(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、
Ｓｉ：１．５〜７．０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：０．００１〜３．０ｍａｓｓ％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％（ただし、０．０１ｍａｓｓ％を除く）、
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であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
【請求項２】
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に記載の無方向性電磁鋼板。
【請求項３】
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または２に記載の無方向性電磁鋼板。
【請求項４】
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１〜３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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。
【背景技術】
【０００２】
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。
【０００３】
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。
【０００４】
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。
【０００５】
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。
【０００６】
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。
【０００７】
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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特許３８７０８９３号公報
【特許文献２】特許４１２６４７９号公報
【特許文献３】特許２５０００３３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
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。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
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。
【００１１】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．５〜７．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．００１〜３．０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％（ただし、０．０１ｍａｓｓ％を除く）、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であることを特徴とする無方向性電磁鋼板である。
【００１３】
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。
【００１４】
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。
【００１５】
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。
【００１６】
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。
【発明の効果】
【００１７】
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。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】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。
【図２】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。
【図３】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。
【図４】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。
【図５】Ｐ１２０／Ｆｅ７００と、鉄損Ｗ１０／８００との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
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。
【００２０】
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。
【００２１】
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。
【００２２】
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。
【００２３】
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。
【００２４】
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。
【００２５】
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。
【００２６】
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、粒界破段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。
【００２７】
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１０／８００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。
【００２８】
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。
【００２９】
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が低減するできることがわかる。
【００３０】
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。
【００３１】
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。
【００３２】
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、さらに好ましくは２．０ｍａｓｓ％以上、より好ましくは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。
【００３３】
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。
【００３４】
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。
【００３５】
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。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。
【００３６】
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。
【００３７】
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。
【００３８】
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、０．０１００ｍａｓｓ％以下に制限する。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。
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
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。
【００４２】
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。
【００４３】
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。
【００４４】
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、
【００４５】
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。
【００４６】
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。
【００４７】
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。
【００４８】
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。
【００４９】
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。
【００５０】
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。
【００５１】
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。
【００５２】
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。
【００５３】
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。
【００５４】
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。
【００５５】
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。
【実施例】
【００５６】
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。
【００５７】
【表１】
0005995002.tif 000002
【００５８】
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。
【００５９】
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。
【００６０】
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。
【００６１】
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。
【００６２】
【表２】
0005995002.tif 000003
【００６３】
【表３】
0005995002.tif 000004
【００６４】
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。
【産業上の利用可能性】
【００６５】
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。
【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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