JP6048699B2 - 無方向性電磁鋼板とその製造方法ならびにモータコア - Google Patents

Description

本発明は、無方向性電磁鋼板とその製造方法ならびにモータコアに関し、具体的には、歪取焼鈍後の磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板とその製造方法、ならびに、その無方向性電磁鋼板を用いて製作したモータコア（ロータコア、ステータコア）に関するものである。

近年の世界的な電気機器に対する省エネルギー化への要求の高まりに伴い、回転機の鉄心（モータコア）に用いられる無方向性電磁鋼板に対しても、より優れた磁気特性が要求されるようになってきている。また、最近では、電気自動車用モータ等において、小型・高出力化に対するニーズが強く、モータ回転数を高速化することで、モータトルクを稼ぐ設計がなされるようになってきている。

モータコアは、ステータコアとロータコアとに分けられるが、電気自動車用モータは、従来のモータよりも外径が大きく、大きな遠心力が働くことや、構造によっては、ロータコア外周部に１〜２ｍｍと非常に狭い部分が存在することなどから、ロータコアに用いられる無方向性電磁鋼板には、従来よりも高い強度が要求されるようになってきている。一方、モータの小型化と省エネルギー化のためには、ステータコアが低鉄損であることが要求される。したがって、モータコアに用いられる鋼板の特性としては、ロータコア用には高強度、ステータコア用に低鉄損であることが理想的である。

上記のように、同じモータコアに使用される電磁鋼板であっても、ロータコアとステータコアでは、要求特性が大きく異なるが、モータコアの製造に当たって、材料歩留まりを高めるためには、同一の素材鋼板から、ロータコア材とステータコア材を打抜加工して同時に採取し、その後、それぞれの鋼板を積層して、ロータコアまたはステータコアに組み立てるのが望ましいといえる。

上記のように、高強度で低鉄損の無方向性電磁鋼板を製造する技術としては、例えば、特許文献１には、まず高強度の無方向性電磁鋼板を製造してロータコア材を採取した後、該鋼板に歪取焼鈍を施して低鉄損の無方向性電磁鋼板を製造し、ステータコア材を採取する方法が提案されている。この技術では、歪取焼鈍における結晶粒成長を促すため、鋼中に含まれる不純物元素（Ｔｉ，Ｓ，Ｎ，Ｖ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ａｓ）を極めて低いレベルまで低減し、さらに、歪取焼鈍前にスキンパス圧延を施している。

ところで、最近、モータのリサイクルを図る観点から、使用済みのモータコアを溶解し、鋳物としてモータ枠等に再利用しようという動きがある。しかし、特許文献１に開示の電磁鋼板は、Ａｌが添加さているため、これを再利用すると、鋳込み時の溶鋼粘度が増大し、引け巣が生じるという問題がある。そのため、モータコアを鋳物銑としてリサイクルする場合には、Ａｌは実質的に無添加であることが望ましい。

実質的にＡｌが無添加の鋼板から、ロータコア材およびステータコア材を採取することができる無方向性電磁鋼板としては、特許文献２の技術がある。この技術は、特許文献１と同様、まず高強度な無方向性電磁鋼板を製造してロータコア材を採取し、残りの鋼板に歪取焼鈍を施してステータコア材を採取する方法であるが、歪取焼鈍における結晶粒成長を促すために、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃ，Ｓｏｌ．ＡｌおよびＮの含有量を制限し、さらに、粒成長を阻害する延性介在物の個数密度を制御しているのが特徴である。

特許第５２２８３７９号公報 特許第４７１８７４９号公報

しかしながら、特許文献２に開示の技術は、鉄損低減に有効なＳｉの含有量を１．２ｍａｓｓ％以下に制限しているため、低鉄損の無方向性電磁鋼板を製造することができないという問題がある。

本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、実質的にＡｌが無添加でありながら、同一の素材鋼板から高い強度を有するロータコア材と低い鉄損を有するステータコア材を同時に採取することができる無方向性電磁鋼板を提供し、その有利な製造方法を提案するとともに、その鋼板を用いたモータコア（ロータコア、ステータコア）を提供することにある。

発明者らは、上記課題の解決に向け、強度と結晶粒成長性に及ぼす鋼成分の影響に着目して検討を重ねた。その結果、Ｓｉ含有量が高く、実質的にＡｌ無添加の無方向性電磁鋼板にＰを所定量添加し、歪取焼鈍における結晶粒成長性を高めることにより、仕上焼鈍後の鋼板からは高強度のロータコア材を、歪取焼鈍後の鋼板からは低鉄損のステータコア材を同時に採取することができること、そのためには、仕上焼鈍時に鋼板表層にＰを偏析させてやることが重要であることを見出し、本発明を開発するに至った。

すなわち、本発明は、Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．５〜６．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５０〜２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下およびＡｌ：０．００５０ｍａｓｓ％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、仕上焼鈍後の鋼板表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Ｆｅ_７００に対する、電子エネルギー１２０ｅＶ近傍におけるＰのｐｅａｋ−ｐｅａｋ高さＰ_１２０の比（Ｐ_１２０／Ｆｅ_７００）が０．０２以上である無方向性電磁鋼板である。

本発明の上記無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．００５〜０．２ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５〜０．２ｍａｓｓ％から選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする。

また、本発明の上記無方向性電磁鋼板は、降伏強度が４００ＭＰａ以上であることを特徴とする。

また、本発明は、上記に記載の成分組成を有するスラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍を施すことなく、あるいは、熱延板焼鈍または自己焼鈍を施した後、酸洗し、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延し、仕上焼鈍し、絶縁被膜を被成して無方向性電磁鋼板を製造する方法において、上記仕上焼鈍における７００℃から５００℃までの冷却を、酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が０．００１以上の酸化性雰囲気で、１〜３００秒間かけて行うことにより、仕上焼鈍後の鋼板表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Ｆｅ _７００ に対する、電子エネルギー１２０ｅＶ近傍におけるＰのｐｅａｋ−ｐｅａｋ高さＰ _１２０ の比（Ｐ _１２０ ／Ｆｅ _７００ ）を０．０２以上とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。

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打抜加工し、積層したものであることを特徴とする回転機のロータコアである。

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打抜加工後、積層し、歪取焼鈍を施したものであることを特徴とする回転機のステータコアである。

本発明によれば、仕上焼鈍後は高強度で、歪取焼鈍後は低鉄損の無方向性電磁鋼板を製造することができるので、同一の素材鋼板から高い強度を有するロータコア材と低い鉄損を有するステータコア材を同時に採取することが可能となり、モータコアの材料歩留りの向上や材料コストの低減に寄与することができる。

Ｓｉ添加量と歪取焼鈍前後の鉄損Ｗ_{１０／４００}との関係を示すグラフである。 Ｐ添加量と歪取焼鈍前後の鉄損Ｗ_{１０／４００}との関係を示すグラフである。 Ｐ添加量と仕上焼鈍後の鋼板表層付近におけるＰ_１２０／Ｆｅ_７００との関係を示すグラフである。

本発明を開発する契機となった実験について説明する。
＜実験１＞
まず、歪取焼鈍における結晶粒成長性に及ぼすＳｉの影響の調査する実験を行った。
Ｃ：０．００３ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％を含有し、Ｓｉの含有量を０．５〜４．０ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化させて添加した鋼をラボ的に溶解して鋼塊とした後、該鋼塊を熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とした。
次いで、上記熱延板に、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０．２５ｍｍの冷延板とした後、酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が０．０００５の非酸化性雰囲気（１０ｖｏｌ％Ｈ_２−９０ｖｏｌ％Ｎ_２、露点−５０℃）で８００℃×１０ｓの仕上焼鈍を施して無方向性電磁鋼板とした後、２５ｃｍエプスタイン法で鉄損Ｗ_{１０／４００}を測定した。
次いで、上記鋼板に、Ｎ_２雰囲気で７５０℃×２ｈの歪取焼鈍を施した後、再度、２５ｃｍエプスタイン法で鉄損Ｗ_{１０／４００}を測定した。

図１に、上記歪取焼鈍前後の鉄損Ｗ_{１０／４００}と、Ｓｉ添加量との関係を示した。この図から、Ｓｉ添加量が０．５〜１．５ｍａｓｓ％では、歪取焼鈍により鉄損Ｗ_{１０／４００}は低下しているが、Ｓｉ添加量が１．５ｍａｓｓ％以上では、鉄損Ｗ_{１０／４００}は低下していないことがわかる。
そこで、この原因を調査するため、ＴＥＭで歪取焼鈍後の鋼板の組織観察を行ったところ、Ｓｉ添加量が１．５ｍａｓｓ％以上の鋼板には、鋼板表層付近に微細なＳｉ_３Ｎ_４の析出物が多数認められたが、Ｓｉ添加量が０．５〜１．５ｍａｓｓ％の鋼板には、上記微細析出物は確認されなかった。このことから、Ｓｉ添加量が多い鋼板では、歪取焼鈍中に、雰囲気から鋼中に浸入したＮと鋼中のＳｉが反応して微細なＳｉ_３Ｎ_４が析出することによって粒成長が阻害され、鉄損が改善されなくなることが判明した。

＜実験２＞
次に、歪取焼鈍における雰囲気と、Ｐ添加量が結晶粒成長性に及ぼす影響を調査した。
Ｃ：０．００３ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％を含有し、Ｐを０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化させて添加した鋼をラボ的に溶解し、鋼塊とした後、該鋼塊を熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とした。
次いで、上記熱延板に、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０．２５ｍｍの冷延板とした後、酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が０．０００５の非酸化性雰囲気（１０ｖｏｌ％Ｈ_２−９０ｖｏｌ％Ｎ_２、露点−５０℃）で８００℃×１０ｓの仕上焼鈍を施して無方向性電磁鋼板とした。この際、７００℃から５００℃までを、下記３条件に振り分け、１０ｓ間掛けて冷却した。
・条件Ａ：Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が０．０００５の非酸化性雰囲気（１０ｖｏｌ％Ｈ_２−９０ｖｏｌ％Ｎ_２、露点−５０℃）
・条件Ｂ：Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が０．０１の酸化性雰囲気（２ｖｏｌ％Ｈ_２−９８ｖｏｌ％Ｎ_２、露点−４０℃）
・条件Ｃ：Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が０．５の酸化性雰囲気（０．１ｖｏｌ％Ｈ_２−９９．９ｖｏｌ％Ｎ_２、露点−３０℃）
斯くして得た仕上焼鈍後の鋼板について、２５ｃｍエプスタイン法で鉄損Ｗ_{１０／４００}を測定した。また、上記鋼板に、Ｎ_２雰囲気で７５０℃×２ｈの歪取焼鈍を施した後、再度、２５ｃｍエプスタイン法で鉄損Ｗ_{１０／４００}を測定した。

図２に、歪取焼鈍前後の鉄損Ｗ_{１０／４００}とＰ添加量との関係を示した。なお、歪取焼鈍前の鉄損Ｗ_{１０／４００}は、冷却時の雰囲気のＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２によらずほぼ一定であったため、図２中には、Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が０．０００５のときの鉄損Ｗ_{１０／４００}を載せている。
図２から、Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が０．０００５で冷却した鋼板は、歪取焼鈍を施しても鉄損はあまり改善されていないが、Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が０．０１および０．５で冷却した鋼板は、Ｐ添加量が０．０３ｍａｓｓ％以上で鉄損が大きく低下していることがわかる。

そこで、上記歪取焼鈍後の鋼板についてＴＥＭで組織観察を行ったところ、Ｐ添加量が０．０３ｍａｓｓ％未満の鋼板は、Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が０．０００５、０．０１、０．５のいずれでも微細なＳｉ_３Ｎ_４の析出が確認されたが、Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が０．０１、０．５でＰ添加量が０．０３ｍａｓｓ％以上の鋼板にはＳｉ_３Ｎ_４の析出は確認されなかった。

この原因を調査するため、仕上焼鈍後の鋼板表層のＰの偏析量をオージェ電子分光法（ＡＥＳ）で分析した。なお、Ｐの偏析量は、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Ｆｅ_７００に対する、電子エネルギー１２０ｅＶ近傍におけるＰのｐｅａｋ−ｐｅａｋ高さＰ_１２０の比（Ｐ_１２０／Ｆｅ_７００）で評価した。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る。

図３に、鋼板表層付近におけるＰ_１２０／Ｆｅ_７００とＰ添加量の関係を示す。この図から、Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が０．０１、０．５で冷却した鋼板は、Ｐ添加量が０．０３ｍａｓｓ％以上で、表層にＰが濃化し、Ｐ_１２０／Ｆｅ_７００の値が０．０２を超えていることがわかった。この結果から、Ｐ添加量が０．０３ｍａｓｓ％以上の鋼板において、歪取焼鈍により鉄損Ｗ_{１０／４００}が低下したのは、仕上焼鈍で表層に濃化したＰによって雰囲気中のＮの鋼中への浸入が抑止され、微細なＳｉ_３Ｎ_４が析出しなかったためと考えられる。

ここで、仕上焼鈍における冷却時の雰囲気を酸化性雰囲気にすることで、鋼板表層へのＰの偏析が促進される理由は、まだ十分に明らかとなっていないが、酸化性雰囲気としたことによって鋼板表層において脱炭が生じ、Ｐの偏析が促進されたためであると考えられる。
以上の結果から、仕上焼鈍における鋼板表層へのＰの偏析は、その後の歪取焼鈍における結晶粒成長性の確保に極めて有効であることがわかった。

次に、本発明の無方向性電磁鋼板の成分組成について説明する。
Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｃは、磁気時効を起こして製品板の磁気特性を劣化させる有害元素であるので、本発明では０．００５ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。

Ｓｉ：１．５〜６．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼板の固有抵抗を高め、鉄損を低減するのに有効な元素である。本発明では、Ｓｉと同様に電気抵抗を高める元素であるＡｌを添加しないため、Ｓｉは１．５ｍａｓｓ％以上添加する。しかし、６．０ｍａｓｓ％を超える添加は、鋼を著しく脆化する。よって、Ｓｉは１．５〜６．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは１．５〜４．０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｍｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、熱間圧延時の赤熱脆性を防止するため、０．０５ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、２．０ｍａｓｓ％を超えると、磁束密度が低下し、脆化も顕著となる。よって、Ｍｎは０．０５〜２．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０５〜１．５ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｐ：０．０３〜０．１５ｍａｓｓ％
Ｐは、前述したように、歪取焼鈍における粒成長性を確保するのに有効な元素であり、０．０３ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、０．１５ｍａｓｓ％を超えると、鋼が脆化し冷間圧延に支障を来すようになる。よって、Ｐは０．０３〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物を生成し、鉄損を増加させる有害元素であるため、上限を０．００５ｍａｓｓ％に制限する。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。

Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｎは、窒化物を形成して、粒成長を阻害し、鉄損特性を劣化させるため、０．００５ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。

Ａｌ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、微量に存在すると、微細なＡｌＮを形成して、粒成長を阻害し、磁気特性を害するため、０．００５ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。

本発明の無方向性電磁鋼板は、上記必須とする成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物であるが、ＳｎおよびＳｂから選ばれる１種または２種を以下の範囲で含有することができる。
Ｓｎ：０．００５〜０．２ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．２ｍａｓｓ％
ＳｎおよびＳｂは、集合組織を改善し、磁束密度の向上に有効な元素である。上記効果を得るためには、少なくとも各々０．００５ｍａｓｓ％以上の添加が好ましい。しかし、０．２ｍａｓｓ％を超えると、上記効果が飽和する。そのため、Ｓｎおよび／またはＳｂを添加する場合には、上記範囲で添加するのが好ましい。より好ましくは、それぞれＳｎ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲である。

次に、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法について述べる。
本発明の無方向性電磁鋼板は、鋼素材として、Ｐの含有量を上記適正範囲内に調整したスラブを用いる限り、公知の方法で製造することができる。例えば、転炉あるいは電気炉などで鋼を溶解し、脱ガス設備等で二次精錬する常法の精錬プロセスで上記の成分組成に調整した溶鋼を連続鋳造法でスラブとした後、熱間圧延して熱延板とし、必要に応じて熱延板焼鈍した後、酸洗し、冷間圧延して冷延板とし、仕上焼鈍する方法で製造することができる。

ここで、上記熱間圧延後の鋼板（熱延板）の板厚は、１．０〜５．０ｍｍの範囲とするのが好ましい。１．０ｍｍ未満では、熱間圧延での圧延トラブルが増加し、一方、５．０ｍｍ超えでは、冷延圧下率が高くなり過ぎ、集合組織が劣化するからである。

また、熱延板焼鈍を施す場合には、均熱温度は９００〜１２００℃の範囲とするのが好ましい。９００℃未満では、熱延板焼鈍の効果が小さく磁気特性が十分に向上せず、一方、１２００℃を超えると、コスト的に不利となる他、スケール起因の表面疵が発生するようになるからである。
なお、熱延板焼鈍に代えて、熱間圧延後、巻き取ったコイルの自己焼鈍を活用してもよく、その場合には、コイル巻取温度は６００℃以上とすることが好ましい。

また、熱延後または熱延板焼鈍後の冷間圧延は、１回または中間焼鈍を挟む２回以上とするのが好ましい。特に、最終の冷間圧延は、設備上や生産制約上、コスト的に問題がなければ、磁束密度を向上する目的で、板温を２００℃程度に昇温して圧延する温間圧延を採用することが好ましい。

なお、上記冷延板の板厚（最終板厚）は、０．１〜１．０ｍｍの範囲とするのが好ましい。０．１ｍｍ未満では、生産性が低下し、一方、１．０ｍｍ超えでは、鉄損の低減効果が小さいからである。

上記最終板厚とした冷延板に施す仕上焼鈍は、７００〜１１００℃の温度で１〜３００秒間均熱する連続焼鈍を採用するのが好ましい。均熱温度が７００℃未満では、再結晶が十分に進行せず、良好な磁気特性が得られないことに加えて、連続焼鈍における形状矯正効果が十分に得られない。一方、１１００℃を超えると、結晶粒が粗大化し、強度が低下したり、靭性が低下したりするからである。より好ましい均熱温度は８００〜１１００℃、均熱時間は１〜１００秒である。なお、仕上焼鈍後の鋼板強度を確保するためには、上記仕上焼鈍温度、時間は、鉄損が許容される限り、できるだけ低温、短時間とするのが望ましい。

ここで、上記連続焼鈍の均熱時における雰囲気が酸化性であると、鋼板表層で急激に成長した酸化物が粒成長を阻害し、鉄損を劣化させるため、酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が０．００１以下の非酸化性雰囲気とするのが好ましい。より好ましくは、０．０００５以下である。

また、均熱後の冷却における雰囲気は、鋼板表層へのＰの偏析を促進するためには、酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２を０．００１以上の酸化性雰囲気とする必要がある。しかし、Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２を高くし過ぎると、鋼板表面にガスマークと呼ばれる酸化むらが生じ、商品としての外観が損なわれるため、上限は５程度とするのが好ましい。

なお、上記冷却時における雰囲気制御は、７００℃から５００℃までの間で行うことが必要である。５００℃以上とするのは、Ｐの偏析を促進するためには、表層で脱炭が起きる必要があるからであり、一方で、７００℃以下とするのは、７００℃超えでの雰囲気が酸化性であると、鋼板表層で急激に成長した酸化物が粒成長を阻害し、鉄損を劣化させるためである。

また、上記冷却に掛ける時間は１〜３００ｓの範囲とする必要がある。１ｓ未満では脱炭が進行しないためであり、一方、３００ｓを超えると、生産性が低下するからである。なお、鋼板表層の脱炭を十分に行わせ、結晶粒成長性を確保するためには、５ｓ以上掛けて冷却するのが好ましい。

上記の条件で冷却した仕上焼鈍後の鋼板は、鋼板表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Ｆｅ_７００に対する、電子エネルギー１２０ｅＶ近傍におけるＰのｐｅａｋ−ｐｅａｋ高さＰ_１２０の比（Ｐ_１２０／Ｆｅ_７００）が０．０２以上のものとなる。なお、歪取焼鈍における結晶粒の成長をより高めるためには、（Ｐ_１２０／Ｆｅ_７００）は０．０３以上であることが好ましい。

また、上記のようにして製造した仕上焼鈍後の鋼板は、Ｐが添加され、結晶粒が微細であるため、高い強度を有するものとなる。そのため、上記仕上焼鈍後の鋼板は、ロータコア材にそのまま用いることができる。ここで、上記鋼板は、モータの高速回転による遠心力に抗するためには、降伏応力（上降伏点）が４００ＭＰａ以上であることが好ましく、４２０ＭＰａ以上であることがより好ましい。なお、上記降伏応力は、ＪＩＳ Ｚ２２０１に規定された試験片（好ましくは、ＪＩＳ ５号試験片）を、ＪＩＳ Ｚ２２４１に規定された方法で引張試験を行うことで測定した値である。

また、上記仕上焼鈍後の鋼板は、高強度であるととともに、添加したＰを仕上焼鈍において鋼板表層に偏析させているので、歪取焼鈍における結晶粒成長性にも優れるという特性を有している。そのため、上記仕上焼鈍後の鋼板は、歪取焼鈍を施すことで低鉄損となるので、ステータコア材に用いることができる。

次に、上記仕上焼鈍後の鋼板からモータコア（ロータコア、ステータコア）を製造する方法について説明する。
上記仕上焼鈍後の無方向性電磁鋼板から打抜加工によりロータコア用とステータコア用の鉄心材を同時に採取し、ロータコアについては、上記打抜加工したロータコア材を積層し、組み立てることで高強度のロータコアを得ることができ、一方、ステータコアについては、上記打抜加工したステータコア材を積層し、組み立てた後、歪取焼鈍を施すことで、低鉄損のステータコアを得ることができる。

ここで、上記歪取焼鈍は、常法の条件で行えばよく、特に制限しないが、例えば、不活性ガス雰囲気中で、７００〜９００℃×０．１〜１０ｈｒの条件で行うのが好ましい。なお、ロータコアにも歪取焼鈍を施してもよいが、高強度を維持するためには、施さないのが好ましい。

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。

転炉で吹練し、脱ガス処理を施して、表１に示した種々の成分組成を有する溶鋼とした後、連続鋳造法でスラブとした。次いで、上記スラブを１１４０℃の温度に１ｈｒ再加熱し、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、該熱延板に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０．２５ｍｍの冷延板とした。次いで、上記冷延板に、均熱帯の雰囲気を酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が０．０００５の非酸化性雰囲気として、７００〜９００℃の温度で１０ｓ間保持した後、７００℃から５００℃までを、酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が０．０００３の非酸化性雰囲気下、あるいは、Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が０．００３〜３．０の酸化性雰囲気下で、５〜２５０ｓ掛けて冷却する仕上焼鈍を施し、冷延焼鈍板とした。なお、上記製造条件の詳細は表２に示した。なお、表２中のＮｏ．２２は、熱延板焼鈍の代わりに６５０℃×１ｈｒの自己焼鈍を施した例、また、Ｎｏ．２３は、熱間圧延後にいずれの焼鈍も施さなかった例である。
その後、上記冷延焼鈍板について、２５ｃｍエプスタイン試験法で、磁気特性（鉄損Ｗ_{１０／４００}、磁束密度Ｂ_５０）を測定するとともに、ＪＩＳ５号試験片を用いて引張試験を行い、降伏応力を測定した。
さらに、上記冷延焼鈍板に、Ｎ_２雰囲気下で７５０℃×２ｈｒの歪取焼鈍を施した後、再度、２５ｃｍエプスタイン試験法で、鉄損Ｗ_{１０／４００}および磁束密度Ｂ_５０を測定した。

上記磁気特性および引張試験の結果を、製造条件と併せて表２に示した。
表１および表２から、本発明に適合する成分組成を有する鋼板を、本発明に適合する条件で仕上焼鈍を施すことによって、仕上焼鈍後は高強度で、歪取焼鈍後は低鉄損の無方向性電磁鋼板を安定的に製造することができるので、同じ素材鋼板からロータコア材とステータコア材を同時に採取することができることがわかる。

Claims (6)

1. Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．５〜６．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５０〜２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下およびＡｌ：０．００５０ｍａｓｓ％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、
   仕上焼鈍後の鋼板表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Ｆｅ_７００に対する、電子エネルギー１２０ｅＶ近傍におけるＰのｐｅａｋ−ｐｅａｋ高さＰ_１２０の比（Ｐ_１２０／Ｆｅ_７００）が０．０２以上である無方向性電磁鋼板。
2. 上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．００５〜０．２ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５〜０．２ｍａｓｓ％から選ばれる１種または２種を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。
3. 降伏強度が４００ＭＰａ以上であ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。
4. 請求項１または２に記載の成分組成を有するスラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍を施すことなく、または、熱延板焼鈍を施した後、あるいは、自己焼鈍を施した後、酸洗し、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延し、仕上焼鈍し、絶縁被膜を被成して無方向性電磁鋼板を製造する方法において、
   上記仕上焼鈍における７００℃から５００℃までの冷却を、酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が０．００１以上の酸化性雰囲気で、１〜３００秒間掛けて行うことにより、
   仕上焼鈍後の鋼板表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Ｆｅ _７００ に対する、電子エネルギー１２０ｅＶ近傍におけるＰのｐｅａｋ−ｐｅａｋ高さＰ _１２０ の比（Ｐ _１２０ ／Ｆｅ _７００ ）を０．０２以上とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
5. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板を打抜加工し、積層したものであることを特徴とする回転機のロータコア。
6. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板を打抜加工後、積層し、歪取焼鈍を施したものであることを特徴とする回転機のステータコア。
   

Images