(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ≦0.005 ％, Si：2.0 〜4.0 ％, Al：0.15〜2.0 ％, Mn：0.05〜1.0 ％, Ｐ：0.01〜0.2 ％, Ｓ≦0.005 ％およびＮ≦0.005 ％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、さらに製品板試料の圧延方向（Ｌ方向）、圧延直角方向（Ｃ方向）および圧延方向に対して45°をなす方向（Ｄ方向）の磁化力Ｈ＝2000 A/mにおける磁束密度を、それぞれＢ20(L), Ｂ20(C), Ｂ20(D) とした時、これらが次式(1), (2)
〔Ｂ20(L) ＋Ｂ20(C) ＋２×Ｂ20(D) 〕／４≧ 1.55 （Ｔ）    --- (1)
Ｂ20(D) ≧ 0.96 ×〔Ｂ20(L) ＋Ｂ20(C) 〕／２            --- (2)
の関係を満足し、かつ磁束密度：1.5 （Ｔ）、周波数：50Hzの正弦波で、製品板試料のＬ方向, Ｃ方向およびＤ方向に磁化した時の鉄損を、それぞれＷ15/50(L), Ｗ15/50(C), Ｗ15/50(D)とした時、これらが次式(3)
Ｗ15/50(D)≦1.10×〔Ｗ15/50(L)＋Ｗ15/50(C)〕／２        --- (3)
の関係を満足することを特徴とする、電動パワーステアリングモータ用の無方向性電磁鋼板。
【請求項２】
鋼板が、さらに質量％で、Sb：0.005 〜0.1 ％, Sn：0.01〜0.5％, Cu：0.02〜0.5 ％およびNi：0.1 〜3.0 ％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする請求項１記載の無方向性電磁鋼板。
【請求項３】
高電圧バッテリー（42Ｖ以上）を有する車両のパワーステアリング用モータの鉄心用素材として用いることを特徴とする請求項１または請求項２記載の無方向性電磁鋼板。
【請求項４】
質量％で、Ｃ≦0.005 ％, Si：2.0 〜4.0 ％, Al：0.15〜2.0 ％, Mn：0.05〜1.0 ％, Ｐ：0.01〜0.2 ％, Ｓ≦0.005 ％およびＮ≦0.005 ％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延後、熱延板焼鈍を施したのちまたは施さずに、圧下率：60〜85％で冷間圧延を施して最終板厚に仕上げ、ついで 500〜800 ℃間の平均昇温速度：20℃/s以上, 鋼板に対する付与張力：２ MPa以下、焼鈍温度：850 〜1050℃の条件で再結晶焼鈍を施したのち、冷却速度：25℃/s以下で冷却することを特徴とする、電動パワーステアリングモータ用の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
鋼スラブが、さらに質量％で、Sb：0.005 〜0.1 ％, Sn：0.01〜0.5 ％, Cu：0.02〜0.5 ％およびNi：0.1 〜3.0 ％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする請求項４記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、低回転でかつ高トルクが要求されるモータ、例えば高電圧バッテリー（42Ｖ以上）を有する車両に積載される電動パワーステアリング用モータの鉄心素材に用いて好適な、高調波重畳時の鉄損劣化が少なく、かつ磁気異方性が小さい無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
現在、自動車においては、大衆車クラスで20個弱、高級車クラスでは50個以上のモータが使われており、今後もその使用数は増加する傾向にある。
自動車用モータに求められる特性は、 (1)低騒音、(2) 小型・軽量、(3) 高応答・高分解能、(4) 低コストなどであるが、モータを構成するコアやステータ素材については、通常、コスト重視の観点からＳＰＣＣ（JIS G 3141に定められている一般用冷延鋼板）クラスの冷延鋼板が用いられている。
【０００３】
ところで, 自動車の電源システムには、現在14Ｖ系が使われているが、搭載されるエレクトロニクス機器が増大し、また制御においても機械的制御から電気的制御へと変化しているため、14Ｖの電源システムでは出力不足になりつつある。しかしながら、上記の問題は、14Ｖよりも高い電圧の電気系統を導入することによって解決することができる。その候補として挙がっているのが42Ｖ系で、現在、アメリカ、ヨーロッパおよび日本など世界各地で、その研究・開発が進められている。
【０００４】
なお、ガソリンエンジンとモーターを組み合わせた動力源で、電気自動車のような外部充電を必要としない、低燃費で環境問題に対応したハイブリッド自動車であるトヨタのプリウス（登録商標）のモータ入力電圧は 288Ｖ、ホンダのインサイト（登録商標）のモータ入力は 144Ｖであるが、42Ｖ系の電源を用いれば簡易ハイブリッド車の製造が可能であり、環境問題への対応からも、その動きが生じつつある。
【０００５】
一方、バッテリーの高電圧化に対応して、自動車のパワーステアリングシステムを電動化することが検討されている。従来のパワーステアリングシステムでは、エンジンの動力を利用した油圧ポンプによって操舵が補助されていたが、この場合には、油圧ポンプは常に駆動されているため、操舵時以外にもエネルギーが消費され、その分エンジンの燃費の悪化を招くという問題があった。
このような無駄を解消するために、モータによって操舵を補助する電動パワーステアリングシステムの開発が進められている。このシステムでは、コーナリング時等の操舵補助が必要な時にのみモータに電流を流してパワーをアシストすれば良いため, 油圧システムに比べると燃費が２〜３％程度向上する。
【０００６】
なお、軽自動車や小型車の一部では、電動パワーステアリングシステムが既に採用されているが、中型車や大型車では普及しておらず、実用化には至っていない。その理由は、中型車や大型車では、モータにより高トルクが要求されるため、従来の14Ｖ系の電源システムでは充分な出力を得ることが難しかったからである。
【０００７】
上述したとおり、電動パワーステアリングシステムでは、小型で、かつ低回転・高トルク特性を有するモータが必要とされるため、永久磁石を使用するＰＭモータやスイッチトリラクタンスモータ（ＳＲＭ）等の使用が検討されている。
例えば、低回転・高トルクが要求されるモータに使用して好適な鋼板として、特開2001−64756 号公報には、鋼板中のTi量を 20ppm以下にしてヒステリシス損を低減させる技術が開示されている。また、特開2001−73095 号公報には鋼板を再結晶焼鈍後に調質圧延することにより、特開2000−73096 号公報には鋼板の表面粗度を一定範囲に調整することにより、電動パワーステアリング用モータに好適な鋼板を提供する技術がそれぞれ開示されている。さらに、特開2001−123252号公報には、鋼板の結晶粒径と内部酸化層厚みを制御することによって、電動パワーステアリング用モータに好適な鋼板を提供する技術が開示されている。
【０００８】
上記した技術により、モータのトルクロスの低減や効率の上昇は達成されたものの、パワーステアリングに要求される操舵時の滑らかさは、依然、従来の油圧ポンプを用いた場合に比べて劣っていた。滑らかさを達成するためには、モータのトルク脈動（コギングトルクやリプルトルク）を低減することが必要である。これにより、モータ回転時のムラを抑制でき、操舵時の滑らかさを向上させることができる。また、特にＳＲＭを使用する場合には、騒音の低減も必要であるが、トルク脈動の低減が騒音の抑制にも有効に作用する。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、トルク脈動が小さく、電動パワーステアリングモータ用コア材料として優れた特性を有する無方向性電磁鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、トルク脈動に及ぼす素材鋼板の磁気特性の影響を詳細に検討した。その結果、トルク脈動の低減には、鋼板の磁気異方性を低減することが有効であるとの知見を得た。
【００１１】
また、小型モータは比較的高回転で使用されることが多く、その場合には、励磁磁束密度波形が歪んで高調波成分を含むようになるため、モータ効率の良否の目安となる磁気特性を、従来の標準的な50／60Hzでのエプスタインサイズ試料の鉄損値で評価することは不適切であり、例えば磁束密度：1.0 Ｔ，周波数：400Hzでの鉄損Ｗ10/400で表す方が好ましいと、最近報告されている。
しかしながら、電動パワーステアリング用モータは比較的低回転で使用されるために、高次高調波の影響は少なく、低次高調波の影響が多いと推定される。
【００１２】
さらに, 実際のモータでの鉄損を考えるには、高調波の重畳による鉄損劣化や二次元での回転鉄損を考慮する必要があることが従来から知られている。
そこで、低次（５，７次）高調波が鉄損に及ぼす影響を調査した結果、素材Si量を 2.0mass％以上にすると、高調波重畳時の回転鉄損の劣化量が少なくなり、モータ特性の向上につながることが見出された。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１３】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ≦0.005 ％, Si：2.0 〜4.0 ％, Al：0.15〜2.0 ％, Mn：0.05〜1.0 ％, Ｐ：0.01〜0.2 ％, Ｓ≦0.005 ％およびＮ≦0.005 ％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、さらに製品板試料の圧延方向（Ｌ方向）、圧延直角方向（Ｃ方向）および圧延方向に対して45°をなす方向（Ｄ方向）の磁化力Ｈ＝2000 A/mにおける磁束密度を、それぞれＢ20(L),  Ｂ20(C),  Ｂ20(D) とした時、これらが次式(1), (2)
〔Ｂ20(L) ＋Ｂ20(C) ＋２×Ｂ20(D) 〕／４≧ 1.55 （Ｔ）    --- (1)
Ｂ20(D) ≧ 0.96 ×〔Ｂ20(L) ＋Ｂ20(C) 〕／２            --- (2)
の関係を満足し、かつ磁束密度：1.5 （Ｔ）、周波数：50Hzの正弦波で、製品板試料のＬ方向, Ｃ方向およびＤ方向に磁化した時の鉄損を、それぞれＷ15/50(L), Ｗ15/50(C), Ｗ15/50(D)とした時、これらが次式(3)
Ｗ15/50(D)≦1.10×〔Ｗ15/50(L)＋Ｗ15/50(C)〕／２        --- (3)
の関係を満足することを特徴とする、高調波重畳時の鉄損劣化が少なく、かつ磁気異方性が小さい無方向性電磁鋼板。
【００１４】
２．鋼板が、さらに質量％で、Sb：0.005 〜0.1 ％, Sn：0.01〜0.5 ％, Cu：0.02〜0.5 ％およびNi：0.1 〜3.0 ％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする上記１記載の無方向性電磁鋼板。
【００１５】
３．高電圧バッテリー（42Ｖ以上）を有する車両のパワーステアリング用モータの鉄心用素材として用いることを特徴とする上記１または２記載の無方向性電磁鋼板。
【００１６】
４．質量％で、Ｃ≦0.005 ％, Si：2.0 〜4.0 ％, Al：0.15〜2.0 ％, Mn：0.05〜1.0 ％, Ｐ：0.01〜0.2 ％, Ｓ≦0.005 ％およびＮ≦0.005 ％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延後、熱延板焼鈍を施したのちまたは施さずに、圧下率：60〜85％で冷間圧延を施して最終板厚に仕上げ、ついで 500〜800 ℃間の平均昇温速度：20℃/s以上, 鋼板に対する付与張力：２ MPa以下、焼鈍温度：850 〜1050℃の条件で再結晶焼鈍を施したのち、冷却速度：25℃/s以下で冷却することを特徴とする、高調波重畳時の鉄損劣化が少なく、かつ磁気異方性が小さい無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１７】
５．鋼スラブが、さらに質量％で、Sb：0.005 〜0.1 ％, Sn：0.01〜0.5 ％, Cu：0.02〜0.5 ％およびNi：0.1 〜3.0 ％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする上記４記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明の解明経緯について説明する。
石田らの研究では、ブラシレスＤＣモータのステータコア・ティース部の誘導起電力波形を測定したところ、基本波（正弦波) に５次から７次の高調波に対応する強いパルスが重畳していて、そのために, モータの最大効率は50Hzでの鉄損ではなく、それより高い周波数（例えば 400Hz）での鉄損と強い相関を示したと報告されている（Influence of Core Material on Performance of BrushlessDC Motor〔SMIC'99 東京〕) 。
【００１９】
また、西岡らの研究では、三相誘導電動機・ティース部の磁束密度波形には、16, 18次の高調波成分が含まれていて、それらが鉄損に与える影響は大きいと報告されている（三相誘導電動機の鉄損解析〔電気学会マグネティックス研究会資料MAG-00-121〕）。
【００２０】
そこで、高調波の重畳が交番磁界下の鉄損に及ぼす影響を調べるために、表１に示す成分組成の無方向性電磁鋼板を、表２に示す条件に従って基本波（正弦波) に５次から19次の高調波を重畳させ、その際の鉄損変化について調査した。
【００２１】
【表１】
0003719183.tif 000002
【００２２】
【表２】
0003719183.tif 000003
【００２３】
得られた結果を図１に示す。
同図に示したとおり、一次電圧波形での重畳率を一定にした場合、高調波次数が低いほど鉄損劣化量は大きく、また成分中のSi量が多い素材ほど鉄損劣化量は少ないことが判る。
【００２４】
次に、発明者らは、従来, あまり報告例がない回転鉄損に及ぼす高調波重畳の影響についても調査を行った。
測定結果を図２に示す。
同図に示したとおり、５，７次の高調波が重畳した場合の鉄損劣化量は、図１に示した交番磁界下の鉄損劣化量よりかなり小さいことが判る。この場合も成分中のSi量が多い素材ほど鉄損劣化量は少なく、高調波重畳時の鉄損劣化を抑えるには、素材成分中のSi量は多い方が望ましいといえる。特に、Si量が3.05mass％と高い素材Ｃでは、５次高調波重畳時の鉄損劣化は極めて少なかった。
【００２５】
さらに、高調波の重畳無しの場合と５次高調波重畳時の場合における磁束密度ベクトルの軌跡について調べた結果を、図３に示す。
この場合、Ｌ，Ｃ方向の磁束密度は重畳無しの時より増大するが、Ｄ方向の磁束密度は低くなることが判る。このことも、５次高調波重畳時の回転鉄損の劣化量が、交番磁界下の５次高調波重畳時の鉄損劣化量よりも小さかった原因の一つと考えられる。それ故に、高調波重畳時の回転鉄損の劣化量は、Ｌ，Ｃ方向とＤ方向の鉄損の違いの影響を受けると推定できる。一般に、Ｄ方向の鉄損はＬ，Ｃ方向の鉄損に比べて劣っている。この原因の一つは、Ｄ方向の集合組織がＬ，Ｃ方向の集合組織より劣っていて、その磁束密度が低いことにある。
そこで, Ｄ方向とＬ，Ｃ方向の鉄損にも着目して、以下に述べる実験を行った。
【００２６】
質量％で、Ｃ≦0.005 ％, Si：0.5 〜3.5 ％, Al：0.15〜2.0 ％, Mn：0.05〜1.0 ％, Ｐ：0.01〜0.2 ％, Ｓ≦0.005 ％およびＮ≦0.005 ％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成範囲にある無方向性電磁鋼板の製品板を多数用意し、かかる製品板のＬ，Ｃ，Ｄ方向から試料を採取し、磁束密度：1.5 （Ｔ）、周波数：50Hzの交番磁界下における鉄損Ｗ15/50(L), Ｗ15/50(C), Ｗ15/50(D)を測定した。また、 500ＷのＰＭモータを試作してそのモータ効率を測定した。
得られた結果を、Ｗ15/50(L), Ｗ15/50(C), Ｗ15/50(D)を変数とする
Ｘ＝Ｗ15/50(D)／｛〔Ｗ15/50(L)＋Ｗ15/50(C)〕／２｝
という指標Ｘと素材中のSi量との関係で整理したところ、図４に示す結果が得られた。
【００２７】
すなわち、多くの場合、素材中のSi量が 2.0mass％以上で、かつＸ≦1.10の時に、モータ効率は92％以上の高い値が得られることが判った。しかしながら、上記の条件を満たす場合でも、モータ効率が低い場合があるので、それらの素材の磁気特性をＬ，Ｃ，Ｄ方向にて調べたところ、Ｄ方向の磁束密度Ｂ20(D) が, Ｌ方向の磁束密度Ｂ20(L) とＣ方向の磁束密度Ｂ20(C) の平均値の96％未満であり, Ｄ方向の磁束密度が、Ｌ，Ｃ方向の磁束密度の平均値より相当劣ってることが判明した。
【００２８】
以上から、低次（５，７次）高調波による鉄損劣化を抑制してモータ効率を向上させるには、素材中のSi量を 2.0mass％以上にし、かつ磁束密度：1.5 （Ｔ）、周波数：50Hzの正弦波で、試料のＬ方向, Ｃ方向およびＤ方向に磁化した時の鉄損Ｗ15/50(L), Ｗ15/50(C), Ｗ15/50(D)が
Ｗ15/50(D)≦1.10×〔Ｗ15/50(L)＋Ｗ15/50(C)〕／２        --- (3)
の関係を満たし、かつ、試料のＬ方向、Ｃ方向およびＤ方向の磁化力Ｈ＝2000 A/mにおける磁束密度Ｂ20(L),  Ｂ20(C),  Ｂ20(D) が
Ｂ20(D) ≧ 0.96 ×〔Ｂ20(L) ＋Ｂ20(C) 〕／２            --- (2)
の関係を満たす電磁鋼板を使用する必要があることが判明した。
【００２９】
なお、自動車の電源を14Ｖから42Ｖに移行したときの電装品・小型モータへの影響については、次のような推測が成り立つ。
すなわち、モータに要求される出力（Ｐ）は一定と考えられるので、Ｐ＝Ｖ（電圧）×Ｉ（電流）の関係から電圧が３倍になれば、電流は従来の1/3 で十分である。しかしながら、モータで発生する磁界（Ｈ）は、Ｈ＝ｎ（巻き数）×Ｉ（電流）であるため、電流が1/3 になると同じ強さの磁界を発生させるには巻き線数を３倍にする必要がある。巻き線数の増加は、コストアップやモータ銅損の増大につながる。巻き線数をさほど増やさずに、必要とする磁場を満たすためには永久磁石を使用することが考えられるが、永久磁石の使用は大幅なコストアップとなる。また、巻き線数および電流値を従来並にしたのでは、電源の高電圧化のメリットは充分には得られないことになる。
【００３０】
これらを回避するための別手段として、鉄心材料の磁束密度をアップする方法が挙げられる。これにより、従来よりモータで発生する磁界（Ｈ）が低くても高い磁束密度を確保できるので、巻き線数をさほど増やさずにコイルに流す電流を小さくでき、電源の高電圧化のメリットが充分に享受できることになる。これは、モータの動作条件の主範囲が鋼板の飽和磁束密度に近い値まで磁化される磁場領域ではなく、比較的低磁場領域である場合に特に有効である。
無方向性電磁鋼板の磁束密度を示す特性は、従来、磁化力Ｈ＝5000(A/m) の時の磁束密度（Ｂ50) で表されることが多いが、発明者らは、上述した点を考慮して、比較的低い磁化力Ｈ＝2000(A/m) の時の磁束密度（Ｂ20) に着目して検討を行った。すなわち、低磁化力である程度磁束密度の高い電磁鋼板を提供することができれば、特に自動車バッテリーの高電圧化に対応するモータの場合、モータの巻き線数および電流値設定の自由度が増し、モータ設計におけるフレキシビリティが増す利点があり、広い磁化力の範囲で高い磁束密度が得られるので、モータ効率が高くなるメリットがあると考えたからである。
上記の検討を基に、発明者らは、モータのトルク脈動に及ぼす鋼板の磁気異方性の影響について調査した。
【００３１】
質量％で、Ｃ≦0.005 ％, Si≧2.0 ％, Al：0.15〜2.0 ％, Mn：0.05〜1.0 ％, Ｐ：0.01〜0.2 ％, Ｓ≦0.005 ％, Ｎ≦0.005 ％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成範囲にある無方向性電磁鋼板の製品板を多数用意し、Ｌ，Ｃ，Ｄ方向から試料を採取して、磁気特性を調査した。その後、磁束密度：1.5 （Ｔ）、周波数：50Hzの正弦波で、試料のＬ方向、Ｃ方向およびＤ方向に磁化した時の鉄損Ｗ15/50(L), Ｗ15/50(C), Ｗ15/50(D)が
Ｗ15/50(D)≦1.10×〔Ｗ15/50(L)＋Ｗ15/50(C)〕／２        --- (3)
の関係を満たす製品板のみを用いて、  500 ＷのＳＲモータを試作してそのトルク脈動を測定した。
これらの結果を、Ｂ20(L),  Ｂ20(C),  Ｂ20(D) を変数とする
Ｙ＝〔Ｂ20(L) ＋Ｂ20(C) ＋２×Ｂ20(D) 〕／４
Ｚ＝Ｂ20(D) ／｛〔Ｂ20(L) ＋Ｂ20(C) 〕／２｝
という２つの指標で整理したところ、図５に示す結果が得られた。
すなわち、Ｙ≧1.55で、かつＺ≧0.96の時に、トルク脈動は 0.5％以下に減少することが判明した。
【００３２】
上記の結果から、素材成分中のSi量が 2.0mass％以上で、
〔Ｂ20(L) ＋Ｂ20(C) ＋２×Ｂ20(D) 〕／４≧ 1.55 （Ｔ）    --- (1)
Ｂ20(D) ≧ 0.96 ×〔Ｂ20(L) ＋Ｂ20(C) 〕／２            --- (2)
Ｗ15/50(D)≦1.10×〔Ｗ15/50(L)＋Ｗ15/50(C)〕／２        --- (3)
の特性を有する無方向性電磁鋼板を用いれば、トルク脈動が小さく、高いモータ効率が得られることになる。
【００３３】
そこで、上記したような特性を有する無方向性電磁鋼板を得るべく、無方向性電磁鋼板の製造条件を詳細に調べて、重回帰分析を行ったところ、上記の磁気特性を満たすには、素材成分、最終冷延圧下率、再結晶時の昇温速度、鋼板張力、焼鈍温度および冷却速度が大きく影響し、上記の特性を満足する無方向性電磁鋼板を安定して収率良く製造するためには、これらの要因を制御する必要があることが判明した。
【００３４】
すなわち、質量％で、Ｃ≦0.005 ％, Si：2.0 〜4.0 ％, Al：0.15〜2.0 ％,Mn：0.05〜1.0 ％, Ｐ：0.01〜0.2 ％, Ｓ≦0.005 ％およびＮ≦0.005 ％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延後、熱延板焼鈍を施したのちまたは施さずに、圧下率：60〜85％で冷間圧延を施して最終板厚に仕上げ、ついで 500〜800 ℃間の平均昇温速度：20℃/s以上, 鋼板に対する付与張力：２ MPa以下、焼鈍温度：850 〜1050℃の条件で再結晶焼鈍を施したのち、冷却速度：25℃/s以下で冷却することにより、磁気異方性およびトルク脈動が小さい、モータ効率に優れた無方向性電磁鋼板が安定して得られることが究明されたのである。
【００３５】
上記の製造条件によって、上掲した式(1), (2)および(3) の関係を満足する磁気特性の無方向性電磁鋼板を製造できる理由は、次のように考えられる。
上記の特性を満足させるためには、得られる集合組織を異方性の少ない等方的なものにし、かつ（１００）や（１１０）方位粒が多い集合組織にする必要がある。これらの制御因子として、素材成分、最終冷延圧下率、再結晶時の昇温速度、鋼板張力、焼鈍温度および冷却速度が有効に作用していると考えられる。
【００３６】
すなわち、Al≧0.15mass％とする必要があるのは、本調査範囲のAl量（Al＞0.01mass％）では、Al量が0.15mass％未満では微細な析出物が生成し易いためであり、比較的低磁場での磁束密度を高くするためには, 析出物に起因するヒステリシス損の増大は望ましくないからである。また、含有量が多すぎると連続鋳造においてモールドとの潤滑性が低下し鋳造が困難になるので、 2.0mass％以下で含有させるものとした。
また、Ｓ≦0.005 mass％とする必要があるのは、Ｓに起因する析出物の生成量を抑えることでヒステリシス損が低減すると共に、比較的低磁場での磁束密度を向上させることが可能となるためである。
【００３７】
また、最終冷延圧下率が60％未満では、再結晶焼鈍後に熱延時の未再結晶粒が残存し易くなり、均一で異方性の少ない集合組織が得られなくなる。一方、最終冷延圧下率が85％を超えると、再結晶後の集合組織に（１１１）が多くなり、高い磁束密度を得ることが難しくなる。
【００３８】
さらに、再結晶焼鈍時の昇温速度を20℃/s以上にすることで、（１１１）方位粒が減少し、（１００），（１１０）方位粒が増加する。また、鋼板張力を、２ MPa以下にすることで、鋼板幅方向（Ｃ方向）および45°方向（Ｄ方向）の磁気特性が向上する。すなわち、鋼板張力が２ MPaを超えると、鋼板長手方向（Ｌ方向）の磁気特性に比べて幅方向（Ｃ方向）および45°方向（Ｄ方向）の磁気特性が大幅に劣化する。さらに、焼鈍温度を 850〜1050℃にすることで結晶粒の大きさを最適化することができ、磁気特性の向上に有効に作用する。また、再結晶焼鈍後の冷却速度を25℃/sにすることで、冷却歪みが低減でき、特に45°方向（Ｄ方向）の磁気特性を向上させることができる。
【００３９】
次に、本発明において, 素材の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ≦0.005 ％
Ｃが 0.005％を超えると、磁気特性の時効劣化が顕著になるので、Ｃは 0.005％以下に限定した。
【００４０】
Si：2.0 〜4.0 ％
Siは、鋼の比抵抗を高くし鉄損を低下させる有用元素である。そして、低次高調波重畳時の鉄損劣化量を低くし、モータ効率を向上させるためには、前掲図４にも示したとおり、 2.0％以上添加する必要がある。ただし、添加量の増加と共に鋼板の飽和磁束密度は低下する。
また、本発明では、トルク脈動を低減するために磁化力Ｈ＝2000 A/mで、一定値以上の磁束密度を得る必要があるために、Si量の上限は 4.0％とした。
【００４１】
Al：0.15〜2.0 ％
Alは、Siと同様、鋼の比抵抗を高め鉄損を低減させる有用元素である。ここに、Al≧0.15％とする必要があるのは、本調査範囲のAl量（Al＞0.01％）では、Al量が0.15％未満では微細な析出物が生成し易いためであり、比較的低磁場での磁束密度を高くするためには、析出物に起因するヒステリシス損の増大は望ましくないからである。また、含有量が多すぎると連続鋳造においてモールドとの潤滑性が低下し鋳造が困難になるので、 2.0％以下で含有させるものとした。
【００４２】
Mn：0.05〜1.0 ％
Mnも、SiやAlほどではないが, 鋼の比抵抗を高め、鉄損を低減させる効果がある。また、熱間圧延性を改善し、かつ熱延時にＳを固定するために必要な元素でもある。しかしながら、含有量が0.05％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 1.0％を超えると飽和磁束密度の低下が顕著になるため、Mnは0.05〜1.0 ％の範囲に限定した。
【００４３】
Ｐ：0.01〜0.2 ％
Ｐは、粒界偏析により冷延再結晶後の集合組織を改善して磁束密度を向上させる有用元素である。しかしながら、過度の粒界偏析は粒成長性を阻害し鉄損を劣化させるので、上限は 0.2％とした。また、鋼板の強度を得るための必要量とした、下限は0.01％とした。
【００４４】
Ｓ≦0.005 ％
不純物の中でも特にＳは、析出物・介在物を形成して粒成長性を阻害するので、極力低減することが望ましい。特に含有量が 0.005％を超えると低磁場での磁束密度に影響し、それを低下させる方向に作用するので、Ｓは 0.005％以下に制限した。
【００４５】
Ｎ≦0.005 ％
Ｎは、0.005 ％を超えるとヒステリシス損を増大させ、また低磁場での磁束密度を低下させる方向に作用するので、Ｎは 0.005％以下に制限した。
【００４６】
以上、必須成分について説明したが、本発明では、その他にも以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Sb：0.005 〜0.1 ％
Sbは、集合組織を改善して磁束密度を向上させるだけでなく、鋼板表層の酸窒化やそれに伴う表層微細粒の生成を抑制することによって磁気特性の劣化を防止すると共に、表面硬度の上昇を抑制して打ち抜き加工性を向上させる等、種々の作用効果を有する元素である。しかしながら、含有量が 0.005％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.1％を超えると結晶粒の成長性が阻害されて磁気特性の劣化を招くので、Sbは 0.005〜0.1 ％の範囲で含有させるものとした。
【００４７】
Sn：0.01〜0.5 ％
Snも、Sbと同様の添加効果を有する元素であるが、含有量が0.01％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.5％を超えると結晶粒の成長性が阻害され、磁気特性の劣化を招くので、Snは0.01〜0.5 ％の範囲で含有させるものとした。
【００４８】
Cu：0.02〜0.5 ％
Cuは、鋼板表層の酸窒化を抑制することによって、磁気特性の劣化を抑制する作用効果を有する元素である。しかしながら、含有量が0.02％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.5％を超えると結晶粒の成長性が阻害され、磁気特性の劣化を招くので, Cuは0.02〜0.5 ％の範囲で含有させるものとした。
【００４９】
Ni：0.1 〜3.0 ％
Niは、集合組織を改善して磁束密度を向上させる作用効果を有する元素である。しかしながら、含有量が 0.1％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 3.0％を超えて添加してもそれ以上の効果に少なく、むしろ圧延性の劣化を招くので、Niは 0.1〜3.0 ％の範囲で含有させるものしとた。
【００５０】
次に、本発明の製造方法について説明する。
上記の好適成分組成に調整した溶鋼を、転炉、電気炉などを用いる公知の方法で精錬し、必要があれば真空処理などを施したのち、通常の造塊法や連続鋳造法を用いてスラブを製造する。また、直接鋳造法を用いて 100mm以下の厚さの薄鋳片を直接製造してもよい。
【００５１】
得られたスラブを、通常の方法で加熱したのち、熱間圧延に供する。熱間圧延時の仕上げ圧延温度や巻取り温度等の熱延条件は特に規定しないが、省エネルギーの面からスラブ加熱は1250℃以下で行うことが望ましい。ただし、最終仕上げ板厚を考慮して, 最終冷延圧下率が60〜85％になるように熱延板の板厚を制御する必要がある。たとえば、最終仕上げ板厚が0.35mmの場合、熱延板の許容板厚は0.875mm 以上、2.33mm以下である。また、最終板厚が 0.2mmの場合、熱延板の許容板厚は0.5mm 以上、1.33mm以下である。
ついで、熱延板焼鈍を施し、または施さずに、上記範囲の圧下率で最終板厚まで冷間圧延する。
ここに、最終冷延における圧下率を60〜85％の範囲にしたのは、圧下率が60％に満たないと、再結晶焼鈍後に熱延時の未再結晶粒が残存し易くなり、均一で異方性の少ない集合組織が得られなくなり、一方、圧下率が85％を超えると、再結晶後の集合組織に（１１１）が多くなり、高い磁束密度を得ることが難しくなるからである。
【００５２】
その後 500〜800 ℃間の平均昇温速度を20℃/s以上、鋼板張力を２MPa 以下にして、 850〜1050℃の温度範囲で再結晶焼鈍を行ったのち、冷却速度：25℃/s以下で冷却することで、本発明の鋼板を得ることができる。
ここに、再結晶焼鈍時における 500〜800 ℃間の平均昇温速度を20℃/s以上としたのは、平均昇温速度を20℃/s以上にすることによって、（１１１）方位粒が減少し、（１００），（１１０）方位粒が増加するからである。また、鋼板張力を２ MPa以下としたのは、鋼板張力を２ MPa以下とすることによって、鋼板幅方向（Ｃ方向）および45°方向（Ｄ方向）の磁気特性が向上するからである。この点、鋼板張力が２ MPaを超えると、鋼板長手方向（Ｌ方向）の磁気特性に比べて幅方向（Ｃ方向）および45°方向（Ｄ方向）の磁気特性の大幅な劣化を招く。さらに、焼鈍温度を 850〜1050℃とし、かつその後の冷却速度を25℃/s以下としたのは、焼鈍温度を 850〜1050℃とすることによって結晶粒の大きさを最適化することができ、磁気特性の向上に有効に寄与するからであり、また、再結晶焼鈍後の冷却速度を25℃/sにすることで、冷却歪みが低減でき、特に45°方向（Ｄ方向）の磁気特性を向上させることができるからである。
なお、上記の再結晶焼鈍に引き続いて、既知のコーティング処理を行っても良いのはいうまでもない。
【００５３】
【実施例】
実施例１
表３に示す成分組成になる鋼スラブを用意し、ガス加熱炉により1100℃に加熱したのち、熱間圧延により板厚：0.8 〜3.0 mmの熱延板とした。ついで、この熱延板を１回の冷間圧延にて最終板厚：0.35mmに仕上げたのち、 500〜800 ℃間の平均昇温速度、鋼板に対する付与張力および焼鈍温度を表４に示すように種々に変更して、30秒の再結晶焼鈍（仕上げ焼鈍）を行ったのち、同じく表４に示す冷却速度で冷却した。
かくして得られた製品板から、圧延方向（Ｌ方向），圧延直角方向（Ｃ方向）および圧延方向に対して45°をなす方向（Ｄ方向）のエプスタイン試験片を採取し、磁気特性を測定した。さらに、 700ＷのＰＭモータを試作してそのトルク脈動を測定した。なお、トルク脈動が 0.5％以下であれば、これらの特性はそれぞれ良好といえる。
かくして得られた結果を表５に示す。
【００５４】
【表３】
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【００５５】
【表４】
0003719183.tif 000005
【００５６】
【表５】
0003719183.tif 000006
【００５７】
表５から明らかなように、素材特性が本発明で規定した関係を満足する発明例はいずれも、良好なトルク脈動が得られている。
【００５８】
実施例２
表６に示す成分組成になる鋼スラブを、ガス加熱炉により1100℃に加熱したのち、熱間圧延により 2.0mm厚の熱延板とした。引き続き、1000℃，30秒の熱延板焼鈍後、１回の冷間圧延にて最終板厚：0.35mmに仕上げた。ついで 500〜800 ℃間の平均昇温速度、鋼板に対する付与張力および焼鈍温度を表７に示すように種々に変更して、30秒の再結晶焼鈍（仕上げ焼鈍）を行ったのち、同じく表７に示す冷却速度で冷却した。
かくして得られた製品板から、圧延方向（Ｌ方向）、圧延直角方向（Ｃ方向）および圧延方向に対して45°をなす方向（Ｄ方向）のエプスタイン試験片を採取し、磁気特性を測定した。さらに、 700ＷのＰＭモータを試作してそのトルク脈動を測定した。
かくして得られた結果を表８に示す。
【００５９】
【表６】
0003719183.tif 000007
【００６０】
【表７】
0003719183.tif 000008
【００６１】
【表８】
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【００６２】
表８から明らかなように、素材特性が本発明で規定した関係を満足する発明例はいずれも、良好なトルク脈動が得られている。
【００６３】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、高調波重畳時の鉄損劣化が少なく、かつ磁気異方性が小さい無方向性電磁鋼板を安定して得ることができる。
従って、本発明の無方向性電磁鋼板を用いれば、トルク脈動が小さい、優れた特性を有する電動パワーステアリング用モータを得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  交番磁界下において、高調波の重畳が鉄損に及ぼす影響を示す図である。
【図２】  回転鉄損に及ぼす高調波重畳の影響を示す図である。
【図３】  高調波の重畳がない場合および５次高調波重畳時の場合における回転磁界・磁束密度ベクトルの軌跡を示す図である。
【図４】  素材中のSi量および製品板の磁気特性（Ｘ＝Ｗ15/50(D)／｛〔Ｗ15/50(L)＋Ｗ15/50(C)〕／２｝とモータ効率との関係を示す図である。
【図５】  製品板の磁気特性（Ｙ＝〔Ｂ20(L) ＋Ｂ20(C) ＋２×Ｂ20(D) 〕／４およびＺ＝Ｂ20(D) ／｛〔Ｂ20(L) ＋Ｂ20(C) 〕／２｝）とトルク脈動との関係を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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