(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｍｎ：０．０５％以上４．０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｐ：０．２０％以下、Ｓｎ：０．００５％以上０．２％以下、Ｓｂ：０．００５％以上０．２％以下、Ｃｕ：０．０２％以上２．０％以下、Ｎｉ：０．０２％以上１．０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる化学組成を有する母鋼板を有し、前記母鋼板表面におけるＣｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、およびＳｂの濃度が、下記式（１）を満足することを特徴とする無方向性電磁鋼板。
（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／（［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）＞１．０            （１）
（ここで、式中の［Ｘ］は質量％で表した母鋼板表面における元素Ｘの濃度を示す。）
ことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
【請求項２】
前記Ａｌ含有量が質量％で０．０１０％以下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。
【請求項３】
請求項１または請求項２に記載の無方向性電磁鋼板を製造する無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
前記化学組成を有するスラブを、加熱炉雰囲気中の酸素濃度を２体積％以上とする加熱炉で１０００℃以上１２５０℃以下の温度に加熱するスラブ加熱工程と、
前記加熱後のスラブに熱間圧延を施し、最終圧延パス後に水冷して６５０℃以下の温度でコイル状に巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に熱延板焼鈍および酸洗を施す熱延板焼鈍・酸洗工程と、
前記熱延板焼鈍・酸洗工程により得られた熱延焼鈍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延鋼板に仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程と、
を有することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、磁気特性に優れかつ高強度の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、エアコンのコンプレッサーモータ、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など、高いエネルギー効率と小型・高出力化と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。
【背景技術】
【０００２】
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。
【０００３】
特にハイブリッド自動車や電気自動車等の駆動モータでは、小型化に伴うトルク低下を補償するために、回転数を増加させる手段が取られている。そして、回転数を増加させると、鋼板に印加される磁場の周波数が増加し鉄損が増加するため、鉄心材料である無方向性電磁鋼板には、高い周波数における鉄損（高周波鉄損）を低減することが求められている。また、回転数を増加させるために、高速回転でも変形や疲労破壊しない強度が求められている。さらに、ハイブリッド自動車や電気自動車等の駆動モータの効率を高めるためには、駆動モータの十分な冷却が必要とされる。
【０００４】
高周波鉄損を低減する手段としては、板厚の薄手化、ＳｉやＡｌなどの合金元素含有量の増加による高比抵抗化、ＳｂやＳｎなどの添加による集合組織制御、および鋼板の高純度化などが採用されてきた。しかしながら、鉄損を低減するために、ＳｂやＳｎを母鋼板に添加すると、打ち抜きや加工による歪を除去する目的で歪取焼純を行った後に母鋼板の被膜密着性が低下することがある。この結果、母鋼板表面から絶縁被膜が剥離して駆動モータの冷却に用いる冷媒に混入することによって、冷却性能を劣化させることがある。
【０００５】
これに対し、特許文献１では、縁被膜下のサブスケール量が酸素目付量で１．３ｇ／ｍ２以下で、かつ絶縁被膜の目付量が、絶縁被膜の種類が無機または有機無機複合被膜の場合は０．１〜４．０ｇ／ｍ２、有機被膜の場合は０．１〜１２ｇ／ｍ２であることが有効であるとしている。また、特許文献２では、母鋼板表面におけるＳｂおよびＳｎ濃度を規定することによって、母鋼板表面に形成される絶縁被膜が剥離しにくい優れた被膜密着性を有し、かつ磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を提供している。これにより、母鋼板表面から絶縁被膜がはく離して冷媒に混入し、冷却性能を劣化させることを回避している。さらに、特許文献３では、母鋼板表面におけるＳｂ、Ｓｎ、およびＡｌの濃度を規定することによって、歪取焼純時の酸化による耐食性の劣化を抑制でき、歪取焼純後の耐食性および磁気特性の双方に優れた無方向性電磁鋼板を提供している。これにより、母鋼板での錆の発生を回避するとしているが、被膜の密着性については効果が十分でない。
【０００６】
しかしながら、特許文献１および２に記載の無方向性電磁鋼板では、ハイブリッド自動車や電気自動車等の駆動モータの長期運転時において、母鋼板表面から絶縁被膜がはく離することを回避するのに十分な程度には、母鋼板表面に形成される絶縁被膜の被膜密着性が優れたものではなかった。このため、ハイブリッド自動車や電気自動車等の駆動モータの長期運転時には、母鋼板表面から絶縁被膜がはく離して冷媒に混入し、冷却性能を劣化させるといった問題が依然として生じるおそれがある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００１−２７９４００号公報
【特許文献２】特開平８−２９１３７５号公報
【特許文献３】特開２００３−２９３１０１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであり、高周波鉄損を低減するためにＳｂやＳｎを母鋼板に添加するのに際して、ＳｂおよびＳｎが母鋼板表面に偏析して母鋼板表面に形成される絶縁被膜の被膜密着性を低下する作用を無害化することによって、ハイブリッド自動車や電気自動車等の駆動モータの長期運転時において、母鋼板表面から絶縁被膜がはく離することを回避するのに十分な程度に、母鋼板表面に形成される絶縁被膜の被膜密着性を優れたものと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を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、上記課題を解決すべく、ＳｂおよびＳｎと共に他の元素を母鋼板表面に偏析させた場合について、母鋼板表面に形成される絶縁被膜の被膜密着性の変化について鋭意研究を行った。その結果、ＳｂおよびＳｎと共にＣｕおよびＮｉを母鋼板表面に偏析させれば、母鋼板表面に偏析したＳｂおよびＳｎによる絶縁被膜の被膜密着性の低下作用を打ち消して、母鋼板表面に形成される絶縁被膜の被膜密着性をより優れたものできることを見出した。
【００１０】
本発明はこれらの知見を元になされたものであり、その要旨は、質量％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｍｎ：０．０５％以上４．０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｐ：０．２０％以下、Ｓｎ：０．００５％以上０．２％以下、Ｓｂ：０．００５％以上０．２％以下、Ｃｕ：０．０２％以上２．０％以下、Ｎｉ：０．０２％以上１．０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる化学組成を有する母鋼板を有することを特徴とする無方向性電磁鋼板である。
【００１１】
また、他の要旨は、上述の無方向性電磁鋼板であって、上記Ａｌ含有量が質量％で０．０１０％以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板である。
【００１２】
また、他の要旨は、上述の無方向性電磁鋼板であって、上記母鋼板表面におけるＣｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、およびＳｂの濃度が、下記式（１）を満足することを特徴とする無方向性電磁鋼板である。
（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／（［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）＞１．０            （１）
（ここで、式中の［Ｘ］は質量％で表した母鋼板表面における元素Ｘの濃度を示す。）
【００１３】
さらに、他の要旨は、上述の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、上述の化学組成を有するスラブを、加熱炉雰囲気中の酸素濃度を２体積％以上とする加熱炉で１０００℃以上１２５０℃以下の温度に加熱するスラブ加熱工程と、上記加熱後のスラブに熱間圧延を施し、最終圧延パス後に水冷して６５０℃以下の温度でコイル状に巻き取る熱間圧延工程と、上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に熱延板焼鈍および酸洗を施す熱延板焼鈍・酸洗工程と、上記熱延板焼鈍・酸洗工程により得られた熱延焼鈍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延鋼板に仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程と、を有することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法である。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、ハイブリッド自動車や電気自動車等の駆動モータの長期運転時において、母鋼板表面から絶縁被膜がはく離することを回避するのに十分な程度に、母鋼板表面に形成される絶縁被膜の被膜密着性を優れたものと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ができる。本発明により得られる無方向性電磁鋼板は、電気機器の小型、高出力、高エネルギー効率化に極めて効果的であり、その工業的価値は極めて高い。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下、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。
【００１６】
Ａ．無方向性電磁鋼板
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説明する。
【００１７】
１．化学組成
まず、本発明の無方向性電磁鋼板における母鋼板の化学組成の限定理由について説明する。以下において、各成分の含有量は質量％での値である。
【００１８】
（１）Ｃ
Ｃは、不純物として含有され、含有量が０．００４％を超えると微細な炭化物が析出して鉄損の増加が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．００４％以下とする。また、この観点から、Ｃ含有量は好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下とする。
【００１９】
（２）Ｓｉ
Ｓｉは、比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。また、鋼板の強度を向上させるのにも有効である。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有させると飽和磁束密度を減少させ、鋼の脆化および仕上焼鈍温度の上昇を招き、さらにはコストを増加させる。これらの観点から、Ｓｉ含有量は２．０％以上４．０％以下とする。また、これらの観点から、Ｓｉ含有量は好ましくは２．５％以上、より好ましくは３．０％以上とし、Ｓｉ含有量は好ましくは３．５％以下とする。
【００２０】
（３）Ａｌ
Ａｌは、Ｓｉと同様に比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、Ａｌを過剰に含有させると飽和磁束密度を減少させることになり、磁束密度の点から不利となる。これらの観点から、Ａｌ含有量は２．０％以下とする。また、母鋼板表面に形成されるＡｌ酸化物被膜は、母鋼板表面に形成される絶縁被膜の被膜密着性を低下させる。このため、母鋼板表面に形成される絶縁被膜の被膜密着性を向上させるために、母鋼板表面においてＡｌ酸化物被膜の形成を抑制してＳｉ酸化物被膜が形成され易くなるように、Ａｌ含有量を低減することが好ましい。この観点から、Ａｌ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。
【００２１】
（４）Ｍｎ
Ｍｎは、Ｓｉ、Ａｌと同様に比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、Ｍｎを過剰に含有させると飽和磁束密度を減少させることになり、磁束密度の点から不利となる。これらの観点から、Ｍｎ含有量は０．０５％以上４．０％以下とする。また、これらの観点から、Ｍｎ含有量は好ましくは３．０％以下、より好ましくは２．０％以下とする。
【００２２】
（５）Ｓ
Ｓは、含有量が０．００５％を超えるとＭｎＳなどの硫化物が多数析出して鉄損の増加が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。また、これらの観点から、Ｓ含有量は好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下とする。
【００２３】
（６）Ｎ
Ｎは、含有量が０．００４％を超えると窒化物の増加により鉄損の増加が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．００４％以下とする。
【００２４】
（７）Ｐ
Ｐは、Ｓｉと同様に鋼板の強度を向上させるのに有効な元素である。ただし、過剰に含有させると鋼の脆化を招く。この観点から、Ｐ含有量は０．２０％以下とする。Ｐは、母鋼板表面に偏析する時に偏析サイトがＳｎおよびＳｂと競合するため、Ｐを母鋼板表面に偏析させることにより、ＳｎおよびＳｂの母鋼板表面への偏析を抑制して、母鋼板表面に形成される絶縁被膜の被膜密着性の低下を抑制する効果が得られる。このため、母鋼板表面に形成される絶縁被膜の被膜密着性を向上させるために、Ｐが母鋼板表面に偏析するようにＰを含有させることが好ましい。この観点から、Ｐ含有量は０．０５％以上０．２０％以下とすることが好ましい。さらに、この観点から、Ｐ含有量は０．１０％以上０．２０％以下とすることがより好ましい。
【００２５】
（８）Ｓｎ
Ｓｎは、電磁鋼板の集合組織を改善し鉄損を低減する効果があるので含有させる。また、水素を含む窒素雰囲気中で高温に加熱されるとき、鋼の表面からの窒素の侵入を防止し、ＡｌＮが形成されるのを抑止することによる鉄損低減効果もある。また、Ｓｎを含有させると、母鋼板表面に偏析して濃化することにより、母鋼板表面に形成される絶縁被膜の被膜密着性を低下させるものの、後述のＣｕおよびＮｉによる被膜密着性低下を打ち消す作用によって、被膜密着性の低下が抑制される効果が得られる。しかしながら、Ｓｎを過剰に含有させると、後述のＣｕおよびＮｉによる被膜密着性低下を打ち消す作用にもかかわらず、被膜密着性の低下を免れることはできない。また、Ｓｎを過剰に含有させると結晶粒成長を阻害することになる。これらの観点から、Ｓｎ含有量は０．００５％以上０．２％以下とする。また、これらの観点から、Ｓｎ含有量は好ましくは０．０３％以上とし、Ｓｎ含有量は好ましくは０．１０％以下とする。
【００２６】
（９）Ｓｂ
Ｓｂは、鉄損の改善の効果があるので含有させる。この効果は、水素を含む窒素雰囲気中で高温に加熱されるとき、鋼の表面からの窒素の侵入を防止し、ＡｌＮが形成されるのを抑止することによると考えられる。また、Ｓｂを含有させると、母鋼板表面に偏析して濃化することにより、母鋼板表面に形成される絶縁被膜の被膜密着性を低下させるものの、後述のＣｕおよびＮｉによる被膜密着性低下を打ち消す作用によって、被膜密着性の低下が抑制される効果が得られる。しかしながら、Ｓｂを過剰に含有させると、後述のＣｕおよびＮｉによる被膜密着性低下を打ち消す作用にもかかわらず、被膜密着性の低下を免れることはできない。また、Ｓｂを過剰に含有させると結晶粒成長を阻害することになる。これらの観点から、Ｓｂ含有量は０．００５％以上０．２％以下とする。また、これらの観点から、Ｓｂ含有量は好ましくは０．０１％以上とし、Ｓｂ含有量は好ましくは０．１０％以下とする。
【００２７】
（１０）Ｃｕ
Ｃｕは、ＳｎおよびＳｂと共に母鋼板表面に偏析して濃化することにより、表面に偏析したＳｎおよびＳｂによる被膜密着性低下を打ち消す作用がある。また、Ｃｕは、鋼板の強度を向上させる効果もある。このため、Ｃｕを含有させる。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると熱間圧延後の母鋼板表面で疵が発生し、製品の歩留まり低下を招く。これらの観点から、Ｃｕ含有量は０．０２％以上２．０％以下とする。また、これらの観点から、Ｃｕ含有量は好ましくは０．０５％以上１．０％以下とする。
【００２８】
（１１）Ｎｉ
Ｎｉは、ＳｎおよびＳｂと共に母鋼板表面に偏析して濃化することにより、表面に偏析したＳｎおよびＳｂによる被膜密着性低下を打ち消す作用がある。また、鉄損の改善の効果がある。このため、Ｎｉを含有させる。しかしながら、Ｎｉを過剰に含有させても、これらの作用および効果は飽和してコスト的に不利になるばかりか、鋼の脆化を招く。これらの観点から、Ｎｉ含有量は０．０２％以上１．０％以下とする。また、これらの観点から、Ｎｉ含有量は好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上とし、Ｎｉ含有量は好ましくは０．５％以下とする。
【００２９】
（１２）Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭ
Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭは、介在物の形態制御に有効な元素であり、結晶粒の成長を促進する作用を通じて鉄損低減に有効に作用する。したがって、Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭが、Ｆｅの一部に代えて含有されていてもよい。しかしながら、いずれの元素もその含有量を０．０１％超としても、上記作用による効果は飽和してコスト的に不利になる。したがって、Ｃａ含有量は０．０１％以下、Ｍｇ含有量は０．０１％以下、ＲＥＭ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ含有量は０．００５％以下、Ｍｇ含有量は０．００５％以下、ＲＥＭ含有量は０．００５％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素の含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
【００３０】
（１３）残部
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
不可避的不純物のうち粒成長性に悪影響を及ぼすＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｓｅは極力低減することが望ましく、それぞれ０．００８％以下とすることが好ましい。
【００３１】
２．母鋼板表面におけるＣｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、およびＳｂの濃度の関係
次に、本発明の母鋼板表面におけるＣｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、およびＳｂの濃度の関係について説明する。
【００３２】
上述の通り、ＳｎおよびＳｂは母鋼板表面に偏析しやすく、母鋼板表面に偏析して濃化することにより、母鋼板表面に形成される絶縁被膜の被膜密着性を低下させる。しかしながら、上述の通り、ＣｕおよびＮｉは、ＳｎおよびＳｂと共に母鋼板表面に偏析して濃化することにより、その被膜密着性低下を打ち消す作用がある。
その作用を発揮させるには、母鋼板表面におけるＳｎおよびＳｂの合計濃度に対するＣｕおよびＮｉの合計濃度の比率を高めることが好ましいが、具体的には、母鋼板表面におけるＣｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、およびＳｂの濃度が、下記式（１）を満足することが好ましく、下記式（１−２）を満足することがより好ましい。
（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／（［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）＞１．０            （１）
（ここで、式中の［Ｘ］は質量％で表した母鋼板表面における元素Ｘの濃度を示す。）
（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／（［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）＞１．５            （１−２）
（ここで、式中の［Ｘ］は質量％で表した母鋼板表面における元素Ｘの濃度を示す。）
【００３３】
ここで、本発明において、質量％で表した母鋼板表面における元素Ｘ（Ｘ＝Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ）の濃度［Ｘ］とは、グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ）を行うことによって測定される元素Ｘの発光強度ＳｘおよびＢｘを用いて求められる濃度を意味する。具体的には、発光強度ＳｘおよびＢｘは、ＧＤＳによって母鋼板最表面から板厚深さ方向に元素Ｘの定量分析を行ったときの元素Ｘの発光強度から求められ、発光強度Ｓｘは母鋼板最表面から１μｍ深さ位置までの分析における元素Ｘの最大発光強度を意味し、発光強度Ｂｘは母鋼板最表面から１０μｍの深さ位置での元素Ｘの発光強度を意味する。そして、質量％で表した母鋼板表面における元素Ｘの濃度［Ｘ］は、ＳｘおよびＢｘを用いて下記式（２）により求められる。ただし、発光強度ＳｘをＧＤＳによって求めるときに、ＧＤＳ分析開始後鋼板最表面から０．１μｍの深さ位置までに得られる発光強度情報は定量分析精度が低いので考慮しない。
［Ｘ］＝Ｓｘ／Ｂｘ×（母鋼板中の元素Ｘの含有量）                （２）
【００３４】
３．母鋼板の板厚
本発明は、本質的に高周波の低鉄損を達成することを前提としている。そのため母鋼板の板厚は０．３０ｍｍ以下とする。一方、過度の薄手化は平坦度劣化による極端な占積率低下や鉄心の生産性低下を招く場合があるので、母鋼板の板厚は０．１０ｍｍ以上とする。
【００３５】
４．絶縁被膜
本発明の無方向性電磁鋼板は、鉄心における鋼板積層間での絶縁を図るために母鋼板表面に形成される絶縁被膜をさらに有するものでもよい。
母鋼板表面に形成される絶縁被膜は、鉄心における鋼板積層間での絶縁を図るために膜厚を確保する必要があるが、厚過ぎると被膜密着性が低下し剥がれ易くなる。これらの観点から、絶縁被膜の膜厚は０．１μｍ以上０．５μｍ以下とする。絶縁被膜の膜厚が０．５μｍを超えると被膜密着性が低下するのは、絶縁被膜の膜厚が０．５μｍを超える場合には、電磁鋼板をモータ鉄心に打ち抜き加工後に歪取り焼鈍する際、絶縁被膜に含まれる酸素が母鋼板表面と反応して新たな酸化被膜を形成することが原因であると推定される。
【００３６】
５．製造方法
本発明の無方向性電磁鋼板は、後述する無方向性電磁鋼板の製造方法により製造することが好適である。
【００３７】
Ｂ．無方向性電磁鋼板の製造方法
以下、本発明の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。本発明を特定するために必要な工程の条件は、スラブ加熱工程および熱間圧延工程に関するものである。これら以外の工程の条件についての以下の説明は、一般的な条件を参考までに示したものであり、その条件を充足しなかったとしても、本発明の効果を得ることは可能である。
【００３８】
１．スラブ加熱工程
スラブ加熱工程においては、上述の化学組成を有するスラブを、加熱炉雰囲気中の酸素濃度を２体積％以上とする加熱炉で１０００℃以上１２５０℃以下の温度に加熱する。
本発明において、ここで規定する温度はスラブの表面温度を意味し、スラブの表面温度とは、接触式の温度計あるいは放射温度計によって測定した温度を意味する。
【００３９】
加熱炉雰囲気は窒素、酸素、水蒸気、一酸化炭素、二酸化炭素を含むものであるが、加熱炉雰囲気中の酸素濃度を２体積％以上とするのは、スラブ表面の酸化スケール生成を促進すると同時にスラブ表面におけるＣｕおよびＮｉの濃度を高める効果が得られるために、最終製品の母鋼板表面におけるＣｕおよびＮｉの濃度の向上に繋がり、ＳｎおよびＳｂによる被膜密着性低下を抑制することに有効に作用するからである。また、１０００℃以上１２５０℃以下の温度に加熱するのは、１０００℃未満ではスラブ表面のスケール生成が不十分であり鋼板の表面性状が劣化し、冷延工程で破断の原因になる。また１２５０℃を超えるとスラブ中の硫化物が固溶し熱延中に微細析出して鉄損を劣化させるからである。これらの観点から、好ましくは、加熱温度を１０５０℃以上１２００℃以下とする。
【００４０】
２．熱間圧延工程
熱間圧延工程においては、上記加熱後のスラブに熱間圧延を施し、最終圧延パス後に水冷して６５０℃以下の温度でコイル状に巻き取る。
本発明において、ここで規定する温度は熱間圧延後の鋼板の表面温度を意味し、熱間圧延後の鋼板の表面温度とは、接触式の温度計あるいは放射温度計によって測定した温度を意味する。
【００４１】
最終圧延パス後に水冷して６５０℃以下の温度でコイル状に巻き取るのは、コイル状に巻き取る温度が６５０℃を超えると、母鋼板表面におけるスケール層が厚くなり酸洗でのスケール除去が困難になるからであり、スケール除去のために酸洗を強化すると母鋼板表面におけるＣｕおよびＮｉの濃度が低下し、ＳｎおよびＳｂによる被膜密着性低下を生じ易くなるからである。また、これ以外の熱間圧延工程の条件は、特に限定されるものではない。
【００４２】
３．熱延板焼鈍・酸洗工程
熱延板焼鈍・酸洗工程においては、上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に熱延板焼鈍および酸洗を施す。酸洗および熱延板焼鈍は順不同であり、酸洗後に熱延板焼鈍を施してもよく、熱延板焼鈍後に酸洗を施してもよい。
【００４３】
熱延板焼鈍の条件は、特に限定されるものではないが、熱延板焼鈍を施す際には、上記熱延鋼板を７００℃以上１１００℃以下の温度域に１分以上２４時間以下保持することが好ましい。上記熱延板焼鈍温度が、上記範囲を下回ると熱延鋼板に蓄積された歪みが開放されず後工程の冷間圧延で破断する可能性が高まるからであり、上記熱延板焼鈍時間が、上記範囲を下回ると同様の理由により冷間圧延で破断する可能性が高まるからである。また、上記熱延板焼鈍温度が上記範囲を超えると設備への付加が大きくなり、上記熱延板焼鈍時間が上記範囲を超えると生産性の劣化を招くからである。また、焼鈍雰囲気は母鋼板表面におけるスケール成長を抑制する観点から水素を含むことが好ましく、水素濃度を１０体積％以上とすることがより好ましい。さらに、焼鈍雰囲気はコスト面から主要ガスとして窒素を含むことが好ましい。熱延板焼鈍の方式は連続焼鈍式でもバッチ焼鈍式でも問題なく、熱延板焼鈍条件は、必要とされる磁気特性や生産効率に応じて焼鈍後の母鋼板における結晶組織を制御するために調整することが好ましい。例えば、磁束密度を向上させるためには、焼鈍後の母鋼板における結晶粒径が４０μｍ以上となるように焼鈍温度および焼鈍時間を調節することが好ましい。
【００４４】
一方、酸洗の条件は、特に限定されるものではないが、例えば、酸洗液の主成分を塩酸、温度を８０℃以上とする。
【００４５】
４．冷間圧延工程
冷間圧延工程においては、上記熱延板焼鈍・酸洗工程により得られた熱延焼鈍板に冷間圧延を施す。
【００４６】
冷延圧下率等の冷間圧延条件は、特に限定されるものではなく、通常の条件でよい。例えば、冷延圧下率は７０％以上とする。
【００４７】
５．仕上げ焼鈍工程
仕上げ焼鈍工程においては、上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に仕上げ焼鈍を施す。
【００４８】
仕上げ焼鈍条件は、特に限定されるものではなく、通常の条件でよい。例えば、目標とする鉄損に到達するように適切な結晶粒径制御の観点から温度、均熱条件を決定すればよい。焼鈍時の炉内張力は、鋼板に歪が入らないように５ＭＰａ未満とすることが好ましい。焼鈍雰囲気は、窒素−水素混合ガスを主成分とし酸化を極力抑制することが好ましい。
【００４９】
６．その他の工程
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記仕上げ焼鈍工程後に、上記仕上げ焼鈍工程により得られた鋼板表面にコーティング液を塗布し、焼き付けることによって、絶縁被膜を形成する絶縁被膜形成工程を有していてもよい。絶縁被膜形成条件およびコーティング液は、通常通りでよい。
【００５０】
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。
【実施例】
【００５１】
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。
【００５２】
（実施例１）
まず、下記表１に示す試料Ｎｏ．Ａ０１〜Ｃ１１の化学組成を有する鋼を真空溶解し、２５ｋｇインゴットに鋳造して１１５０℃に加熱後、４０ｍｍ厚の鋼片に鍛造した。次に、鋼片を、加熱炉雰囲気中の酸素濃度を２体積％以上とする加熱炉で表面温度にして１１５０℃に加熱した。次に、熱間圧延によって２．０ｍｍの板厚に仕上げた。熱間圧延は表面温度にして８５０℃の熱間圧延終了温度で終了した。次に、熱間圧延後の鋼板を水冷して表面温度にして６５０℃に１時間保持した後、空冷した。次に、空冷後の鋼板を、窒素雰囲気中において１０００℃に３０秒間保持して均熱する熱延板焼純を施してから、大気中で放冷した。次に、熱延板焼純後の鋼板を酸洗後に、冷間圧延によって０．２０ｍｍの板厚に仕上げた。次に、冷間圧延後の鋼板を脱脂後、窒素−水素混合雰囲気中において１０００℃に１０秒間保持して均熱する仕上げ焼純を施した。次に、仕上げ焼純後の鋼板表面に有機無機複合系のコーティング液を塗布し、焼き付けることによって、０．３μｍ厚の絶縁被膜を形成した。
【００５３】
このように得られた無方向性電磁鋼板について、母鋼板表面におけるＳｎおよびＳｂの合計濃度に対するＣｕおよびＮｉの合計濃度の比率（（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／（［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］））を、母鋼板表面における元素Ｘ（Ｘ＝Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ）の濃度［Ｘ］［質量％］をグロー放電発光分光分析（ＧＤＳ）によって求め、それらの濃度から計算した。結果を下記表１に示す。
【００５４】
また、このように得られた無方向性電磁鋼板における母鋼板表面に形成された絶縁被膜に対して、１回目の剥離試験を行った。１回目の剥離試験では、直径１０ｍｍのステンレス棒に巻き付けように１８０度曲げ、さらに曲げ戻した鋼板表面（曲げ時に内側の面）にセロテープ（登録商標）を貼り剥離した後に、絶縁被膜の剥離の有無を目視で評価し、絶縁被膜が剥離した面積の割合を剥離率［％］として測定した。さらに、１回目の剥離試験の結果、絶縁被膜の剥離が無かった無方向性電磁鋼板に対しては、窒素雰囲気中において６００℃に２時間保持する熱処理を行った後に２回目の剥離試験を行った。２回目の剥離試験でも、直径１０ｍｍのステンレス棒に巻き付けように１８０度曲げ、さらに曲げ戻した鋼板表面（曲げ時に内側の面）にセロテープを貼り剥離した後に、絶縁被膜の剥離の有無および剥離率［％］を目視で評価した。これにより、母鋼板表面に形成された絶縁被膜の被膜密着性を評価した。結果を下記表１に示す。母鋼板表面に形成された絶縁被膜の被膜密着性の評価基準は、以下の通りである。
１：１回目の剥離試験では剥離無しで２回目の剥離試験でも剥離無し
０：１回目の剥離試験では剥離無しで２回目の剥離試験では剥離有り
−１：１回目の剥離試験での剥離率１０％以下
−２：１回目の剥離試験での剥離率１０％〜２０％
−３：１回目の剥離試験での剥離率２０％〜３０％
−４：１回目の剥離試験での剥離率３０％〜４０％
−５：１回目の剥離試験での剥離率４０％以上
【００５５】
また、このように得られた無方向性電磁鋼板からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行って降伏応力（ＹＳ）［ＭＰａ］を評価した。さらに、このように得られた無方向性電磁鋼板から５５ｍｍ角の単板試験片を打ち抜き、単板磁気測定器を用いて、鉄損Ｗ１０／４００［Ｗ／ｋｇ］（４００Ｈｚにて最大磁束密度１．０Ｔに交番励磁した場合の圧延方向の鉄損と圧延直角方向の鉄損の平均値）を測定した。結果を下記表１に示す。
【００５６】
【表１】
0006593097.tif 000002
【００５７】
上記表１に示されるように、試料Ｎｏ．Ａ０１〜Ａ０６では、ＣｕおよびＮｉが実質的に含有されていないために、ＳｎおよびＳｂ含有量が本発明で特定された範囲内となることにより被膜密着性が低下した。これに対して、試料Ｎｏ．Ａ０７〜Ａ１１では、ＣｕおよびＮｉ含有量が本発明で特定された範囲内となることにより、（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／（［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）が１．０より大きくなり、被膜密着性の低下が抑制された。また、試料Ｎｏ．Ａ１２〜Ａ１６では、ＳｎおよびＳｂの合計含有量が一定量である場合に、ＣｕおよびＮｉの合計含有量が大きくなっていくと、（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／（［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）が１．０となるあたりで被膜密着性が「−２」から「０」に向上したものの、ＣｕおよびＮｉの合計含有量に比例して被膜密着性が向上することはなかった。
【００５８】
また、試料Ｎｏ．Ｂ０１〜Ｂ０６では、Ａｌレスであるが、試料Ｎｏ．Ａ０１〜Ａ０６と同様に、ＣｕおよびＮｉが実質的に含有されていないために、ＳｎおよびＳｂ含有量が本発明で特定された範囲内となることにより被膜密着性が低下した。これに対して、試料Ｎｏ．Ｂ０７〜Ｂ１０では、試料Ｎｏ．Ａ０７〜Ａ１１と同様に、ＣｕおよびＮｉ含有量が本発明で特定された範囲内となることにより、（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／（［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）が１．０より大きくなり、被膜密着性の低下が抑制された。また、試料Ｎｏ．Ｂ０７〜Ｂ１０では、Ａｌレスであることにより、Ａｌレスではない試料Ｎｏ．Ａ０７〜Ａ１１と比較して、被膜密着性の低下が抑制される効果がより顕著になった。さらに、試料Ｎｏ．Ｂ１５とＢ１６の比較では、鋼板のＡｌ含有量のみが異なる事例であり、ＡｌレスであるＢ１５の方が被膜密着性が優位である事が分かった。また、試料Ｎｏ．Ｂ１１〜Ｂ１５では、Ａｌレスであるが、試料Ｎｏ．Ａ１２〜Ａ１６と同様に、ＳｎおよびＳｂの合計含有量が一定量である場合に、ＣｕおよびＮｉの合計含有量が大きくなっていくと、（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／（［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）が１．０となるあたりで被膜密着性が「−１」から「１」に向上したものの、ＣｕおよびＮｉの合計含有量に比例して被膜密着性が向上することはなかった。
【００５９】
さらに、試料Ｎｏ．Ｃ０１〜Ｃ１１では、試料Ｎｏ．Ａ０１〜Ａ１６と比較して、Ｐ含有量が大きくなっているが、ＳｎおよびＳｂ含有量が本発明で特定された範囲内となることにより被膜密着性が低下する点は変らなかった。また、試料Ｎｏ．Ｃ０１〜Ｃ１１では、Ｐ含有量が大きくなることにより、試料Ｎｏ．Ａ０１〜Ａ１６と比較して、ＣｕおよびＮｉ含有量が本発明で特定された範囲内となることにより被膜密着性の低下が抑制される効果がより顕著になった。
【００６０】
（実施例２）
まず、下記表２に示す化学組成を有する試料Ｎｏ．Ｅ０１〜Ｆ０５の鋼を真空溶解し、２５ｋｇインゴットに鋳造して１１５０℃に加熱後、４０ｍｍ厚の鋼片に鍛造した。
【００６１】
次に、下記表２に示す種々のスラブ加熱条件（加熱炉における表面温度での加熱温度および加熱炉雰囲気中の酸素濃度）にて、鋼片を加熱した。次に、熱間圧延によって２．０ｍｍの板厚に仕上げた。熱間圧延は表面温度にして８５０℃の熱間圧延終了温度で終了した。次に、熱間圧延後の鋼板を水冷して表面温度にして６５０℃に１時間保持した後、空冷した。
【００６２】
次に、空冷後の鋼板を、窒素雰囲気中において１０００℃に３０秒間保持して均熱する熱延板焼純を施してから、大気中で放冷した。次に、熱延板焼純後の鋼板を酸洗後に、冷間圧延によって０．２０ｍｍの板厚に仕上げた。次に、冷間圧延後の鋼板を脱脂後、窒素−水素混合雰囲気中において１０００℃に１０秒間保持して均熱する仕上げ焼純を施した。次に、仕上げ焼純後の鋼板表面に有機無機複合系のコーティング液を塗布し、焼き付けることによって、０．３μｍ厚の絶縁被膜を形成した。
【００６３】
このように得られた無方向性電磁鋼板について、母鋼板表面におけるＳｎおよびＳｂの合計濃度に対するＣｕおよびＮｉの合計濃度の比率（（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／（［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］））を、母鋼板表面における元素Ｘ（Ｘ＝Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ）の濃度［Ｘ］［質量％］をグロー放電発光分光分析（ＧＤＳ）によって求め、それらの濃度から計算した。結果を下記表２に示す。
【００６４】
また、このように得られた無方向性電磁鋼板における母鋼板表面に形成された絶縁被膜に対して、１回目の剥離試験を行った。１回目の剥離試験では、直径１０ｍｍのステンレス棒に巻き付けように１８０度曲げ、さらに曲げ戻した鋼板表面（曲げ時に内側の面）にセロテープを貼り剥離した後に、絶縁被膜の剥離の有無を目視で評価し、絶縁被膜が剥離した面積の割合を剥離率［％］として測定した。さらに、１回目の剥離試験の結果、絶縁被膜の剥離が無かった無方向性電磁鋼板に対しては、窒素雰囲気中において６００℃に２時間保持する熱処理を行った後に２回目の剥離試験を行った。２回目の剥離試験でも、直径１０ｍｍのステンレス棒に巻き付けように１８０度曲げ、さらに曲げ戻した鋼板表面（曲げ時に内側の面）にセロテープを貼り剥離した後に、絶縁被膜の剥離の有無および剥離率［％］を目視で評価した。これにより、母鋼板表面に形成された絶縁被膜の被膜密着性を評価した。結果を下記表２に示す。母鋼板表面に形成された絶縁被膜の被膜密着性の評価基準は、上述の通りである。
【００６５】
また、このように得られた無方向性電磁鋼板からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行って降伏応力（ＹＳ）［ＭＰａ］を評価した。さらに、このように得られた無方向性電磁鋼板から５５ｍｍ角の単板試験片を打ち抜き、単板磁気測定器を用いて、鉄損Ｗ１０／４００［Ｗ／ｋｇ］（４００Ｈｚにて最大磁束密度１．０Ｔに交番励磁した場合の圧延方向の鉄損と圧延直角方向の鉄損の平均値）を測定した。結果を下記表２に示す。
【００６６】
【表２】
0006593097.tif 000003
【００６７】
上記表２に示されるように、試料Ｎｏ．Ｅ０１、Ｅ０２、およびＦ０１では、スラブ加熱条件における酸素濃度が２体積％未満であることによって、（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／（［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）が低下して、被膜密着性が低下した。これは、酸素濃度が低いために、スラブ表面におけるＣｕおよびＮｉの濃度を高める効果が得られなかったからであると考えられる。
【００６８】
上記表２に示されるように、試料Ｎｏ．Ｅ０５およびＦ０５では、スラブ加熱条件における加熱温度が１２５０℃を超えることによって、鉄損Ｗ１０／４００が高くなった。これは、加熱温度が高いために、スラブ中の硫化物が固溶し熱延中に微細析出して鉄損を劣化させたからであると考えられる。