(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｓｉ：０．５％以上１．５％以下、Ｍｎ：１．０％を超え３．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、不純物中のＣが０．００５％以下、Ｓが０．００５％以下、Ｎが０．００５％以下で、かつＳｉ、Ｍｎおよびｓｏｌ．Ａｌの関係が下記の(1)式および(2)式を満たし、鋼板表面のビッカース硬度Ｈｖが１６０を超え２２０以下である無方向性電磁鋼板。
３．０≦Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ＋０．６Ｍｎ≦６．０ ・・・・・ (1)
Ｓｉ≦ｓｏｌ．Ａｌ＋Ｍｎ ・・・・・・・・・・・・・・・・ (2)
ここで、式(1)および式(2)中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
【請求項２】
不純物としてのＴｉ含有量が０．００６質量％以下である請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
【請求項３】
質量％で、Ｓｉ：０．５％以上１．５％以下、Ｍｎ：１．０％を超え３．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、不純物中のＣが０．００５％以下、Ｓが０．００５％以下、Ｎが０．００５％以下で、かつＳｉ、Ｍｎおよびｓｏｌ．Ａｌの関係が下記の(1)式および(2)式を満たす鋼を用いて無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、下記ａ〜ｄの工程を有する無方向性電磁鋼板の製造方法。
３．０≦Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ＋０．６Ｍｎ≦６．０ ・・・・・ (1)
Ｓｉ≦ｓｏｌ．Ａｌ＋Ｍｎ ・・・・・・・・・・・・・・・・ (2)
ここで、式(1)および式(2)中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
ａ：鋼を１３００℃以下の温度に加熱し、熱間圧延をおこなった後、
ｂ：１回、または中間焼鈍をはさんで２回以上の冷間圧延をおこない、
ｃ：７００〜１１５０℃の温度範囲にて仕上げ焼鈍した後、
ｄ：有機物質または、有機物質および無機物質の混合物により鋼板の表面を被覆する。
【請求項４】
工程ａとｂとの間に下記の工程ｅを有する請求項３に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
ｅ：６５０〜１１００℃の温度範囲にて熱延板焼鈍をおこなう。
【請求項５】
不純物としてのＴｉ含有量が０．００６質量％以下の鋼を用いる請求項３または４に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、エアコンや冷蔵庫などのコンプレッサーモータ、電気自動車やハイブリッド自動車などの駆動用モータおよびスタータジェネレータなど、主として高効率モータに使用される、磁気特性および加工性に優れる無方向性電磁鋼板ならびにその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境問題がクローズアップされ、省エネルギーへの取り組みに対する要求は一段と高まってきている。これにともない、電気機器に多数使用されているモータの効率向上は極めて重要な課題となり、特に連続運転されることの多いエアコンや冷蔵庫のコンプレッサーモータに対して高効率化の要求が強い。
【０００３】
自動車についてもその燃費向上が積極的に推進されており、モータを駆動力として使用する電気自動車や、モータとガソリンエンジンあるいはモータとディーゼルエンジンを駆動力として併用するハイブリッド自動車の実用化が進められている。これらに用いられるモータも、限られたエネルギーの中で最大限の走行距離を確保するために、その効率向上は極めて重要である。
【０００４】
このように、地球環境問題の解決にはモータの高効率化が不可欠であり、その設計方針、制御技術などの変化から、鉄心材料としての無方向性電磁鋼板に要求される特性も、従来とは変化している。
【０００５】
エアコンや冷蔵庫のモータでは、モータ効率改善のために周波数を連続的に変化させることにより回転数を制御するインバータ駆動方式が主流となってきた。また、自動車の駆動用モータに関しても、自動車の走行速度に合わせてモータの回転数を低速回転から高速回転あるいはその逆へと常に変化させる必要があり、やはりインバータ駆動方式のモータが主流となってきた。これらのモータは従来の商用周波数（５０あるいは６０Ｈｚ）より高周波（１００〜１０００Ｈｚ）でかつ非正弦波、例えばＰＷＭ（パルス幅変調波）やＰＡＭ（パルス増幅変調波）などで使用されるため、鉄心素材には非正弦波での最適な高周波特性が求められる。
【０００６】
高周波域での鉄損低減には鋼板の固有抵抗増加による渦電流損失の低減が有効であり、例えば特開平１０−３２４９５７号公報に開示されているように、多量のＳｉを含有した無方向性電磁鋼板が使用されている。ところが、Ｓｉ含有量の多い鋼板はビッカース硬度の上昇を招き、打ち抜き加工性が不充分であった。したがって、Ｓｉ添加量の増加による鉄損低減は、モータ鉄心として用いるには実用面からの限界があった。
【０００７】
多量のＳｉを含有する無方向性電磁鋼板において打ち抜き加工性が不充分であるとは、鉄心形状に成形する連続打ち抜き工程で金型摩耗の進行が速く、打ち抜き端面の「かえり」が大きくなりやすいことをいう。
【０００８】
図１は、鋼板のビッカース硬度が打ち抜き加工性に及ぼす影響を示すグラフである。同図に示されるように、鋼板のビッカース硬度Ｈｖが高いと金型摩耗が著しく、１回の金型研磨当たりの、５０μｍを超えるような大きな「かえり」が生じるまでの連続打ち抜き回数が低下する。５０μｍを超える大きな「かえり」が生じると、占積率が低下し、素材の磁気特性がたとえ良好でもモータ性能が劣化する場合がある。
【０００９】
さらに、積層した鉄心間の導通を引き起こして渦電流損を増大させ、モータ効率の低下につながる。また、金型が早く摩耗するため、金型の取り替えで連続打ち抜き作業を中断する回数が多くなり、鉄心の生産効率が低下するとともに、金型の研磨費用も増加する。
【００１０】
鋼板の製造工程においても、多量のＳｉを含有した鋼板は脆いため、通常の工業的プロセスにおける鋼板の冷間圧延方法では割れが発生しやすいという欠点もあった。磁気特性改善には熱延板焼鈍により冷間圧延前の結晶粒径を粗大化することが有効であるが、Ｓｉを多量に含有した鋼板は結晶粒径の粗大化により特に遷移温度が高くなり、磁気特性改善効果と工業生産性との両立は困難であった。
【００１１】
なお、特開平１０−１８３３１１号公報には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ含有量を特定の範囲として、鋼板表面のビッカース硬度Ｈｖを１６０以下とすることにより打ち抜き加工性を改善した無方向性電磁鋼板が示されている。しかし、高効率モータに必要な高周波域（１００〜１０００Ｈｚ）での低鉄損を得るためには、Ｓｉ、Ａｌ含有量を増加することが不可避であることから、高合金系の無方向性電磁鋼板の打ち抜き加工性を高める手法として、この技術を適用することは難しい。
【００１２】
また、特開２００１−７３０９８号公報には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ含有量を特定の範囲として、鋼板表面のビッカース硬度Ｈｖを２２０以下とすることにより打ち抜き加工性と鉄損を両立させるようにした無方向性電磁鋼板が示されている。しかし、この公報には、商用周波数域の５０Ｈｚでの鉄損が示されているのみであって、良好な打ち抜き加工性と高周波域（１００〜１０００Ｈｚ）での低鉄損の両立については、開示されていなかった。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の従来技術における問題点を解決するためになされたものであり、その課題は、エアコンや冷蔵庫などのコンプレッサーモータ、電気自動車やハイブリッド自動車などの駆動用モータおよびスタータジェネレータなど、主として高効率モータの鉄心素材として必要な、優れた磁気特性、特に高周波域（１００〜１０００Ｈｚ）での鉄損特性の低下が小さいという磁気特性と鉄心への成形工程における打ち抜き加工性とを兼ね備える一方、鋼板製造時の冷間圧延性にも優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法を提供することにある。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明は、前記の課題に鑑みてなされたものであり、その要旨は下記（１）の無方向性電磁鋼板と下記（２）の無方向性電磁鋼板の製造方法にある。
【００１５】
（１）質量％で、Ｓｉ：０．５％以上１．５％以下、Ｍｎ：１．０％を超え３．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、不純物中のＣが０．００５％以下、Ｓが０．００５％以下、Ｎが０．００５％以下で、かつＳｉ、Ｍｎおよびｓｏｌ．Ａｌの関係が下記の(1)式および(2)式を満たし、鋼板表面のビッカース硬度Ｈｖが１６０を超え２２０以下である無方向性電磁鋼板。
【００１６】
３．０≦Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ＋０．６Ｍｎ≦６．０  ・・・・・  (1)
Ｓｉ≦ｓｏｌ．Ａｌ＋Ｍｎ  ・・・・・・・・・・・・・・・・  (2)
ここで、式(1)および式(2)中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００１７】
（２）質量％で、Ｓｉ：０．５％以上１．５％以下、Ｍｎ：１．０％を超え３．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、不純物中のＣが０．００５％以下、Ｓが０．００５％以下、Ｎが０．００５％以下で、かつＳｉ、Ｍｎおよびｓｏｌ．Ａｌの関係が下記の(1)式および(2)式を満たす鋼を用いて無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、下記ａ〜ｄの工程を有する無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１８】
３．０≦Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ＋０．６Ｍｎ≦６．０  ・・・・・  (1)
Ｓｉ≦ｓｏｌ．Ａｌ＋Ｍｎ  ・・・・・・・・・・・・・・・・  (2)
ここで、式(1)および式(2)中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００１９】
ａ：鋼を１３００℃以下の温度に加熱し、熱間圧延をおこなった後、
ｂ：１回、または中間焼鈍をはさんで２回以上の冷間圧延をおこない、
ｃ：７００〜１１５０℃の温度範囲にて仕上げ焼鈍した後、
ｄ：有機物質または、有機物質および無機物質の混合物により鋼板の表面を被覆する。
【００２０】
上記（１）の無方向性電磁鋼板は、不純物としてのＴｉ含有量が０．００６質量％以下であることが好ましい。
【００２１】
また、上記（２）の製造方法は、工程ａとｂとの間に下記の工程ｅを有する方法であることが好ましく、また用いる鋼は不純物としてのＴｉ含有量が０．００６質量％以下であることが好ましい。
ｅ：６５０〜１１００℃の温度範囲にて熱延板焼鈍をおこなう。
【００２２】
本発明者らは、下記に述べるような詳細な検討およびそれに基づく知見をもとに、上記の本発明を完成させた。
【００２３】
インバータ制御されるモータの高効率化には、固有抵抗の増加が有効である。固有抵抗はできる限り高い方がよいが、合金元素の含有量の増加による硬度の増加は避けられない。鉄心への成形工程における打ち抜き加工性は硬度に大きく影響されるため、同一の固有抵抗であっても、より硬度の低い材料が実用上好ましい。逆に同一の硬度であれば、より固有抵抗の高い方がモータの効率向上につながる。
【００２４】
Ｂｏｚｏｒｔｈ：Ｆｅｒｒｏｍａｇｎｅｔｉｓｍ（１９５１）、Ｐ４０に記載されているように、鉄の固有抵抗の上昇に対するＳｉとＡｌの寄与の大きさはほぼ同程度であり、ＭｎはＳｉの約１／２である。これに対して、硬度上昇に対するＳｉの寄与は圧倒的に大きく、Ａｌ、Ｍｎの順に小さくなる。
【００２５】
そこで、本発明者らは、まず、Ｓｉ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｍｎの含有量を種々変化させた鋼の固有抵抗について詳細に検討をおこなった。それによれば、Ｍｎ含有量の増加による固有抵抗の上昇効果は従来の知見よりも大きく、Ｓｉの場合の約６０％程度であることが判明した。そこで、本発明者らはこの点に着目し、従来の技術的認識とは逆に、Ｓｉ含有量の増加を極力抑え、むしろｓｏｌ．ＡｌおよびＭｎ含有量を増加させることによって磁気特性と鉄心への打ち抜き加工性の両立が可能なことを新たに知見した。
【００２６】
特に、従来あまり着目されることのなかったＭｎについて詳細に検討をおこない、Ｓｉ、ｓｏｌ．Ａｌ含有鋼と同一の固有抵抗とするために、Ｍｎ含有量をＳｉ含有量のおよそ１．７倍としても、Ｍｎ含有量の増加による硬度上昇は少ないとの知見を得て、Ｍｎを積極的に含有させることとした。
【００２７】
冷間圧延時の破断は、鋼板の硬度のみならず靱性に起因している。硬度が同一の場合、磁気特性の改善のために冷間圧延前の粒径を粗大化させると冷間圧延母材の靱性は劣化する。本発明者らは、先の知見に基づき、鋼板の靱性について調査した結果、Ｓｉを低減し、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｍｎを積極的に含有させることにより、同一硬度であっても、母材の冷間圧延性を確保し、高温の熱延板焼鈍による磁気特性改善および工業生産性を両立できることを見いだし、本発明を完成させた。
【００２８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明における各構成要件について詳細に説明する。なお、本発明において、％は質量％を表す。
【００２９】
（Ａ）化学組成
Ｓｉ：０．５％以上１．５％以下
Ｓｉ含有量が増加すると鋼板の固有抵抗が上昇し、渦電流損が低下して鉄損が低減する。しかし、Ｓｉは強度を著しく上昇させる元素であり、多量の含有は製品の打ち抜き加工性および冷間圧延母材の靱性を著しく劣化させる。このため、Ｓｉ含有量は１．５％以下とする。このように、打ち抜き加工性を向上させる観点からはＳｉ含有量を低くするのが望ましいが、過度に低くすると強度の確保が困難になるので、その下限は０．５％とする。好ましい下限は０．６％、より好ましい下限は０．７％である。なお、Ｓｉ含有量は、上記の範囲内において、前述した(1) 式および(2) 式の両方を満足する量とする必要がある。また、Ｓｉ含有量は、上記の範囲内において、要求される鉄損レベルと所望の硬度に応じて決定する。
【００３０】
Ｍｎ：１．０％を超え３．０％以下
Ｍｎの固有抵抗上昇への寄与はＳｉのおよそ６０％であるが、同一の固有抵抗とするためにＳｉ、ｓｏｌ．Ａｌのおよそ１．７倍の含有量としても鋼板の硬度上昇および靱性劣化は極くわずかである。打ち抜き加工性および冷間圧延母材の靱性と磁気特性を両立させるために極めて重要な元素である。Ｍｎ含有量が１．０％以下では鉄損低減の効果が不充分であり、３．０％を超えて含有させると合金コストの上昇を招くとともに、α−γ変態を生じ、結晶粒成長と硬度調整を目的とした最終の仕上げ焼鈍温度を確保できなくなる。したがって、Ｍｎ含有量は１．０％を超え３．０％以下とする。好ましい範囲は１．５％を超え３．０％以下である。なお、Ｍｎ含有量は、上記のＳｉおよびｓｏｌ．Ａｌと同様に、上記の範囲内において、前述した(1) 式および(2) 式の両方を満足する量とする必要がある。また、Ｍｎ含有量は、上記の範囲において、要求される鉄損レベルと所望の硬度に応じて決定する。
【００３１】
ｓｏｌ．Ａｌ：１．０〜２．５％
Ａｌは、上記のＳｉとほぼ同程度の固有抵抗上昇の効果があり、渦電流損を低下させて鉄損を低減させる。しかも、Ｓｉと比べると含有量当たりの鋼板の強度（硬度）上昇が小さいため、打ち抜き加工性と磁気特性の両立を図る上で極めて重要な元素である。Ｓｉ含有量の低減による鉄損増加を補うためにはｓｏｌ．Ａｌ含有量で１．０％以上含有させる必要がある。好ましくは１．２％以上である。このように、Ａｌは強度（硬度）増加に対する寄与が小さいので、固有抵抗上昇による渦電流損失低減の観点からはｓｏｌ．Ａｌ含有量は多ければ多いほどよい。しかし、Ａｌは磁歪を増加させる元素であり、磁歪の増加はヒステリシス損失の増加につながる。この効果はｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．５％を超えると特に顕著になることから、ｓｏｌ．Ａｌ含有量の上限は２．５％とする。なお、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、上記のＳｉと同様に、上記の範囲内において、前述した(1)式および(2)式の両方を満足する量とする必要がある。また、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、上記の範囲において、要求される鉄損レベルと所望の硬度に応じて決定する。
【００３２】
Ｐ：０．１％以下、
Ｐには、鋼板の強度を上昇させる作用があり、使用目的に応じて材料強度を確保するために積極的に添加含有させてもよく、また、不純物として含有されていてもよい。しかし、０．１％を超えて含有させると、冷間圧延時に破断を引き起こす。このためＰ含有量は０．１％以下とする。
【００３３】
Ｃ：０．００５％以下
Ｃは、不純物元素で、製品中に残存すると鉄損に悪影響を及ぼすので、その含有量は少ないほど好ましい。特に、Ｃ含有量が過剰の場合は、鉄心として使用中に鋼中の固溶炭素が炭化物として析出し、鉄損の悪化を生じるので、その含有量は０．００５％以下とする。好ましくは０．００３％以下とするのが望ましい。
【００３４】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、不純物元素で、析出物や介在物を形成して磁気特性を劣化させるので、０．０１％以下とする。望ましくは０．００５％以下である。なお、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。
【００３５】
Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、不純物元素で、過剰なＮは窒化物を形成して鉄損を増加させるので、０．００５％以下とする。望ましくは０．００４％以下である。なお、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。
【００３６】
Ｓｉ、ｓｏｌ．ＡｌおよびＭｎの関係：
前述したように、ＳｉとＡｌは、鋼板の固有抵抗上昇に及ぼす寄与がほぼ同等であるのに対し、ＭｎはＳｉのおよそ６０％の寄与である。そこで、本発明では鋼板の固有抵抗を調整する目的で、「Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ＋０．６Ｍｎ」の値を適正範囲に規定する。本発明の目的とする低鉄損材を得るには、Ｓｉ、ｓｏｌ．ＡｌおよびＭｎの各含有量を、「Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ＋０．６Ｍｎ」で３．０以上とする必要がある。一方、多量の添加は、磁束密度の過度の低下に繋がるため、上限を６．０とする。
【００３７】
また、本発明では、３．０≦Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ＋０．６Ｍｎ≦６．０の範囲内で、Ｓｉをｓｏｌ．ＡｌおよびＭｎに置換することにより固有抵抗と鋼板の強度のバランスを調整することを基本としている。したがって、ｓｏｌ．ＡｌおよびＭｎがＳｉに対して一定の割合以上含有されていることが前提となる。前述した式(2) の「Ｓｉ≦ｓｏｌ．Ａｌ＋Ｍｎ」は、この前提を定めたものである。式(2) の好ましい関係は「１．２Ｓｉ≦ｓｏｌ．Ａｌ＋Ｍｎ」である。この関係を満たす範囲にＳｉ、ｓｏｌ．ＡｌおよびＭｎ含有量を調整することにより、固有抵抗低下を伴うことなく、硬度低減および靭性向上が可能となる。また、硬度上昇および靭性劣化を伴うことなく、固有抵抗増加が可能となる。すなわち、鉄損特性の劣化を伴うことなく、鋼板の打ち抜き加工性ならびに冷間圧延性が高められ、打ち抜き加工性および冷間加工性の劣化を伴うことなく、鉄損特性を改善できる。
【００３８】
Ｔｉ：０．００６％以下
不純物としてのＴｉは、微細な析出物を形成して結晶粒成長および磁壁移動を阻害し、磁気特性および硬度に悪影響を及ぼすため極力低減するのがよい。ところが、Ａｌを多量に含有する鋼では、スラグ中のＴｉ酸化物がＡｌにより還元されるために混入しやすく、Ｔｉ含有量の安定的な低減は極めて困難である。しかし、ＡｌとＭｎの含有量を高めた本発明の鋼では、Ｔｉ含有量が０．００６％以下であれば特性劣化は僅かである。これは、多量のＭｎ添加によりＳの悪影響が緩和され、Ｔｉをある程度含有していても全体としての特性劣化量が小さくなったことに起因すると考えられる。したがって、本発明ではＴｉ含有量を０．００６％以下とするのが好ましく、望ましくは０．００５％以下とするのがより好ましい。
【００３９】
（Ｂ）硬度
鋼板の機械的性質の中でも、硬度の管理は高効率モータに用いられる電磁鋼板においては極めて重要である。
【００４０】
前述した図１は、Ｃ：０．００２％、Ｐ：０．０２％、Ｓ：０．００３％、Ｎ：０．００４％を基本成分とし、Ｓｉ、Ｍｎおよびｓｏｌ．Ａｌ含有量を種々変化させた残部Ｆｅよりなる鋼を用いて製造した鋼板に、公知の表面被覆、具体的にはアクリル樹脂エマルジョン、クロム酸マグネシウムおよびホウ酸の混合物を０．４μｍの厚さで施した板厚０．３５ｍｍの無方向性電磁鋼板につき、下記条件での打ち抜き加工性を調査した結果を示す図である。
【００４１】
なお、打ち抜き試験は、超硬金型を用い、コア形状：縦１７ｍｍ×横１７ｍｍ、ストローク数：３５０回／分、クリアランス：５％で連続しておこなった。ここで、打ち抜き加工性は、打ち抜いたブランクのかえり高さが５０μｍを超えるまでの打ち抜き回数で評価した。
【００４２】
図１に示すように、鋼板表面の硬度がビッカース硬度Ｈｖで２２０を超えると打ち抜き金型の摩耗が顕著になり、かえり高さが５０μｍに達するまでの打ち抜き回数が１００万回以下となる。そのため、金型を研磨する必要が生じ、鉄心の生産性が大幅に低下する。
【００４３】
また、摩耗した金型で打ち抜かれた鋼板はかえりが大きくなりやすく、積層した鉄心間の導通を引き起こし渦電流損を増大させ、モータの効率低下につながる。１回の研磨当たりの打ち抜き回数が１００万回以上、すなわち、ビッカース硬度Ｈｖが２２０以下なる条件は鉄心製造コストの観点から重要であり、本発明でもビッカース硬度Ｈｖの上限は２２０とする。
【００４４】
打ち抜き性の観点からは硬度は低いほど好ましいが、過度に低くなると、高速回転するロータに用いた場合には、材料強度を確保することができない。特に、永久磁石をロータ内部に埋め込んだ形式のいわゆるＩＰＭモータに用いる場合には材料強度は極めて重要となり、硬度が１６０以下になると材料強度不足となる。したがって、硬度はビッカース硬度Ｈｖで１６０を超え２２０以下とする。好ましい範囲は１６０を超え２１０以下、より好ましい範囲は１６０を超え２００以下である。
【００４５】
なお、ビッカース硬度Ｈｖは、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に準じて試験力：９．８０７〜４９．０３Ｎ（試験荷重：１〜５ｋｇ）の範囲で選定し、鋼板表面にて測定すればよい。
【００４６】
以上、化学組成と硬度について詳細に説明した。鉄損は結晶粒径および板厚にも影響され、打ち抜き加工性は鋼板表面の被覆にも影響される。しかしながら、結晶粒径、板厚、鋼板表面の被覆が同等の条件で比較した場合、前述した化学組成と硬度の条件を満たしていれば、打ち抜き加工性と磁気特性の両立が可能である。したがって、本発明では結晶粒径、板厚および鋼板表面の被覆は特に規定しないが、望ましい結晶粒径の範囲は６０〜２００μｍであり、望ましい板厚の範囲は０．１〜０．６ｍｍである。これらの範囲内で、使用される周波数域に応じて結晶粒径、板厚を選択すればよい。
【００４７】
また、鋼板表面の被覆については、重クロム酸塩−ホウ酸−樹脂系コーティング物質を用いることができる。また、リン酸塩−樹脂系あるいはシリカ−樹脂系のコーティング物質でもよい。すなわち、絶縁性確保のための無機系バインダ（重クロム酸塩−ホウ酸系、リン酸塩系、シリカ系）と打ち抜き加工性確保のための樹脂との混合物を用いて被覆すればよい。
【００４８】
樹脂としては、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、フッ素系樹脂が使用できる。また、塗装性（ロールコート性）を考慮すると、エマルジョンタイプの樹脂を用いるのが好ましい。
【００４９】
以上のように、化学組成と硬度をそれぞれ最適化した本発明の無方向性電磁鋼板をインバータ制御されるエアコン、冷蔵庫のコンプレッサーモータ、自動車の駆動用モータ、スタータジェネレータなどの自動車電装部品のモータの鉄心に使用すると、次の効果がある。
【００５０】
これらのモータは大量生産が前提のモータであり、連続打ち抜き工程での金型寿命が永く、積層形状が良好なため、作業性が極めてよい。また、駆動周波数が０〜１０ｋＨｚ程度の範囲で変動するインバータ制御において、幅広い周波数領域で鉄損が低く、従来にもまして高いモータ効率の向上がはかられる。さらに、同程度の固有抵抗で比較した場合、従来の無方向性電磁鋼板に比較して靱性が確保されているため、磁気特性改善を目的とした熱延板焼鈍により結晶粒径を粗大化しても冷間圧延時に破断しないという工業生産上の利点も有する。
【００５１】
（Ｃ）圧延、焼鈍などの工程
次に、本発明にかかる電磁鋼板製造における圧延、焼鈍などの工程について説明する。
【００５２】
（スラブ加熱、熱間圧延）
上記の化学組成を有する鋼からなるスラブは１３００℃以下の温度で加熱し、通常の熱間圧延をおこなう。これは、スラブ加熱温度が１３００℃を超えると、鋼中のＭｎＳが固溶して熱延中に微細析出し、磁気特性の劣化を招くためである。一方、スラブ加熱温度が１０００℃未満では圧延性が低下する。したがって、加熱温度は１０００〜１３００℃と限定する。望ましい範囲は１０５０〜１２５０℃である。なお、熱間圧延の前記以外の条件は、公知の条件に従えばよく、特に限定されない。
【００５３】
（熱延板焼鈍、冷間圧延）
熱間圧延後、必要に応じて磁気特性改善のために熱延板焼鈍をおこなう。これは、冷間圧延前の結晶粒径を粗大化することによって、磁気的に好ましい集合組織の制御する、具体的には｛１１１｝再結晶粒を低減するためである。しかし、６５０℃未満で焼鈍したのでは磁気特性改善の効果が得られず、１１００℃を超えるとその効果が飽和する。したがって、磁気特性改善効果を得るために熱延板焼鈍をおこなう場合の焼鈍温度は６５０〜１１００℃とするのがよい。
【００５４】
なお、熱延板焼鈍を箱焼鈍でおこなう場合には６５０〜９００℃、連続焼鈍でおこなう場合には８５０〜１１００℃とするのが好ましい。また、焼鈍時間に制限はないが、生産性の観点から、箱焼鈍の場合には３０分〜２４時間、連続焼鈍の場合には２０〜３００秒とするのが好ましい。さらに、磁気特性を効果的に改善するには、熱延板焼鈍によって冷間圧延前の結晶粒径を１００μｍ以上に調整するのが好ましい。
【００５５】
冷間圧延は、１回または中間焼鈍をはさむ２回以上でおこない、所望の板厚を有する鋼板とする。ここで、１回の冷間圧延とは、中間焼鈍をはさまずに所望の板厚まで冷間圧延することをいう。また、２回以上の冷間圧延とは、中間焼鈍をはさんで複数回の冷間圧延をおこなうことをいう。
【００５６】
なお、本発明で規定する範囲の化学組成を有する鋼であれば、冷間圧延母材の靱性が確保されていることから、熱延板焼鈍によって冷間圧延前の結晶粒径を１３０μｍ以上に調整しても何らの問題もない。また、１回の冷間圧延で所望の板厚まで仕上げるのが製造コストの面からは望ましいが、目的に応じて選択すればよい。
【００５７】
さらに、冷間圧延を２回以上おこなう場合における中間焼鈍条件は、特に制限されない。しかし、６５０℃未満の温度で中間焼鈍したのでは磁気特性が劣化する場合があり、逆に１１００℃を超える温度で中間焼鈍すると引き続く冷間圧延時に破断する場合もあるため、中間焼鈍は６５０〜１１００℃でおこなうのがよい。
【００５８】
（仕上げ焼鈍）
仕上げ焼鈍は連続焼鈍による方法が好ましい。この焼鈍によって、鋼板表面の硬度をビッカース硬度Ｈｖで１６０〜２２０とする。仕上げ焼鈍温度が７００℃未満では、再結晶組織が十分に得られず磁気特性は不良となり、また、硬さの上昇をも招く。一方、仕上げ焼鈍温度が１１５０℃を超えると結晶粒が著しく粗大化し、商用周波数以上での鉄損の増加につながり好ましくないだけでなく、モータ鉄心への打ち抜き加工の際に割れを生じる場合もある。したがって、仕上げ焼鈍温度は７００〜１１５０℃とする。望ましい範囲は８００〜１１５０℃である。なお、前記以外の焼鈍条件は、特に限定しない。
【００５９】
仕上げ焼鈍後の鋼板が打ち抜き加工性を重視する用途用の場合には、その表面に樹脂のみ、あるいは樹脂と無機質バインダーとの混合物からなる表面被覆を施すのが好ましい。このような仕上げ焼鈍後の表面被覆については、特に限定しない。
【００６０】
【実施例】
以下、本発明の実施例について説明する。
表１に示されるような各種の条件にて鋼板を試作し、試験をおこなった。
【００６１】
【表１】
0003835216.tif 000002
【００６２】
種々の化学組成を有するスラブを所定の温度に加熱し、熱間圧延をおこなった後、酸洗した。なお、熱間圧延仕上げ温度は８３０℃、巻き取り温度は５８０℃とした。
【００６３】
試番１〜１８および２３〜３２については、その後、熱延板の焼鈍（以下、「熱延板焼鈍」という）をおこなった。ここで、熱延板焼鈍は、水素雰囲気中にて１０時間の箱焼鈍とし、熱延板焼鈍後の結晶粒径（冷間圧延前の結晶粒径）を１３０〜１４０μｍに調整した。
【００６４】
さらに、試番１、５〜９、１４、１６〜１８および２３〜３２については、１回の冷間圧延により、０．３５ｍｍの厚さに仕上げた。
【００６５】
一方、試番２０については、熱延板焼鈍をおこなわず、且つ、１回の冷間圧延により０．３５ｍｍの厚さに仕上げた。また、試番２２については、熱延板焼鈍をおこなわず、且つ、中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延により０．３５ｍｍの厚さに仕上げた。
【００６６】
連続焼鈍による仕上げ焼鈍後、アクリル樹脂エマルジョン、クロム酸マグネシウムおよびホウ酸の混合物からなる膜厚０．４μｍの表面被覆を施した。
【００６７】
磁気特性については、７５０℃で２時間保持する歪取焼鈍後に、ＪＩＳ  Ｃ  ２５５０に規定された２５ｃｍエプスタイン試験枠を用い、非正弦波のうちＰＷＭ（パルス幅変調）により、キャリア周波数が３ｋＨｚ、励磁周波数が５０Ｈｚ、磁束密度が１．５Ｔのときの鉄損（Ｗ１５／５０：単位Ｗ／ｋｇ）と、励磁周波数が１ｋＨｚ、磁束密度が０．５Ｔのときの鉄損（Ｗ５／１０００：単位Ｗ／ｋｇ）を測定した。
【００６８】
表面硬さは、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に準じて試験力：９．８０７Ｎ（試験荷重：１ｋｇ）で測定した。
【００６９】
打ち抜き加工性については、連続打ち抜き試験を実施し、打ち抜き後のブランクのかえり高さが５０μｍを超えるまでの打ち抜き回数で評価した。なお、打ち抜き試験条件は前述のとおりである。
【００７０】
これらの試験結果を表２に示した。
【００７１】
【表２】
0003835216.tif 000003
【００７２】
試番２３は、Ｃの含有量が本発明で規定する範囲の上限値を超えているために磁気特性が劣っている。また、この試番２３は、鉄心としての使用中における磁気特性の劣化の問題をも有していた。
【００７３】
試番２４は、Ｍｎおよびｓｏｌ．Ａｌ含有量が本発明の範囲の下限値を下回っており、しかもこれら２元素とＳｉの関係が(1) 式および(2) 式とも満たしていないため、同等の硬度を有する鋼板（例えば、試番１および試番９の鋼板）に比べて磁気特性が劣っている。
【００７４】
試番２５はＮ含有量、試番２６はＳ含有量が本発明の範囲の上限値を超えているために磁気特性が劣っている。
【００７５】
試番２７は、Ｐの含有量が本発明の範囲の上限値を超えているために冷間圧延母材の靱性を確保できず、冷間圧延時に破断した。
【００７６】
試番２８は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲の下限値を下回っており、しかもＳｉ、Ｍｎ、ｓｏｌ．Ａｌの関係が(1) 式を満たしていないために磁気特性が劣るとともに、硬度も１３２と低く高速回転時に必要な材料強度を確保できていない。
【００７７】
試番２９は、ＳｉとＭｎの含有量が本発明の範囲外で、かつこの２元素とｓｏｌ．Ａｌとの関係が(2) 式を満たしていないために冷間圧延母材の靱性を確保できず、冷間圧延時に破断した。
【００７８】
試番３０は、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が本発明の範囲の上限値を超えているために磁気特性が劣っている。
【００７９】
試番３１は、ＳｉとＭｎの含有量が本発明の範囲外で、かつこの２元素とｓｏｌ．Ａｌとの関係が(2) 式を満たしていないために硬度が２２２と高く、打ち抜き加工性が劣っている。
【００８０】
試番３２は、鋼の化学組成は本発明の範囲内であるが、仕上げ焼鈍温度が低いために再結晶が不十分で、結晶粒径が３０μｍと細かく、しかも硬度も２２５と高く、磁気特性、打ち抜き加工性ともに劣っている。
【００８１】
一方、鋼の化学組成、製造条件および表面硬度のいずれもが本発明の範囲内である試番１〜２２は、冷延母材の靱性が確保されいて冷間圧延時に破断することなく鋼板に成形することができ、しかも磁気特性および打ち抜き加工性ともに良好である。
【００８２】
具体的には、「Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ＋０．６Ｍｎ」の値が同程度の試番７と上記の試番３１を比較すると、磁気特性は同程度であるが、試番７はＳｉ量とｓｏｌ．Ａｌ、Ｍｎ量のバランスが良好なために打ち抜き加工性が極めて良好である。また、同程度の硬度を有する試番９および１６と上記の試番２４を比較すると、打ち抜き加工性は同程度であるが、試番９および１６はＳｉ量とｓｏｌ．Ａｌ、Ｍｎ量のバランスが良好なために特に高周波における鉄損が良好である。
【００８３】
このように試番１〜２２は、化学組成が本発明の範囲内にあり、Ｓｉ量とｓｏｌ．Ａｌ、Ｍｎ量のバランスが良好なため、従来のＳｉ含有量の高い場合（上記の試番３１）と比較して、鉄心への打ち抜き加工性を維持したまま磁気特性が向上している。言いかえれば、磁気特性を維持したまま打ち抜き加工性が改善されている。特に、試番１〜７、１４および１６では、上記の試番３１よりも「Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ＋０．６Ｍｎ」の値が高いにもかかわらず硬度が低く、磁気特性、打ち抜き加工性とも大きく改善されている。
【００８４】
また、試番２０および２２は、熱延板焼鈍をおこなっていないので、熱延板焼鈍をおこなった鋼の化学組成が同じかまたはほぼ同じ試番１６と比べると磁気特性は若干劣るものの、打ち抜き加工性は良好ある。
【００８５】
なお、試番１６〜１８は、不純物としてのＴｉの影響を調べた例であるが、不純物としてのＴｉ含有量を０．００６％以下に抑制すると、磁気特性および打ち抜き加工性ともに大きく改善されることがわかる。
【００８６】
【発明の効果】
本発明の無方向性電磁鋼板は、エアコンや冷蔵庫などのインバータ制御によるコンプレッサーモータ、電気自動車やハイブリッド自動車などのインバータ制御される自動車の駆動用モータおよびスタータジェネレータなどの自動車電装部品用モータの鉄心素材として、打ち抜き加工性に優れるとともに、鉄損が低く、モータ効率の向上に大きく寄与することができる。また、本発明の製造方法によれば、上記の無方向性電磁鋼板を高い工業生産性のもとに製造することができ、本発明は製品および製造方法の両面から、産業の発展に寄与するところ大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼板のビッカース硬度が打ち抜き加工性に及ぼす影響を示すグラフである。
【図１】
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