(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．２〜３％未満、Ｍｎ：１．５超〜２．５％、sol.Ａｌ：１〜２．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓｎ：０．００２〜０．２％、Ｃｕ：０．０２〜０．３％、Ｎｉ：０．０１〜０．２％、Ｃｒ：０．０１〜０．２％、Ｖ：０．０００５〜０．０１％、Ｎｂ：０．００１〜０．０２％、Ｔｉ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、表面のビッカース硬度が２２０以下である無方向性電磁鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の化学組成を有するスラブを、１２５０℃以下の温度に加熱して熱間圧延した後、冷間圧延し、次いで７００〜１１５０℃の温度範囲で仕上げ焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
請求項１に記載の化学組成を有するスラブを、１２５０℃以下の温度に加熱して熱間圧延した後、熱延板焼鈍をおこない、さらに冷間圧延し、次いで７００〜１１５０℃の温度範囲で仕上げ焼鈍する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、高効率モータの鉄心として好適な磁気特性（本発明では、高周波負荷時における鉄損特性をいう）および加工性に優れた無方向性電磁鋼板および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対策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】
この様に、地球環境問題の観点からもモータの高効率化が不可欠であり、その設計方針、制御技術等の変化から、鉄心材料である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様な、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添加量の多い鋼板は硬度の上昇を招き、加工性が不充分であった。したがってＳｉ添加量増加による鉄損の低下は、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図である。同図に示されるように、鋼板のビッカース硬度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、鉄心の板厚を狂わせて占積率が低下し、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。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止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、研磨費用も増加する。
【０００９】
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。
【００１０】
特開平１０−１８３３１１号公報には、Ｓｉを０．１〜２％、Ａｌを０．５〜２．５％に規制し、ビッカース硬さを１６０以下とすることにより打抜き加工性を改善した無方向性電磁鋼板が記載されている。しかしながら、高効率モータに必要な高周波域での低鉄損を得るためには、Ｓｉ、Ａｌ含有量をさらに増加させることが不可避であるので、高合金系の無方向性電磁鋼板の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。
【００１１】
特開２００１−７３０９８号公報には、Ｓｉを１．５〜２．５％、Ａｌを１〜３％と規制して、ビッカース硬度を２００未満とすることにより、加工性と低鉄損を両立させる電磁鋼板の発明が開示されている。しかしながらこの発明では、商用周波数域での鉄損について開示されているのみで、良好な打抜き加工性と高周波域での低鉄損の両立については、改善の余地がある。
【００１２】
一方、資源再利用の動きが各分野において急速に拡大しているが、鉄鋼業においても、市場の安価な鉄スクラップを使用する必要性が生じている。しかしながら安価なＦｅスクラップ中には、電磁鋼板においては極力低減すべき不純物が含まれていることが多く、例えばモータの巻線から混入するＣｕ、ステンレス鋼から混入するＮｉ、Ｃｒ、缶製品から混入するＳｎ、特殊鋼等から混入するＮｂ、Ｖなどが挙げられる。
【００１３】
上記のようなスクラップ中の不純物を利用する無方向性電磁鋼板の発明が、特開平７−２６８５６８号公報、特開平７−３０５１１４号、特開平８−４１５４１号、特開平８−２９５９３６号、特開平１１−２９３３３８号、特開２００１−１７２７５３号の各公報に開示されている。しかしながら、これらの発明は、主に製品の表面性状問題を解決するためになされたもので、鉄心を製造する際の打抜き加工性については何ら開示されておらず、改善する必要がある。
【００１４】
【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、安価な鉄スクラップの利点を活かしつつ、高効率モータの鉄心素材として必要な、優れた磁気特性と鉄心への成型工程における加工性とを兼ね備え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にある。具体的には，特に高周波域での鉄損特性を劣化させることなく，鋼板の打抜き加工性及び鋼板製造時の冷間圧延性に優れ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にある。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
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、固有抵抗はできる限り高い方がよく、合金元素の多量添加により達成できる。しかし、合金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。そこで、本発明者らは固有抵抗と硬度に大きく影響するＳｉ、sol.Ａｌおよび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。その結果下記の知見を得るに至った。
【００１６】
ａ）Ｍｎ含有量の増加による固有抵抗の上昇効果は、従来はＳｉの約１／２程度とされていた［Bozorth:Ferromagnetism(1951)、P40参照］が、Ｓｉの効果の約６０％程度の効果がある。
【００１７】
ｂ）固有抵抗を高めるためのＳｉの多量添加という従来の手段とは逆に、Ｓｉ含有量を低減し、むしろsol.ＡｌおよびＭｎ含有量を増加させれば、磁気特性と打抜き加工性の両立が可能となる。
【００１８】
ｃ）高Ｓｉ−高Ａｌ含有鋼と同等の固有抵抗を得るために、Ｍｎ含有量をＳｉ含有量の１．７倍にしても硬度は高Ｓｉ−高Ａｌ鋼より低くすることができる。
【００１９】
ｄ）Ｓｉを低減し、sol.ＡｌとＭｎを積極的に多量含有させることにより、良好な冷間圧延性を確保することができる。
【００２０】
ｅ）Ｍｎの多量添加によるコスト上昇に対する対策として、製鋼原料に安価なＦｅスクラップを利用すればよい。スクラップ中から混入してくるＳｎ、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒは、鋼表面に濃化し易いので、鋼板表面の窒化層や酸化層を低減する作用があるので、含有量を適正にすれば磁気特性が向上する。
【００２１】
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、その要旨は次のとおりである。
【００２２】
（１）質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．２〜３％未満、Ｍｎ：１．５超〜２．５％、sol.Ａｌ：１〜２．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓｎ：０．００２〜０．２％、Ｃｕ：０．０２〜０．３％、Ｎｉ：０．０１〜０．２％、Ｃｒ：０．０１〜０．２％、Ｖ：０．０００５〜０．０１％、Ｎｂ：０．００１〜０．０２％、Ｔｉ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、表面のビッカース硬度が２２０以下である無方向性電磁鋼板。
【００２３】
（２）上記（１）に記載の化学組成を有するスラブを、１２５０℃以下の温度に加熱して熱間圧延した後、冷間圧延し、次いで７００〜１１５０℃の温度範囲で仕上げ焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法。
（３）上記（１）に記載の化学組成を有するスラブを、１２５０℃以下の温度に加熱して熱間圧延した後、熱延板焼鈍をおこない、さらに冷間圧延し、次いで７００〜１１５０℃の温度範囲で仕上げ焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態について詳細に説明する。なお、化学組成の説明における％表示は質量％を表す。
（Ａ）化学組成
Ｃ：
Ｃは、製品中に残存すると鉄損に悪影響を及ぼすので、Ｃ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、鉄損を大きくするので、その含有量は０．００５％以下とした。
【００２５】
Ｓｉ：
Ｓｉは、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、強度を著しく上昇させる元素であり、多量に含有させると製品の打抜き加工性および冷間圧延材の靱性を著しく劣化させる。そこでＳｉ含有量は３％未満とする必要がある。望ましくは２．５％以下，さらに望ましくは２％以下である。打抜き性の観点からは、Ｓｉ含有量が低くても問題は無いが、材料強度確保の観点から下限は１．２％とした。さらに好ましい範囲は１．２〜１．８％未満である。Ｓｉは１．２〜３％未満の範囲内で要求される鉄損レベルと所望の硬度に応じてＳｉ含有量を調整すればよい。
【００２６】
Ｍｎ：
Ｍｎは、固有抵抗上昇への寄与はＳｉのおよそ６０％であるが、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。打抜き加工性および冷間圧延母材の靱性と磁気特性との両立を目的とする本発明において極めて重要な元素である。含有量が１．５％以下の場合は、鉄損低減の効果が不充分である。したがって、Ｍｎは、１．５％を超える量としなければならない。一方、２．５％を超えて含有させると、安価なFeスクラップの使用を考慮しても合金コストの上昇は避けられない。さらには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の確保が困難となる。したがって、Ｍｎ含有量の上限は２．５％とした。好ましくは２．２％である。
【００２７】
sol.Ａｌ：
Ａｌは、Ｓｉとほぼ同程度の固有抵抗を上昇させる効果があり、渦電流損の低下により鉄損が低減する。しかも、Ｓｉと比べると含有量当たりの鋼板の強度上昇が小さいため、打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添加量の低減による鉄損増加を補うために１％以上含有させる必要がある。望ましくは１．２％以上で、さらに望ましくは１．５％を超える量である。硬度増加に対する寄与が小さいため、固有抵抗上昇による渦電流損失低減の観点からは含有量は多ければ多いほどよい。しかしながら、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。この作用は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％とした。sol.Ａｌは１〜２．５％の範囲で要求される鉄損レベルと所望の硬度に応じてsol.Ａｌ量を決定する。
【００２８】
Ｐ：
Ｐ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調整するために積極的に添加してもよく、また、０．０１％以下の不純物量であってもよい。しかし、含有量が０．１％を超えると冷間圧延時に破断を引き起こすため、Ｐの上限は０．１％とした。
【００２９】
Ｓ：
Ｓは不純物であり、０．００５％を超えると析出物や介在物を形成して磁気特性を劣化させる元素であり、上限を０．００５％とした。下限は特に設けないが低ければ低いほどよい。
【００３０】
Ｎ：
Ｎは不純物であり、含有量が多いと窒化物を形成して鉄損を増加させるため、含有量は０．００５％以下とした。
【００３１】
以下に説明するＳｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＶおよびＮｂは、Ｍｎ含有量増加に伴うコストアップを抑制するために製鋼原料としてスクラップを利用する場合に混入する元素である。
【００３２】
Ｓｎ：
Ｓｎは、０．００２％以上含有させると、鋼板表面の窒化層や酸化層を低減する作用があり、磁気特性が向上する。しかし、０．２％を超えると粒成長が抑制され磁気特性が劣化するため上限は０．２％とした。
【００３３】
Ｃｕ：
Ｃｕは、０．０２％以上含有させると、鋼板表面の窒化層や酸化層を低減する作用があり、磁気特性が向上する。しかし、０．３％を超えると冷間圧延時に表面疵が発生すると共に磁気特性も劣化するため上限は０．３％とした。本発明鋼のようにＳｎの含有を許容する鋼にあっては、特に表面疵が発生しやすくなるため、０．１％に抑えることが望ましい。
【００３４】
Ｎｉ：
Ｎｉは、０．０１％以上含有させると、鋼板表面の窒化層や酸化層を低減する作用があり、磁気特性が向上する。しかし、０．２％を超えると硬度の上昇を招くので上限を０．２％とした。
【００３５】
Ｃｒ：
Ｃｒは、０．０１％以上含有させると、鋼板表面の窒化層や酸化層を低減する作用があり、磁気特性が向上する。しかし、０．２％を超えると磁気特性の改善効果が飽和するため、０．２％を上限とする。
【００３６】
Ｖ：
Ｖは、析出物を形成し、磁気特性を劣化する元素であるためその含有量は低ければ低いほどよい。しかしながら、製鋼原料としてスクラップを用いるので少なくとも０．０００５％は混入するので、下限を０．０００５とした。一方、０．０１％までの含有量であれば磁気特性の劣化がみられないので、上限値は０．０１％とした。
【００３７】
Ｎｂ：
ＮｂもＶと同様に、析出物を形成し、磁気特性を劣化する元素であるためその含有量は低ければ低いほどよい。しかしながら、製鋼原料としてスクラップを用いる場合少なくとも０．００１％混入するので、下限は０．００１％とした。一方、０．０２％までの含有量であれば磁気特性が劣化しないので、上限値は０．０２％とした。
【００３８】
Ｔｉ：
Ｔｉは不純物であり、微細な析出物となり磁気特性を劣化させるため、その含有量は低ければ低いほどよい。しかしながら、本発明の鋼板のように比較的Ａｌを多量に含有させる場合、スラグ中のＴｉ酸化物がＡｌにより還元されるために溶鋼中に混入しやすく、０．０１％程度混入する。Ｔｉ量を安定して低減させるのは極めて困難であるが、磁気特性を安定的に確保する観点から、含有量は０．０１％以下としなければならない。望ましくは、０．００６％以下である。Ｔｉ量を低減するには、脱酸前のスラグ中のＴｉ酸化物を低減するればよく、また脱酸後の添加原料中のＴｉ量に注意する必要がある。
【００３９】
打ち抜き加工性を高めるためにＳｉ、sol.ＡｌおよびＭｎ量は以下の関係にあることが望ましい。
【００４０】
ＡｌおよびＭｎはＳｉに比較して鋼板の加工性劣化が少ない元素であるので、本発明においては、要求される鉄損レベルを満たすためにＳｉ、ＡｌおよびＭｎ含有量を適正にし、ＳｉをＡｌおよびＭｎに置換することにより鉄損と加工性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、Ｓｉ≦sol.Ａｌ＋Ｍｎとするのがよく、好ましくは、１．２Ｓｉ≦sol.Ａｌ＋Ｍｎ、さらに望ましくは２Ｓｉ≦sol.Ａｌ＋Ｍｎである。
【００４１】
上記関係を満たす範囲にＳｉ、sol.ＡｌおよびＭｎ量を調整することにより、固有抵抗の低下を伴うことなく，硬度低減及び靭性向上が顕著となる。また、硬度上昇および靭性劣化を伴うことなく、固有抵抗の増加が顕著となる。すなわち、鉄損特性の劣化を伴うことなく鋼板の打抜き性ならびに冷間圧延性を高められ、打抜き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することができる。
（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。
【００４２】
Ｓｉ、sol.ＡｌおよびＭｎの打抜き加工性に及ぼす影響を調べるため以下の試験を実施した。
【００４３】
Ｃ：０．００２％、Ｐ：０．０２％、Ｓ：０．００３％、Ｎ：０．００２％を基本成分とし、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＶおよびＮｂはいずれも本発明で規定する範囲内とし、さらにＳｉ、sol.ＡｌおよびＭｎ含有量を種々変化させた冷延鋼板を製造した。それらの鋼板の表面に厚さ０．４μｍの樹脂と無機質バインダとの混合物からなるコーティグを施し、厚さ０．３５ｍｍの無方向性電磁鋼板とし、それらの鋼板について打抜き加工性を評価した。
図１は、評価結果を示し、鋼板の表面硬度と打ち抜き性との関係を示す図である。
【００４４】
打抜き加工性の評価は、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％の連続打抜き試験によりおこなった。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。
【００４５】
図１に示すように、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。
【００４６】
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るので、ビッカース硬度の上限は２２０とした。望ましい上限は２１０である。
【００４７】
打ち抜き性の観点からは硬度は低い程好ましいが、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。したがって、硬度の下限は特に規定するものではないが、１６０以上が好ましい。
【００４８】
なお、ビッカース硬度はJIS Z 2244に準じて試験力：９．８０７〜４９．０３Ｎ（試験荷重：１〜５ｋｇｆ）の範囲で選定し、鋼板の表面にて測定したものとする。
【００４９】
以上、本発明の無方向性電磁鋼板の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、打抜き加工性は表層のコーティングにも影響される。しかしながら、結晶粒径、板厚およびコーティング層が同等な条件で比較した場合、上述の化学組成と硬度の条件を満たしていると、打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、板厚は特に規定しないが、望ましい製品としての鋼板の結晶粒径は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。
【００５０】
また、表層のコーティングについては、重クロム酸塩−ホウ酸−樹脂系のコーティング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−樹脂系の皮膜でもよい。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−ホウ酸系、リン酸系、シリカ系）と打抜き性確保のための樹脂が共に含有された皮膜を用いればよい。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、およびフッ素系樹脂が使用できる。塗工性（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。
【００５１】
以上のように、組成、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等の自動車電装部品のモータ鉄心に使用すれば次のような効果がある。
【００５２】
上記のモータは大量生産が前提のモータであるが、本発明の鋼板の連続打抜き工程においては金型の寿命が永くなり、打抜き後の積層形状が良好となるため、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。
【００５３】
さらに、安価なＦｅスクラップの使用によって合金添加コスト上昇を抑制することができる。
（Ｃ）製造方法
Ｍｎ含有量の増加に伴うコストアップを抑制するため、製鋼段階で原料として安価なスクラップを利用することが好ましい。Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＶおよびＮｂの混入を本発明で規定する範囲とするために、スクラップの選別使用または製鋼処理段階での制御が望ましい。製鋼後スラブの製造方法は、通常の方法でよい。なお、スラブは連続鋳造した鋳片および溶製した後インゴットにし、鍛造や分解塊延して製造したスラブをいう。
【００５４】
スラブは、１２５０℃以下の温度で加熱して通常の熱間圧延をおこなう。スラブ加熱温度が１２５０℃を超えると、鋼中のＭｎＳが溶解し熱間圧延中に微細に析出するため粒成長を妨げ、鉄損の上昇を招く。そこで、スラブの加熱温度は１２５０℃以下とした。同様の観点から、望ましい温度は１２００℃以下である。一方、加熱温度の下限は特に限定しないが、加熱温度が１０００℃未満となると圧延性が低くなり過ぎるため、スラブ加熱温度は１０００℃以上であることが望ましく、１０５０℃以上であればさらに望ましい。
【００５５】
その他の熱間圧延条件は通常の条件に従えばよく、特に限定されない。
【００５６】
熱間圧延の後で冷間圧延するが、熱間圧延後は必要により磁気特性改善のために熱延板焼鈍をおこなう。この熱延板に焼鈍を施すと、冷間圧延前の結晶粒が粗大化し、磁気的に好ましくない｛１１１｝集合組織の発達を抑制する。焼鈍を施す場合は、６５０℃未満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は飽和するので、熱延板焼鈍温度は６５０〜１１００℃とするのがよい。箱焼鈍で実施する場合は６５０〜９００℃が好ましく、連続焼鈍で実施する場合は、８５０〜１１００℃が好ましい。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は３０分〜２４時間，連続焼鈍の場合は２０〜３００秒が好ましい。磁気特性を効果的に改善するには，熱延板焼鈍により冷間圧延前の結晶粒径を１００μｍ以上とすることが望ましい。本発明で規定する範囲の鋼組成であれば、冷間圧延母材の靱性が確保されているため、さらなる磁気特性改善のために冷間圧延前粒径を１３０μｍ以上としても構わない。なお、要求される磁気特性レベルによっては、特に熱延板に焼鈍を施す必要はなく、熱延板焼鈍を省略することができ製造コストを低減することができる。
【００５７】
冷間圧延は１回又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。
冷間圧延後の鋼板には仕上げ焼鈍を施す。仕上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、硬度を２２０以下とする。仕上焼鈍温度が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、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。したがって、焼鈍温度は、７００〜１１５０℃とした。焼鈍温度の望ましい範囲は８００〜１１５０℃である。
【００５８】
仕上焼鈍後、打抜き加工性を重視する用途には、鋼板表面に樹脂のみあるいは、樹脂と無機質バインダとの混合物からなる表面被覆を施す。このような仕上焼鈍後の表面被覆については、通常の方法を採用すればよい。
【００５９】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す化学組成の２８種の鋼を溶製し、連続鋳造によりスラブとし、表１に示す各温度に加熱し、熱間圧延をおこない全て８３０℃で仕上げて、５８０℃で巻き取って熱延鋼板を製造した。
【００６０】
【表１】
0003835227.tif 000002
【００６１】
試験番号２６〜２９以外の熱延鋼板については、表１に示す各温度で焼鈍を施した。ここで、熱延板焼鈍は、水素雰囲気中にて１０時間の箱焼鈍とした。
【００６２】
試験番号１、２、５〜１３および試験番号１５〜２５、３０、３１については、１回の冷間圧延により、０．３ｍｍの厚さに仕上げた。
【００６３】
また、試験番号２６および２７については、熱延板焼鈍をおこなわず、かつ１回の冷間圧延により仕上げた。
【００６４】
試験番号２８および２９については、熱延板焼鈍を行わず、且つ、中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延により仕上げた。
【００６５】
表１に示す各温度で連続焼鈍により仕上焼鈍した後、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。
【００６６】
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および励磁周波数が１０００Ｈｚ、磁束密度が０．５Ｔのときのそれぞれの鉄損を測定した。
【００６７】
表面硬さはJIS Z 2244に準じて試験力：９．８０７Ｎ（試験荷重：１ｋｇｆ）で測定した。打抜き加工性については、連続打抜き試験を実施し、打抜き後のブランクのかえり高さが５０μｍを超えるまでの打抜き回数で評価した。なお、打抜き試験条件は前述のとおりである。
【００６８】
これらの試験結果を表２に示す。
【００６９】
【表２】
0003835227.tif 000003
【００７０】
表２から明らかなように、試験番号１６は、仕上焼鈍温度が６８０℃と低いため磁気特性、打抜き加工性ともに劣っている。試験番号１７は、ＳｉおよびＭｎ含有量が本発明で規定する範囲（以下、規定範囲と記す）外であるため、硬度が本発明で規定する上限を超えており打抜き加工性が劣っている。
【００７１】
試験番号１８は、sol.Ａｌ含有量が高く、規定範囲外であることから、磁気特性が劣っている。試験番号１９はＳｉおよびＭｎ含有量が規定範囲外であり、試験番号２１はＰ含有量が規定範囲外であることから、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。
【００７２】
試験番号２０は、Ｓｉ含有量が規定の下限を下まわっているため固有抵抗が少なく、特に高周波鉄損が劣っている。試験番号２２および２３は、ＳまたはＮ含有量のいずれかが規定範囲よりも高く、スラブの加熱温度も高いため、磁気特性が劣っている。
【００７３】
試験番号２４は、Ｍｎおよびｓｏｌ．Ａｌ含有量が規定の下限値未満であり、Ｓｉ量に比較してsol.Ａｌ量，Ｍｎ量が少ないため、同等の硬度を有する鋼（例えば試験番号７及び１５）と比較して磁気特性が劣っている。試験番号２５は、Ｃ含有量が規定の上限を超えているため、磁気特性が劣っている。さらに、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。
【００７４】
一方、本発明で規定する化学組成の範囲内であれば冷延母材の靱性が確保されているため、冷間圧延時に破断することなく鋼板の固有抵抗を上昇させることができる。
【００７５】
同程度の合金添加量を有する試験番号６および９（ともに本発明例）と試験番号１７（本発明の範囲外）を比較すると、磁気特性はほぼ同程度であるが、試験番号６および９はＳｉ量とsol.Ａｌ、Ｍｎ量のバランスが良好なため、打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験番号１および７（ともに本発明例）と試験番号２４（規定範囲外）を比較すると、打抜き加工性は同程度であるが、試験番号１および７はＳｉ量とsol.Ａｌ、Ｍｎ量のバランスが良好なため、特に高周波における鉄損が良好である。
【００７６】
このように本発明例は、化学組成が規定範囲内にあり、硬度と固有抵抗のバランスも良好なため、従来鋼のようにＳｉ含有量の高い場合（規定範囲外にある試験番号１７）と比較して、鉄心への打抜き加工性を維持したまま磁気特性が向上している。あるいは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。
【００７７】
特に、本発明例の試験番号１、２、９〜１２および１５では、試験番号１８よりも合金添加量が増加しているにも関わらず、硬度は低減しており、磁気特性および打抜き加工性がともに大きく改善されていることが明らかである。
【００７８】
試験番号２６〜２９は、熱延板焼鈍を行っていないため、熱延板焼鈍を行った場合（試験番号１および２）と比較して磁気特性は若干劣るものの、鋼組成が本発明の範囲内にあるため、打抜き加工性は良好である。
【００７９】
試験番号３０、３１は試験番号１と比較してＴｉ量が高く，鉄損及び硬度が高かった。
【００８０】
（実施例２）
表３に示すように、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＶおよびＮｂ量を調整した鋼を溶製し、連続鋳造によりスラブとなし、下記の条件で熱間圧延した。
【００８１】
加熱温度：１１５０℃、仕上温度：８５０℃、巻取温度：５５０℃
【００８２】
【表３】
0003835227.tif 000004
【００８３】
８２０℃で１０時間保持する熱延板焼鈍を施した後、０．２７ｍｍに冷間圧延し、１０５０℃で３０秒間保持する連続焼鈍を施した。得られた冷延鋼板の磁気特性と表面硬さを測定した。
【００８４】
磁気測定は、３０ｍｍ×１００ｍｍの単板試験片に打抜き、圧延方向と圧延直角方向のそれぞれで実施し、二方向の測定値を平均した。磁気特性は、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４００Ｈｚ、磁束密度が１．０Ｔの及び励磁周波数が１０００Ｈｚ、磁束密度が０．５Ｔのときのそれぞれの鉄損を測定した。表面硬さはＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に準じて試験力：９．８０７Ｎ（試験荷重：１ｋｇｆ）で測定した。結果を表３に示す。
【００８５】
表３から明らかなように、試験番号ＢはＳｎが本発明の範囲外であるため、仕上焼鈍時の粒成長性が悪く磁気特性が劣っていた。試験番号ＣはＣｕが本発明の規定範囲外であるため、磁気特性に劣っているばかりか表面疵発生があった。試験番号ＤはＮｉが規定範囲外であるため、硬さが増加した。Ｃｒが本発明の規定範囲外の試験番号Ｅは、磁気特性が若干劣っていた。試験番号Ｆ、ＧはＶ、Ｎｂが規定範囲外であるため、磁気特性が劣っていた。これに対して化学組成が規定範囲内である試験番号Ａは磁気特性、硬さとも良好であった。
【００８６】
【発明の効果】
本発明によれば、打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、インバータ制御されるモータの鉄心素材として好適な無方向性電磁鋼板が得られる。また、製鋼原料として鉄スクラップを積極的に利用することができるため、コスト上昇を招くことなく製造可能であることに加えて、冷間圧延母材の靭性が確保されているため、前記の無方向性電磁鋼板を工業的に多量生産でき、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抜き加工性に及ぼす影響を示す図である。
【図１】
0003835227.tif 000005