, Nb and V are elements that form fine precipitates and inhibit grain growth during stress relief annealing to adversely affect iron loss characteristics. Particularly, when the content exceeds 0.005 mass%, the adverse effect becomes remarkable, so the upper limits are limited to 0.005 mass%. Preferably, each is 0.003 mass% or less.
  • Ti 0.003 mass% or less
  • Ti is an element that also forms fine precipitates and hinders grain growth during stress relief annealing to adversely affect iron loss characteristics.
  • the upper limit is limited to 0.003 mass%. It is preferably 0.002 mass% or less.
  • the value on the left side of the equation (2) is preferably 0.2 mass% or more.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention may contain the following components in addition to the above components.
  • Mo and W 0.0020 to 0.10 mass% in total Both Mo and W are effective elements for suppressing the occurrence of surface defects (hair drop) on the steel sheet.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is a high-alloy steel, and its surface is easily oxidized. Therefore, it is feared that a beading due to surface cracking may occur. By adding it, the crack can be suppressed.
  • the above effect is not sufficient when the total content of Mo and W is less than 0.0020 mass%, while the above effect is saturated and the alloy cost is increased even if added in excess of 0.10 mass%. is there. Therefore, when Mo or W is added, the total amount of Mo and W is preferably in the range of 0.0020 to 0.10 mass%. More preferably, the total amount of Mo and W is in the range of 0.0050 to 0.050 mass%.
  • each Sn and Sb have the effects of improving the recrystallization texture and improving the magnetic flux density and iron loss characteristics. In order to obtain the above effect, it is necessary to add 0.005 mass% or more. However, even if it is added over 0.20 mass%, the above effect is saturated. Therefore, when adding Sn and Sb, it is preferable to set each in the range of 0.005 to 0.20 mass%. More preferably, each is in the range of 0.01 to 0.1 mass%.
  • Ca and Mg 0.001 to 0.010 mass% in total Both Ca and Mg form stable sulfides and selenides and have the effect of improving grain growth during strain relief annealing. In order to obtain the above effect, it is necessary to add Ca and Mg in a total amount of 0.001 mass% or more. On the other hand, if added in excess of 0.010 mass%, the iron loss rather rises. Therefore, when Ca or Mg is added, the total amount is preferably 0.001 to 0.010 mass%. More preferably, the total amount of Ca and Mg is in the range of 0.003 to 0.008 mass%.
  • Cu, Ni and Cr 0.01 to 1.0 mass% in total Cu, Ni and Cr are effective in increasing the specific resistance of steel, reducing iron loss and increasing the strength of steel.
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet of the present invention is to produce a steel material (slab) having the above-described composition, and hot-roll the hot rolled slab to obtain a hot-rolled sheet, and then subject the sheet to annealing. It consists of a series of steps in which a cold-rolled sheet having a final thickness is obtained by cold rolling once or twice or more with intermediate annealing interposed therebetween, and finish annealing is performed. The details will be described below.
  • the steel slab used in the production of the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is a steel having a component composition compatible with the above-mentioned present invention, which is generally known refining using a converter, an electric furnace, a vacuum degassing device, etc. It can be melted in the process and can be manufactured by a conventional continuous casting method or an ingot-slab rolling method. In addition, a thin cast piece having a thickness of 100 mm or less may be manufactured by the direct casting method.
  • the above steel slab is hot rolled into a hot rolled sheet by a generally known method.
  • the steel slab is usually reheated to a predetermined temperature in a heating furnace and then subjected to hot rolling, but it may be immediately subjected to hot rolling without reheating after casting. Further, in the case of a thin slab, hot rolling may be performed, or hot rolling may be omitted and the process may be directly performed.
  • the soaking temperature is preferably in the range of 800 to 1100 ° C. If it is lower than 800 ° C, the effect of hot-rolled sheet annealing is small and sufficient magnetic property improving effect cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 1100 ° C, the crystal grains become coarse and brittle fracture during cold rolling (plate rupture). ), And may be disadvantageous in terms of manufacturing cost.
  • the soaking time is preferably 3 minutes or less from the viewpoint of ensuring productivity. More preferably, the soaking temperature is 850 to 1000 ° C., and the soaking time is 1 min or less.
  • the hot-rolled sheet after annealing the hot-rolled sheet is then pickled and cold-rolled once or twice or more with intermediate annealing to obtain a cold-rolled sheet having a final thickness.
  • the average rolling speed in the final cold rolling to obtain the final plate thickness, the friction coefficient of the final pass, and the reduction rate of the final pass relative to the total reduction rate It is important to adjust each of the ratios (R s / R t ) within the predetermined ranges described below.
  • the final plate thickness (product plate thickness) is preferably in the range of 0.1 to 0.35 mm. This is because if it is less than 0.1 mm, the productivity is lowered, while if it exceeds 0.35 mm, the iron loss reducing effect is small.
  • the average rolling speed in the final cold rolling needs to be in the range of 100 to 900 m / min.
  • the average rolling speed in the final cold rolling is less than 100 m / min, the magnetostriction becomes large and the iron loss also largely increases.
  • it exceeds 900 m / min the crystal grain size of the recrystallized grains becomes large and the strength is lowered.
  • a preferred average rolling speed is in the range of 200 to 800 m / min.
  • the above-mentioned average rolling speed refers to an average rolling speed of 1 to n passes when a Zenzimir rolling mill is used for final cold rolling in n passes, and an tandem rolling mill with n stands. Means the average rolling speed of 1 to n stands.
  • the friction coefficient of the final pass in the final cold rolling needs to be in the range of 0.01 to 0.10. As described above, when the friction coefficient of the final pass is less than 0.01, magnetostriction increases and iron loss also increases significantly. On the other hand, if it exceeds 0.10, the average grain size of the recrystallized grains becomes large and the strength is lowered.
  • the preferred final pass coefficient of friction is in the range of 0.02 to 0.08.
  • the coefficient of friction can be determined from the plate thickness, tension, rolling load, deformation resistance, etc. according to the Brand & Ford equation.
  • the adjustment of the friction coefficient can be performed by changing the rolling oil, adjusting the roughness of the rolling roll, or the like.
  • the ratio (R s / R t ) of the reduction ratio R s in the final pass to the total reduction ratio R t in the final cold rolling needs to be controlled in the range of 0.15 to 0.45.
  • R s / R t is less than 0.15, magnetostriction becomes large and iron loss also greatly increases.
  • R s / R t exceeds 0.45, the average grain size of the recrystallized grains becomes large, and the strength decreases.
  • the preferred R s / R t is in the range of 0.20 to 0.40.
  • the cold-rolled sheet with the final thickness is subjected to finish annealing, and it is preferable that this condition is continuous annealing with an annealing temperature (soaking temperature) of 700 to 820 ° C. If the soaking temperature is lower than 700 ° C., recrystallization becomes insufficient, the area ratio of recrystallized grains cannot be 40% or more, and the average grain size cannot be 10 ⁇ m or more, and good magnetic properties cannot be obtained. In addition, the shape correction effect in continuous annealing cannot be sufficiently obtained.
  • soaking temperature soaking temperature
  • the temperature exceeds 820 ° C.
  • recrystallization is excessively advanced to the contrary, the area ratio of recrystallized grains exceeds 95%, or the crystal grain size becomes coarse to exceed 40 ⁇ m, and 500 MPa or more after finish annealing.
  • the yield stress cannot be secured.
  • the soaking time is preferably 1 to 300 seconds.
  • the finish annealing conditions are as low as possible and as short as possible within the range where shape correction is possible, specifically, 720 to 800 ° C x 1 It is preferably in the range of up to 20 seconds.
  • the steel sheet after the finish annealing is preferably coated with an insulating coating on the surface of the steel sheet in order to secure the insulation during lamination.
  • an insulating coating it is desirable to select an organic coating containing a resin in order to secure good punchability, and to select a semi-organic or inorganic coating when importance is placed on weldability.
  • the stator core of the motor if a material with an area ratio of recrystallized grains of 95% or less and a crystal grain size of 40 ⁇ m or less is used for the stator core of the motor, iron loss increases and motor efficiency decreases.
  • the problem is that the iron loss ratio of the rotor core to the iron loss of the entire motor is small and the iron core of the stator core is small, such as the core of a permanent magnet type motor such as SPM or IPM used for a power source of a hybrid vehicle (HEV).
  • the loss is dominant, the rotor core maintains strength by keeping the recrystallization rate and crystal grains small, while the stator core is assembled into the core and then subjected to stress relief annealing to increase the crystal grains. It is effective to reduce iron loss.
  • the area ratio of recrystallized grains after strain relief annealing is 100% and the average grain size is 80 ⁇ m or more.
  • a more preferable average particle size is 90 ⁇ m or more, and further preferably 100 ⁇ m or more.
  • the strain relief annealing can be performed under general conditions, for example, a soaking temperature of 700 to 950 ° C. and a soaking time of 10 to 300 min.
  • the steel slabs A to BC having different component compositions shown in Tables 3-1 and 3-2 were heated at 1100 ° C. for 30 minutes and then hot-rolled to form a hot-rolled sheet having a sheet thickness of 2.0 mm. After the hot rolled sheet is annealed at 980 ° C for 30 seconds, the 4-rolled tandem rolling mill is used for one cold rolling and various final sheets under the conditions shown in Tables 4-1 and 4-2. A thick cold-rolled sheet was obtained, and thereafter, finish annealing was carried out by soaking at the temperatures shown in Tables 4-1 and 4-2 for 10 seconds to produce a non-oriented electrical steel sheet (product sheet).
  • No. Steel sheets 6 to 11 were subjected to strain relief annealing at 825 ° C x 1 hr (in N 2 atmosphere) similar to the strain relief annealing of the stator core, and the iron loss in the L + C direction was measured by the Epstein test, and the cross section in the rolling direction was measured. The average grain size observed was measured. The results are shown in Table 5. From these, it can be seen that high strength and low iron loss materials are compatible in the present invention.

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Abstract

ｍａｓｓ%で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：２．８～６．５％、Ｍｎ：０．０５～２.０％、Ａｌ：３.０％以下、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｖ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００５％以下を含有し、Ｓｉ－２Ａｌ－Ｍｎ≧０を満たす鋼スラブを、熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延し、仕上焼鈍する際、冷間圧延条件、仕上焼鈍条件を適切にすることで、４００Ｈｚ、１．０Ｔにおける平均磁歪λｐ－ｐが４．５×１０－６以下、鋼板圧延方向断面における再結晶粒の面積率が４０～９５％、平均粒径が１０～４０μｍの強度と鉄損に優れた無方向性電磁鋼板を得るとともに、その鋼板を用いて、モータコアを製造する。

Description

無方向性電磁鋼板とその製造方法およびモータコアとその製造方法
　本発明は、自動車用モータの鉄心材料として用いられる無方向性電磁鋼板およびその製造方法ならびに上記無方向性電磁鋼板を用いたモータコアおよびその製造方法に関するものである。
　近年の世界的な電気機器に対する省エネルギー化への要求の高まりにともない、回転機の鉄心に使用される無方向性電磁鋼板に対しても、より優れた磁気特性が要求されるようになってきている。また、最近では、ＨＥＶ（ハイブリッド車）やＥＶ（電気自動車）の駆動モータ等に対する小型化・高出力化に対するニーズが強く、本要求を達成するため、モータの回転数を上昇させて対応している。
　モータコアは、ステータコアとロータコアに分けられるが、ＨＥＶ駆動モータは外径が大きいことからロータコアに大きな遠心力が働くことや、構造によってはロータコアブリッジ部と呼ばれる非常に狭い部分（１～２ｍｍ）が存在することなどから、ロータコアに用いられる無方向性電磁鋼板は、従来よりも高強度であることが望ましい。一方、ステータコアに用いられる無方向性電磁鋼板は、モータの小型化・高出力化のため、高磁束密度・低鉄損であることが望ましい。すわなち、モータコアに使用される鋼板の特性としては、ロータコア用には高強度、ステータコア用には高磁束密度・低鉄損であることが理想的である。
　このように、同じモータコアに使用される電磁鋼板であっても、ロータコアとステータコアでは要求される特性が大きく異なる。しかし、モータコアの製造においては、材料歩留りを高めるため、打ち抜き加工で、同一の素材鋼板からロータコア材とステータコア材を同時に採取し、その後、それぞれの鋼板を積層してロータコアまたはステータコアに組み立てるのが望ましい。
　上記のように高強度で低鉄損の無方向性電磁鋼板を製造する技術として、例えば、特許文献１には、仕上焼鈍後の鋼板に３％以上１０％未満のスキンパス圧延を行って高強度の無方向性電磁鋼板を製造し、該鋼板から打抜加工でロータコア材とステータコア材を採取し、ロータコアとステータコアを組み立てた後、ステータコアのみに歪取焼鈍を施すことで、高強度のロータコアと低鉄損のステータコアを同一素材から製造する技術が開示されている。この技術では、歪取焼鈍における結晶粒成長を促すため、鋼中に含まれる不純物元素（Ｔｉ、Ｓ、Ｎ、Ｖ、Ｎｂ、ＺｒおよびＡｓ）を極めて低いレベルまで低減し、さらにＮｉを添加している。
特開２００８－５０６８６号公報
　しかしながら、上記特許文献１の開示の技術は、高強度と歪取焼鈍における粒成長促進のために仕上焼鈍後にスキンパス圧延を施していることから、製造コストが高くなるという問題がある。さらに、原料コストが高いＮｉを相当程度添加する場合には、より高コストになる問題がある。
　本発明は、上記従来技術が抱える問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、自動車用モータの鉄心材料として好適に用いることができる高強度かつ低鉄損の無方向性電磁鋼板とその鋼板を用いたモータコアを提供するとともに、それらの安価な製造方法を提案することにある。
　上記の課題を解決し、上記の目的を実現するために開発した本発明は、第一に、Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．８～６．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５～２ｍａｓｓ％、Ａｌ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．００５ｍａｓｓ％以下およびＮｂ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、Ｓｉ，ＭｎおよびＡｌがＳｉ－２Ａｌ－Ｍｎ≧０を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する無方向性電磁鋼板において、周波数４００Ｈｚ、磁束密度１．０Ｔにおける圧延方向の磁歪λｐ－ｐ（Ｌ）と圧延方向に対し直角方向の磁歪λｐ－ｐ（Ｃ）の平均値が４．５×１０－６以下であり、さらに、鋼板圧延方向断面における再結晶粒の面積率が４０～９５％で、かつ、平均粒径が１０～４０μｍであることを特徴とする無方向性電磁鋼板を提供する。
　本発明の上記無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えて、下記Ａ～Ｄ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することが好ましい。
　　　　　記
　・Ａ群：ＭｏおよびＷから選ばれる１種または２種を合計で０．００２０～０．１０ｍａｓｓ％
　・Ｂ群：ＳｎおよびＳｂから選ばれる１種または２種を０．００５～０．２０ｍａｓｓ％
　・Ｃ群：ＣａおよびＭｇから選ばれる１種または２種を合計で０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％
　・Ｄ群：ＣｕおよびＮｉ，Ｃｒから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０１～１．０ｍａｓｓ％
　また、本発明の上記無方向性電磁鋼板は、降伏応力が５００ＭＰａ以上であり、板厚ｔ（ｍｍ）と鉄損Ｗ１０／４００（Ｗ／ｋｇ）とが下記（１）式；
　Ｗ１０／４００≦９＋６２×ｔ　・・・（１）
の関係を満たすことが好ましい。
　また、本発明は、第二に、Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．８～６．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５～２．０ｍａｓｓ％、Ａｌ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．００５ｍａｓｓ％以下およびＮｂ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、Ｓｉ，ＭｎおよびＡｌがＳｉ－２Ａｌ－Ｍｎ≧０を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍を施した後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とし、該冷延板に仕上焼鈍を施す一連の工程からなる無方向性電磁鋼板の製造方法において、最終冷間圧延における平均圧延速度を１００～９００ｍ／ｍｉｎ、最終パス時の摩擦係数を０．０１～０．１０とし、全圧下率Ｒｔ（％）と最終パスの圧下率Ｒｓ（％）との比（Ｒｓ／Ｒｔ）を０．１５～０．４５とし、かつ、仕上焼鈍の均熱温度を７００～８２０℃の範囲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案する。
　本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記鋼スラブは、上記成分組成に加えて、下記Ａ～Ｄ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することが好ましい。
　　　　　記
　・Ａ群：ＭｏおよびＷから選ばれる１種または２種を合計で０．００２０～０．１０ｍａｓｓ％
　・Ｂ群：ＳｎおよびＳｂから選ばれる１種または２種を０．００５～０．２０ｍａｓｓ％
　・Ｃ群：ＣａおよびＭｇから選ばれる１種または２種を合計で０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％
　・Ｄ群：ＣｕおよびＮｉ，Ｃｒから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０１～１．０ｍａｓｓ％
　また、本発明は、第三に、上記いずれかに記載の無方向性電磁鋼板を積層したステータコアとロータコアからなるモータコアにおいて、ロータコアの平均結晶粒径が１０～４０μｍであり、ステータコアの平均結晶粒径が８０μｍ以上であることを特徴とするモータコアを提供する。
　さらに、本発明は、第四に、上記モータコアの製造方法において、平均結晶粒径が１０～４０μｍの無方向性電磁鋼板を積層したステータコアに、歪取焼鈍を施して平均結晶粒径を８０μｍ以上とすることを特徴とするモータコアの製造方法を提案する。
　本発明によれば、高強度が求められるロータコアと、低鉄損が求められるステータコアを同一の無方向性電磁鋼板板から製造することができるので、自動車用モータの鉄心用材料を安定して安価に提供することが可能となる。
仕上焼鈍後の鋼板の磁歪λｐ－ｐと鉄損Ｗ１０／４００との関係を示すグラフである。
　まず、本発明を開発するに至った実験の一例を説明する。
＜実験１＞
　高周波域の鉄損Ｗ１０/４００に及ぼす磁歪の影響について調査するため、表１に示す成分組成を有するＡ～Ｈの鋼スラブを熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、該熱延板に９６０℃×３０秒の熱延板焼鈍を施し、酸洗した後、１回の冷間圧延で最終板厚が０．３０ｍｍ（全圧下率Ｒｔ：８５％）の冷延板とした後、２０ｖｏｌ％Ｈ２－８０ｖｏｌ％Ｎ２の非酸化性雰囲気下で、７５０℃×１０秒の仕上焼鈍を施して無方向性電磁鋼板とした。
　ここで、上記最終板厚とする冷間圧延は、５スタンドのタンデム圧延機を用いて行い、その際、各スタンドの平均圧延速度は６００ｍ／ｍｉｎ、最終スタンドの摩擦係数は０．０３、最終スタンドの圧下率Ｒｓは２５％（Ｒｓ／Ｒｔ＝０．２９）となる条件とした。
　その後、上記仕上焼鈍後の鋼板から、幅３０ｍｍ×長さ２８０ｍｍのＬ方向サンプルおよびＣ方向サンプルを採取し、レーザー変位計を用いて仕上焼鈍後の鋼板の磁歪λｐ－ｐ（周波数４００Ｈｚ、磁束密度１．０Ｔ）を測定した。
　また、上記磁歪測定後のサンプルを用いて、ＪＩＳ　Ｃ２５５０－１：２０１１に準拠し、エプスタイン試験で鉄損Ｗ１０／４００を測定した。
　また、上記磁歪測定後のＬ方向サンプルから、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に準じて引張試験を行い、降伏応力（上降伏点）を測定した。
　さらに、上記サンプルから、Ｌ方向：１５ｍｍ×Ｃ方向：１０ｍｍの試料を採取し、鋼板の圧延方向断面（板幅方向に垂直な断面）を研磨、エッチングして光学顕微鏡で観察し、再結晶率（再結晶粒の面積率）を求めるとともに、再結晶粒の平均粒径を求めた。再結晶粒の平均粒径は、鋼板断面（板厚×１０００μｍ）の領域を３視野撮影し、画像処理等により再結晶粒の個々の面積を求め、これらを平均した面積から算出した円相当径とする。 
　上記測定の結果を表１に併記した。この結果から、本実験の仕上焼鈍後の鋼板は、いずれも再結晶率が７５％で再結晶粒の平均粒径が２０μｍの未再結晶組織が残存したミクロ組織を有し、降伏応力も５００ＭＰａ以上が得られていること、また、Ｓｉ－２Ａｌ－Ｍｎの値が０以下の鋼板では、磁歪λｐ－ｐも鉄損Ｗ１０／４００も大きな値を示していることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　また、図１には、仕上焼鈍後の磁歪λｐ－ｐ（Ｌ方向とＣ方向の値の平均値）と鉄損Ｗ１０／４００との関係を示した。この図から、仕上焼鈍後の磁歪λｐ－ｐと鉄損Ｗ１０／４００とは相関があり、磁歪λｐ－ｐが小さくなれば、鉄損Ｗ１０／４００が低減する傾向があること、さらに、磁歪λｐ－ｐが４．５×１０－６以下であれば鉄損Ｗ１０／４００が２７．６Ｗ／ｋｇ以下の優れた鉄損特性が得られることがわかる。この理由は、磁歪が大きくなると磁気弾性エネルギーが大きくなり、ヒステリシス損が大きく増加するためであると考えられる。
＜実験２＞
　次に、上記結果に基づき、更なる鉄損低減および高強度化を実現するため、下記の実験を行った。
　Ｃ：０．００２７ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．６１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．３１ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１８ｍａｓｓ％、Ａｌ：１．２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１７ｍａｓｓ％、Ｏ：０．００２３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１３ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０００７ｍａｓｓ％およびＶ：０．０００８ｍａｓｓ％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する鋼スラブを熱間圧延して板厚１．９ｍｍの熱延板とし、該熱延板に９４０℃×３０秒の熱延板焼鈍を施し、酸洗した後、１回の冷間圧延で最終板厚０．２５ｍｍ（全圧下率Ｒｔ＝８７％）の冷延板とした後、該冷延板に、２０ｖｏｌ％Ｈ２－８０ｖｏｌ％Ｎ２の非酸化性雰囲気下で、７９０℃×１０秒の仕上焼鈍を施して無方向性電磁鋼板とした。
　その後、この仕上焼鈍板の板幅中央部（コイル内１００ｍ毎に）から、幅３０ｍｍ×長さ２８０ｍｍのＬ方向サンプルおよびＣ方向サンプルを採取し、仕上焼鈍後の鋼板の鉄損Ｗ１０／４００をＪＩＳ　Ｃ２５５０－１：２０１１に準拠し、測定した。
　また、上記鉄損測定後のＬ方向サンプルから、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に準じて引張試験を行い、降伏応力ＹＳ（上降伏点）を測定した。
　その結果、鉄損、降伏応力ともに、大きなバラつきが生じていることが明らかになった。このバラツキの原因を調査したところ、冷間圧延時の条件（圧延速度、摩擦係数、圧下率配分）が影響している可能性が考えられた。
　そこで、仕上焼鈍後の磁歪および降伏応力に及ぼす冷間圧延条件の影響を調査するため、上記した鋼スラブと同じ成分組成を有する熱延板焼鈍後の熱延板を素材とし、５段タンデム圧延機を用いて、表２に示したように平均圧延速度、最終パスの摩擦係数および全圧下率Ｒｔに対する最終パスの圧下率Ｒｓの比（Ｒｓ／Ｒｔ）を種々に変化させて最終冷間圧延を行い、最終板厚が０．２５ｍｍの冷延板とした後、該冷延板に２０ｖｏｌ％Ｈ２－８０ｖｏｌ％Ｎ２の非酸化性雰囲気下で、７９０℃×１０秒の仕上焼鈍を施して、無方向性電磁鋼板とした。なお、最終冷間圧延の最終パスの摩擦係数の調整は圧延油の変更により行った。
　次いで、上記仕上焼鈍後の鋼板（コイル）の各圧延条件に該当する位置から、サンプルを採取し、上記＜実験１＞と同様にして、磁歪λｐ－ｐ、鉄損Ｗ１０／４００および降伏応力を測定するとともに、圧延方向断面に観察される再結晶粒の面積率（再結晶率）と平均結晶粒径を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上記測定の結果を表２に併記した。この結果から、平均圧延速度を遅くするほど、最終パスの摩擦係数を低くするほど、および、最終パスの圧下率比を低くするほど、再結晶粒の面積率が低下し、再結晶粒の平均粒径が小さくなり、降伏応力が上昇していることがわかる。一方、平均圧延速度を遅くし過ぎると、最終パスの摩擦係数を低くし過ぎると、あるいは、最終パスの圧下率を低くし過ぎると、磁歪が急激に大きくなり、鉄損も大きく上昇していることがわかる。
　上記の結果から、上記コイル内の鉄損特性および強度特性のバラツキの原因は、コイル内での最終冷間圧延条件の変動が大きく影響していることが裏付けられた。
　なお、冷間圧延条件が、磁歪特性および仕上焼鈍後の再結晶粒の面積率や平均結晶粒径に影響を及ぼすメカニズムについて、現時点では十分に明確となっていないが、冷間圧延条件の変動によって、導入される歪量や変形機構が変化し、その後の仕上焼鈍時の再結晶挙動や粒成長挙動が変わることによって、仕上焼鈍後の再結晶率や再結晶集合組織が変化し、磁歪特性や強度特性に影響を及ぼしているものと考えられる。
　本発明は、上記の新規な知見に、さらに検討を重ねて開発したものである。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板の特性について説明する。
降伏応力：５００ＭＰａ以上
　ロータコアは、一般に、仕上焼鈍後の鋼板を、打抜加工等でコア形状に加工した後、積層し、溶接やカシメ等でクランプ（固定）したものであり、歪取焼鈍が施されることはない。しかし、ロータコアには、先述したように、大きな遠心力が働く。したがって、ロータコアに用いられる鋼板は、先述したように仕上焼鈍後の状態で高強度であることが望ましい。また、一般に、鋼板の疲労強度（疲労限度）は、降伏応力が高いほど高くなる。そこで、本発明は、仕上焼鈍後の鋼板の好ましい降伏応力を５００ＭＰａ以上と規定する。より好ましくは５２０ＭＰａ以上である。ここで、上記降伏応力は、ＪＩＳ５号引張試験片をＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して引張試験したときの上降伏点である。
再結晶粒の面積率：４０～９５％、再結晶粒の平均粒径：１０～４０μｍ
　本発明の無方向性電磁鋼板は、上記したように仕上焼鈍後の降伏応力が５００ＭＰａ以上であることが望ましい。上記強度を確保するため、本発明の無方向性電磁鋼板は、仕上焼鈍後において、再結晶粒の面積率（再結晶率）が４０～９５％、かつ、再結晶粒の平均粒径が１０～４０μｍの範囲内にあることが必要である。再結晶粒の面積率が４０％未満、再結晶粒の平均粒径が１０μｍ未満では、先述したように、再結晶が不十分となり、磁歪が大きくなり、鉄損も大きく上昇してしまう。一方、再結晶粒の面積率が９５％超え、再結晶粒の平均粒径が４０μｍ超えでは、逆に再結晶が進行し過ぎて、降伏応力５００ＭＰａ以上を確保できなくなる。好ましくは、再結晶粒の面積率は５０～９０％、再結晶粒の平均粒径は１５～３０μｍの範囲である。
鉄損Ｗ１０／４００：９＋６２ｔ（Ｗ／ｋｇ）以下（ｔ：板厚（ｍｍ））
　モータのロータコアは、強度のみならず発熱も問題となるため、低鉄損であることが望ましい。そこで、本発明では、ＨＥＶ駆動モータの駆動・制御条件に合わせ、鉄損特性の指標として鉄損Ｗ１０／４００（周波数：４００Ｈｚ、磁束密度Ｂ＝１．０Ｔ）（Ｗ／ｋｇ）を用い、鉄損Ｗ１０／４００が、製品板厚（最終冷延板厚）ｔ（ｍｍ）との関係において、下記（１）式；
　Ｗ１０／４００≦９＋６２×ｔ　・・・（１）
を満たすことと規定した。これは、鉄損値は、板厚に依存すること、および、鉄損値が上記（１）式を満たさない場合には、モータコアの発熱が大きくなり、モータ効率が著しく低下するためである。
磁歪λｐ－ｐ：４．５×１０－６以下
　図１に示したように、仕上焼鈍後の鋼板の鉄損Ｗ１０／４００は、磁歪λｐ－ｐと強い相関があり、仕上焼鈍後の磁歪λｐ－ｐを低くすることで、仕上焼鈍後の鉄損Ｗ１０／４００も低い値にすることができる。そこで、本発明においては、仕上焼鈍後の磁歪λｐ－ｐを、図１において、鉄損Ｗ１０／４００が（１）式を満たす４．５×１０－６以下に制限する。好ましくは、４．０×１０－６以下である。なお、上記磁歪λｐ－ｐの値は、周波数：４００Ｈｚ、磁束密度Ｂ＝１．０Ｔで測定した圧延方向（Ｌ）および圧延方向に対し直角方向（Ｃ）の磁歪λｐ－ｐの平均値である。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板の製造に用いる鋼素材（鋼スラブ）および製品板の成分組成について説明する。
Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
　製品板中に含まれるＣは、炭化物を形成して磁気時効を起こし、鉄損特性を劣化させる有害元素である。そのため、素材中に含まれるＣの上限は０．００５０ｍａｓｓ％に制限する。好ましくは、０．００４０ｍａｓｓ％以下である。なお、Ｃの下限は特に規定しないが、精錬工程での脱炭コストを抑制する観点から、０．０００１ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。
Ｓｉ：２．８～６．５ｍａｓｓ％
　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ため、２．８ｍａｓｓ％以上含有させる。一方、６．５ｍａｓｓ％を超えると、圧延することが困難になるため、上限は６．５ｍａｓｓ％とする。好ましくは３．０～６．０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：０．０５～２．０ｍａｓｓ％
　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り、また、硫化物を形成して熱間脆性を抑止する元素でもあるため、０．０５ｍａｓｓ％以上含有させる。一方、２．０ｍａｓｓ％を超える添加は、スラブ割れ等を起こし、製鋼工程での操業性を悪化させるため、上限は２．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．１～１．５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｐ：０．２０ｍａｓｓ％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、０．２０ｍａｓｓ％を超えると、鋼が脆化し、圧延することが困難となるため、上限は０．２０ｍａｓｓ％とする。なお、下限は特に規定しないが、精錬工程での脱Ｐコストを抑制する観点から、０．００１ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。好ましくは０．０１～０．１ｍａｓｓ％の範囲である。
Ａｌ：３．０ｍａｓｓ％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。しかし、３．０ｍａｓｓ％を超えると、圧延することが困難になるため、Ａｌの上限は３．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは２．０ｍａｓｓ％以下である。
　なお、Ａｌの含有量が０．０１ｍａｓｓ％超え０．１０ｍａｓｓ％未満の範囲では、微細なＡｌＮが析出して鉄損が増加するため、Ａｌは０．０１ｍａｓｓ％以下もしくは０．１０ｍａｓｓ％以上の範囲とするのが好ましい。特に、Ａｌを低減すると、集合組織が改善され、磁束密度が向上するので、磁束密度を重視する場合はＡｌ：０．０１ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。
Ｓ，Ｎ，ＮｂおよびＶ：０．００５ｍａｓｓ％以下
　Ｓ，Ｎ，ＮｂおよびＶは、微細析出物を形成し、歪取焼鈍時の粒成長を阻害して鉄損特性に悪影響を及ぼす元素であり、特に、０．００５ｍａｓｓ％を超えると、その悪影響が顕著になるため、上限をそれぞれ０．００５ｍａｓｓ％に制限する。好ましくはそれぞれ０．００３ｍａｓｓ％以下である。
Ｔｉ：０．００３ｍａｓｓ％以下
　Ｔｉは、同じく微細析出物を形成し、歪取焼鈍時の粒成長を阻害して鉄損特性に悪影響を及ぼす元素であり、特に、０．００３ｍａｓｓ％を超えると、その悪影響が顕著になるため、上限を０．００３ｍａｓｓ％に制限する。好ましくは０．００２ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｉ－２Ａｌ－Ｍｎ≧０
　本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分が上記所定の範囲の組成を満たすことに加えて、Ｓｉ，ＡｌおよびＭｎの含有量（ｍａｓｓ％）が下記（２）式；
　Ｓｉ－２Ａｌ－Ｍｎ≧０　・・・（２）
を満たして含有していることが必要である。上記（２）式から外れる、すなわち、（２）式の左辺が０未満となると、周波数：４００Ｈｚ、磁束密度Ｂ＝１．０Ｔにおける仕上焼鈍後のヒステリシス損が大きくなり、磁歪λｐ－ｐも大きくなるためである。なお、（２）式の左辺の値は、好ましくは０．２ｍａｓｓ％以上である。
　なお、本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分に加えて以下の成分を含有してもよい。
ＭｏおよびＷ：合計で０．００２０～０．１０ｍａｓｓ％
　ＭｏおよびＷは、いずれも鋼板の表面欠陥（ヘゲ）の発生を抑止するのに有効な元素である。特に、本発明の無方向性電磁鋼板は、高合金鋼で、表面が酸化され易いため、表面割れに起因するヘゲの発生が懸念されるが、高温強度を高める元素であるＭｏやＷを添加することで、上記割れを抑制することができる。上記効果は、ＭｏおよびＷの合計含有量が０．００２０ｍａｓｓ％を下回ると十分ではなく、一方、０．１０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果が飽和し、合金コストが上昇するだけである。よって、ＭｏやＷを添加する場合は、ＭｏおよびＷの合計で０．００２０～０．１０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくはＭｏおよびＷの合計で０．００５０～０．０５０ｍａｓｓ％の範囲である。
ＳｎおよびＳｂ：それぞれ０．００５～０．２０ｍａｓｓ％
　ＳｎおよびＳｂは、再結晶集合組織を改善し、磁束密度、鉄損特性を改善する効果がある。上記効果を得るためには０．００５ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、０．２０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果が飽和する。よって、Ｓｎ，Ｓｂを添加する場合は、それぞれ０．００５～０．２０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．０１～０．１ｍａｓｓ％の範囲である。
ＣａおよびＭｇ：合計で０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％
　ＣａおよびＭｇは、いずれも安定な硫化物やセレン化物を形成し、歪取焼鈍時の粒成長性を改善する効果がある。上記効果を得るためには、ＣａおよびＭｇを合計で０．００１ｍａｓｓ％以上の添加が必要であり、一方、０．０１０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、却って鉄損が上昇してしまう。よって、ＣａやＭｇを添加する場合は、合計で０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくはＣａおよびＭｇの合計で０．００３～０．００８ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒ：合計で０．０１～１．０ｍａｓｓ％
　Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒは鋼の固有抵抗を上昇させ、鉄損を低減し、かつ鋼の強度を上昇させる効果がある。上記効果を得るためには、Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒを合計で０．０１ｍａｓｓ％以上添加する必要があるが、１．０ｍａｓｓ％以上の添加はコストの上昇を招く。よって、上記元素の添加は、合計で０．０１～１．０ｍａｓｓ％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、０．１～０．５ｍａｓｓ％の範囲である。さらに好ましくは、０．１ｍａｓｓ％以上０．５ｍａｓｓ％未満である。
　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、上記した成分組成を有する鋼素材（スラブ）を製造し、該スラブを熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍を施した後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とし、仕上焼鈍を施す一連の工程からなる。以下、具体的に説明する。
　まず、本発明の無方向性電磁鋼板の製造に用いる鋼スラブは、上記した本発明に適合する成分組成を有する鋼を、転炉や電気炉、真空脱ガス装置等を用いた通常公知の精錬プロセスで溶製し、常法の連続鋳造法あるいは造塊－分塊圧延法で製造することができる。なお、直接鋳造法で１００ｍｍ以下の厚さの薄鋳片を製造してもよい。
　次いで、上記鋼スラブは、通常公知の方法で熱間圧延して熱延板とする。なお、上記鋼スラブは、通常、加熱炉で所定の温度に再加熱してから熱間圧延に供するが、鋳造後、再加熱することなく直ちに熱間圧延に供してもよい。また、薄鋳片の場合は、熱間圧延しても良いし、熱間圧延を省略して、そのまま以後の工程に進めてもよい。
　熱間圧延に続く熱延板焼鈍は、均熱温度は８００～１１００℃の範囲とするのが好ましい。８００℃未満では、熱延板焼鈍の効果が小さく、十分な磁気特性改善効果が得られず、一方、１１００℃を超えると、結晶粒が粗大化して、冷間圧延時の脆性破壊（板破断）を助長したり、製造コスト的に不利となったりするおそれがある。また、均熱時間は、生産性を確保する観点から、３ｍｉｎ以下とするのが好ましい。より好ましくは、均熱温度は８５０～１０００℃、均熱時間は１ｍｉｎ以下である。
　上記熱延板焼鈍後の熱延板は、その後、酸洗してから、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とする。この際、先述したように仕上焼鈍後の鉄損と強度を両立させる観点から、最終板厚とする最終冷間圧延における平均圧延速度、最終パスの摩擦係数および全圧下率に対する最終パスの圧下率の比（Ｒｓ／Ｒｔ）をそれぞれ以下の説明する所定の範囲に調整することが重要である。なお、最終板厚（製品板厚）は、０．１～０．３５ｍｍの範囲とすることが好ましい。０．１ｍｍ未満では生産性が低下し、一方、０．３５ｍｍ超では、鉄損低減効果が小さいためである。
　まず、最終冷間圧延における平均圧延速度は、１００～９００ｍ／ｍｉｎの範囲とする必要がある。先述したように、最終冷間圧延における平均圧延速度が１００ｍ／ｍｉｎ未満では、磁歪が大きくなり、鉄損も大きく上昇する。一方、９００ｍ／ｍｉｎを超えると、再結晶粒の結晶粒径が大きくなり、強度が低下するからである。好ましい平均圧延速度は、２００～８００ｍ／ｍｉｎの範囲である。
　ここで、上記平均圧延速度とは、最終冷間圧延としてゼンジミア圧延機を用いてｎパスで行う場合には、１～ｎパスの平均圧延速度を、また、ｎスタンドのタンデム圧延機で行う場合には、１～ｎスタンドの平均圧延速度のことをいう。
　また、最終冷間圧延における最終パスの摩擦係数は、０．０１～０．１０の範囲とする必要がある。先述したように、最終パスの摩擦係数が０．０１未満では、磁歪が大きくなり鉄損も大きく上昇する。一方、０．１０を超えると、再結晶粒の平均粒径が大きくなり、強度が低下するからである。好ましい最終パスの摩擦係数は０．０２～０．０８の範囲である。
　なお、上記摩擦係数は、板厚、張力、圧延荷重、変形抵抗などからBrand＆Fordの式により求めることができる。また、上記摩擦係数の調整は、圧延油の変更、圧延ロールの粗度調整などにより行うことができる。
　また、最終冷間圧延における全圧下率Ｒｔに対する、最終パスの圧下率Ｒｓの比（Ｒｓ／Ｒｔ）は、０．１５～０．４５の範囲に制御する必要がある。先述したように、Ｒｓ／Ｒｔが０．１５未満では、磁歪が大きくなり、鉄損も大きく上昇する。一方、Ｒｓ／Ｒｔが０．４５を超えると、再結晶粒の平均粒径が大きくなり、強度が低下してしまうからである。好ましいＲｓ／Ｒｔは０．２０～０．４０の範囲である。
　次いで、最終板厚とした冷延板は、仕上焼鈍を施すが、この条件は、焼鈍温度（均熱温度）を７００～８２０℃とする連続焼鈍とするのが好ましい。均熱温度が７００℃未満では、再結晶が不十分となり、再結晶粒の面積率を４０％以上、平均粒径を１０μｍ以上とすることができず、良好な磁気特性が得られないことに加えて、連続焼鈍における形状矯正効果が十分に得られない。一方、８２０℃を超えると、逆に再結晶が進行し過ぎて、再結晶粒の面積率が９５％超えとなったり、結晶粒径が粗大化して４０μｍを超えたりし、仕上焼鈍後に５００ＭＰａ以上の降伏応力を確保できなくなる。また、均熱時間は、１～３００秒とするのが好ましい。なお、ロータコアに求められる仕上焼鈍後の強度を確保する観点からは、仕上焼鈍条件は、形状矯正が可能な範囲でできる限り低温・短時間とする、具体的には、７２０～８００℃×１～２０秒の範囲とするのが好ましい。
　上記仕上焼鈍後の鋼板は、その後、積層時の絶縁性を確保するため、鋼板表面に絶縁被膜を被成するのが好ましい。この絶縁被膜は、良好な打ち抜き性を確保するためには、樹脂を含有する有機被膜を、一方、溶接性を重視する場合には、半有機や無機被膜を選択するのが望ましい。
　なお、再結晶粒の面積率が９５％以下で、結晶粒径が４０μｍ以下の材料を、モータのステータコアに使用すると、鉄損が増加し、モータ効率が低下するという問題がある。しかし、この問題は、例えば、ハイブリッド自動車（ＨＥＶ）の動力源に用いられるＳＰＭやＩＰＭ等の永久磁石型モータのコアように、モータ全体の鉄損に対するロータコアの鉄損比率が小さく、ステータコアの鉄損が支配的である場合には、ロータコアは、再結晶率や結晶粒を小さいままとして強度を確保する一方、ステータコアには、コアに組み立てた後、歪取焼鈍を施して結晶粒を大きくし、鉄損を低減することが有効である。上記の鉄損低減効果を得るためには、歪取焼鈍後の再結晶粒の面積率は１００％、平均粒径は８０μｍ以上とするのが好ましい。より好ましい平均粒径は９０μｍ以上、さらに好ましくは１００μｍ以上である。なお、上記歪取焼鈍は、一般的な条件、例えば、均熱温度が７００～９５０℃、均熱時間が１０～３００ｍｉｎの条件で行うことができる。
　表３－１および３－２に示す、成分組成が異なるＡ～ＢＣの鋼スラブを、１１００℃で３０分間加熱した後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、該熱延板に９８０℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、４スタンドのタンデム圧延機を用い、１回の冷間圧延かつ表４－１および４－２に示す条件で種々の最終板厚の冷延板とし、その後、同じく表４－１および４－２に示す温度で１０秒間均熱する仕上焼鈍を施し、無方向性電磁鋼板（製品板）を製造した。
　次いで、上記製品板から、幅：３０ｍｍ×長さ：２８０ｍｍのＬ方向サンプルおよびＣ方向サンプルをコイル幅中央部から採取し、レーザー変位計を用いて、Ｌ方向およびＣ方向の平均磁歪λｐ－ｐ、および、エプスタイン試験にて鉄損Ｗ１０／４００を測定した。また、上記磁歪および鉄損測定後のＬ方向サンプルからＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行い、降伏応力（上降伏点）を測定した。さらに、上記Ｌ方向サンプルから、１５ｍｍ×１０ｍｍの試料を採取し、圧延方向の断面組織を観察し、仕上焼鈍後の再結晶粒の面積率（再結晶率）および再結晶粒の平均粒径を測定した。
　上記測定の結果を、表４－１および４－２中に併記した。この結果から、本発明に適合する成分組成を有する素材を用いて、本発明に適合する条件で製造した仕上焼鈍後の鋼板は、いずれも５００ＭＰａ以上の降伏応力を有し、かつ、鉄損特性が優れていることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　さらに上記で得られたＮｏ．６～１１の鋼板に、ステータコアの歪取焼鈍と同様の８２５℃×１ｈｒ（Ｎ２雰囲気中）の歪取焼鈍を施し、エプスタイン試験にてＬ＋Ｃ方向の鉄損を測定するとともに、圧延方向断面に観察される平均結晶粒径を測定した。結果を表５に示す。これらより、本発明においては高強度かつ低鉄損の材料が両立できていることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
 

Claims (7)

  1. Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．８～６．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５～２.０ｍａｓｓ％、Ａｌ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．００５ｍａｓｓ％以下およびＮｂ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、Ｓｉ、ＭｎおよびＡｌがＳｉ－２Ａｌ－Ｍｎ≧０を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する無方向性電磁鋼板において、
    周波数４００Ｈｚ、磁束密度１．０Ｔにおける圧延方向の磁歪λｐ－ｐ（Ｌ）と圧延方向に対し直角方向の磁歪λｐ－ｐ（Ｃ）の平均値が４．５×１０－６以下であり、さらに、
    鋼板圧延方向断面における再結晶粒の面積率が４０～９５％で、かつ、平均粒径が１０～４０μｍであることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
  2. 前記成分組成に加えてさらに、下記Ａ～Ｄ群のうちの少なくとも１群の成分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。
    　　　　　記
    　・Ａ群：ＭｏおよびＷから選ばれる１種または２種を合計で０．００２０～０．１０ｍａｓｓ％
    　・Ｂ群：ＳｎおよびＳｂから選ばれる１種または２種を０．００５～０．２０ｍａｓｓ％
    　・Ｃ群：ＣａおよびＭｇから選ばれる１種または２種を合計で０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％
    　・Ｄ群：ＣｕおよびＮｉ，Ｃｒから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０１～１．０ｍａｓｓ％
  3. 降伏応力が５００ＭＰａ以上で、板厚ｔ（ｍｍ）と鉄損Ｗ１０／４００（Ｗ／ｋｇ）とが下記（１）式の関係を満たす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。
    　　　　　記
    　Ｗ１０／４００≦９＋６２×ｔ　・・・（１）
  4. Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．８～６．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５～２．０ｍａｓｓ％、Ａｌ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．００５ｍａｓｓ％以下およびＮｂ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、Ｓｉ，ＭｎおよびＡｌがＳｉ－２Ａｌ－Ｍｎ≧０を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍を施した後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とし、該冷延板に仕上焼鈍を施す一連の工程からなる無方向性電磁鋼板の製造方法において、
    最終冷間圧延における平均圧延速度を１００～９００ｍ／ｍｉｎ、最終パス時の摩擦係数を０．０１～０．１０とし、全圧下率Ｒｔ（％）と最終パスの圧下率Ｒｓ（％）との比（Ｒｓ／Ｒｔ）を０．１５～０．４５とし、かつ、
    仕上焼鈍の均熱温度を７００～８２０℃の範囲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. 前記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ～Ｄ群のうちの少なくとも１群の成分を含有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。
    　　　　　記
    　・Ａ群：ＭｏおよびＷから選ばれる１種または２種を合計で０．００２０～０．１０ｍａｓｓ％
    　・Ｂ群：ＳｎおよびＳｂから選ばれる１種または２種を０．００５～０．２０ｍａｓｓ％
    　・Ｃ群：ＣａおよびＭｇから選ばれる１種または２種を合計で０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％
    　・Ｄ群：ＣｕおよびＮｉ，Ｃｒから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０１～１．０ｍａｓｓ％
  6. 請求項１～３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板を積層したステータコアとロータコアからなるモータコアにおいて、
    ロータコアの平均結晶粒径が１０～４０μｍであり、
    ステータコアの平均結晶粒径が８０μｍ以上であることを特徴とするモータコア。
  7. 請求項６に記載のモータコアの製造方法において、
    平均結晶粒径が１０～４０μｍの無方向性電磁鋼板を積層したステータコアに、歪取焼鈍を施して平均結晶粒径を８０μｍ以上とすることを特徴とするモータコアの製造方法。
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