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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2023-09-14
(45)【発行日】2023-09-25
(54)【発明の名称】無方向性電磁鋼板およびその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20230915BHJP
C22C 38/38 20060101ALI20230915BHJP
C21D 8/12 20060101ALI20230915BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20230915BHJP
H01F 1/147 20060101ALI20230915BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 303U
C22C38/38
C21D8/12 A
C21D9/46 501A
H01F1/147 175
【請求項の数】
7
(21)【出願番号】P 2021517402
(86)(22)【出願日】2019-05-23
(65)【公表番号】
(43)【公表日】2022-01-06
(86)【国際出願番号】 KR2019006219
(87)【国際公開番号】W WO2020067624
(87)【国際公開日】2020-04-02
【審査請求日】2021-05-26
(31)【優先権主張番号】10-2018-0115268
(32)【優先日】2018-09-27
(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR
【前置審査】
(73)【特許権者】
【識別番号】522492576
【氏名又は名称】ポスコ カンパニー リミテッド
(74)【代理人】
【識別番号】110000051
【氏名又は名称】弁理士法人共生国際特許事務所
(72)【発明者】
【氏名】キム，ジェ‐ソン
(72)【発明者】
【氏名】キム，スン イル
(72)【発明者】
【氏名】キム，ジェ
(72)【発明者】
【氏名】シン，ス‐ヨン
(72)【発明者】
【氏名】キム，ヨン‐ス
【審査官】鈴木 葉子
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１８－０２１２４２（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１８／０２５９４１（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１８／１６４１８５（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２００１－１７２７５３（ＪＰ，Ａ）
【文献】中国特許出願公開第１０１３４６４８４（ＣＮ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１３／０３８００８（ＷＯ，Ａ１）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２１Ｄ ８／１２， ９／４６
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
重量％で、Ｃ：０．００４％以下（０％を除く）、Ｓｉ：２．５～４．０％、Ｐ：０．１％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．３～２．０％、Ｎ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．１５～２．５％、Ｃｒ：０．００１～０．２％、Ｃｕ：０．１％以下、並びに、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、下記式１を満足し、
平均結晶粒径が１～１８μｍであり、
直径１ｎｍ～０．１μｍの硫化物の密度が２５万／ｍｍ ２ 以下であり、
前記硫化物は、ＭｎＳ、またはＭｎＳおよびＣｕＳを含み、
５０００Ａ／ｍの磁場で誘導される磁束密度（Ｂ ５０ ）が１．６４～１．７５Ｔであり、降伏強度が５５０～７５０ＭＰａであり、
７５０℃の温度で２時間行う応力除去焼鈍後、測定された鉄損（Ｗ １０／４００ ）が１０～１１．５Ｗ／ｋｇであることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
〔式１〕
［Ｍｎ］≧１４５０×［Ｓ］－０．８
（式１中、［Ｍｎ］および［Ｓ］は、それぞれＭｎおよびＳの含有量（重量％）を示す。）
【請求項2】
Ｔｉ：０．００３重量％以下、およびＮｂ：０．００３重量％以下、のうちの１種以上をさらに含む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】
重量％で、Ｃ：０．００４％以下（０％を除く）、Ｓｉ：２．５～４．０％、Ｐ：０．１％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．３～２．０％、Ｎ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．１５～２．５％、Ｃｒ：０．００１～０．２％、Ｃｕ：０．１％以下、並びに、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、下記式１を満足するスラブを加熱する段階、
前記スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階、
前記熱延板を圧下率７０～９５％で冷間圧延して冷延板を製造する段階、および
前記冷延板を７１０～８２０℃の温度で最終焼鈍する段階を含み、
製造された無方向性電磁鋼板は、平均結晶粒径が１～１８μｍであり、
直径１ｎｍ～０．１μｍの硫化物の密度が２５万／ｍｍ ２ 以下であり、
前記硫化物は、ＭｎＳ、またはＭｎＳおよびＣｕＳを含み、
５０００Ａ／ｍの磁場で誘導される磁束密度（Ｂ ５０ ）が１．６４～１．７５Ｔであり、
降伏強度が５５０～７５０ＭＰａであり、
７５０℃の温度で２時間行う応力除去焼鈍後、測定された鉄損（Ｗ １０／４００ ）が１０～１１．５Ｗ／ｋｇであることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
〔式１〕
［Ｍｎ］≧１４５０×［Ｓ］－０．８
（式１中、［Ｍｎ］および［Ｓ］は、それぞれＭｎおよびＳの含有量（重量％）を示す。）
【請求項4】
前記スラブは、Ｔｉ：０．００３重量％以下、およびＮｂ：０．００３重量％以下、のうちの１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項３に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項5】
前記スラブを１，１００℃～１，２５０℃に加熱することを特徴とする請求項３又は請求項４に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項6】
前記熱延板を製造する段階の後、前記熱延板を８５０～１，２００℃の温度で焼鈍する熱延板焼鈍段階をさらに含むことを特徴とする請求項３乃至請求項５のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項7】
前記最終焼鈍する段階の後、７００～９００℃の温度範囲で焼鈍する応力除去焼鈍段階をさらに含むことを特徴とする請求項３乃至請求項６のいずれか一項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】
【技術分野】
【0001】
本発明は、無方向性電磁鋼板およびその製造方法に係り、より詳しくは、鋼板にＭｎ、Ｓ元素を適正量添加し、結晶粒の粒径を小さく制御して、高強度特性とエネルギー効率化のための低鉄損の磁気的特性を同時に達成できる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】
最近、エネルギーの効率的利用に対する関心が高まるにつれ、大型発電機やハイブリッド自動車（ＨＥＶ；Ｈｙｂｒｉｄ Ｅｌｅｃｔｒｉｃ Ｖｅｈｉｃｌｅ）あるいは電気自動車（ＥＶ；Ｅｌｅｃｔｒｉｃ Ｖｅｈｉｃｌｅ）のような環境にやさしい自動車などの電気機器に用いられるモータの効率を増加させようとする努力が試みられている。その一環として、ＢＬＤＣモータのように周波数を変調して一般的なモータより速い回転速度を得ようとする努力が進められている。
【0003】
特に、ハイブリッド自動車や電気自動車の駆動部に用いられるモータの場合、限られた大きさで大きな出力を得る必要があり、高回転速度が要求される。このような場合において、モータの回転子が受ける遠心力は回転速度の二乗に比例するため、高速の回転時に、一般的な電磁鋼板が耐えられる降伏強度を超えてしまい、これはモータの安定性および耐久性を脅かす要因として作用する。したがって、高速回転する機器の回転子には高強度の素材を必要とする。
それだけでなく、モータの回転子として用いられる素材には、強度以外にも高周波によって発生する渦流損失を低減させる必要がある。しかしながら、強度を向上させるために、高強度炭素鋼で一体型回転子を作ると、回転子の渦流損失が大きくなってモータの全体的な効率が低減してしまう。
したがって、高強度特性と低鉄損特性をすべて満足させる電磁鋼板の製造技術に関する研究が求められるようになってきた。その一環として、鋼にフェライト以外の組織を形成して強度を向上させる技術と、特殊合金元素を添加させて強度を向上させる技術、冷間圧延あるいは追加加工前の状態での結晶粒サイズを大きく制御して、鉄損特性と強度特性を両立させようとする技術が提案されている。
しかし、フェライト以外の組織を形成する技術は、パーライトやマルテンサイト、オーステナイトの非磁性異常組織が鋼内部に存在することによって鉄損および磁束密度が急激に劣化し、回転子に用いると、モータの効率が急激に減少するという欠点がある。特殊合金元素を添加する技術も、磁性が急激に劣化する問題が発生し、使い道によっては限界が発生する。また、冷間圧延前の結晶粒サイズを大きく制御する技術の場合には、未再結晶組織が多い高強度電磁鋼板ではその効果がわずかであり、効果的な磁気的特性の向上が得られない虞がある。
それだけでなく、モータの回転子として用いられる素材には、強度以外にも高周波によって発生する渦流損失を低減させる必要がある。しかしながら、強度を向上させるために、高強度炭素鋼で一体型回転子を作ると、回転子の渦流損失が大きくなってモータの全体的な効率が低減してしまう。
したがって、高強度特性と低鉄損特性をすべて満足させる電磁鋼板の製造技術に関する研究が求められるようになってきた。その一環として、鋼にフェライト以外の組織を形成して強度を向上させる技術と、特殊合金元素を添加させて強度を向上させる技術、冷間圧延あるいは追加加工前の状態での結晶粒サイズを大きく制御して、鉄損特性と強度特性を両立させようとする技術が提案されている。
しかし、フェライト以外の組織を形成する技術は、パーライトやマルテンサイト、オーステナイトの非磁性異常組織が鋼内部に存在することによって鉄損および磁束密度が急激に劣化し、回転子に用いると、モータの効率が急激に減少するという欠点がある。特殊合金元素を添加する技術も、磁性が急激に劣化する問題が発生し、使い道によっては限界が発生する。また、冷間圧延前の結晶粒サイズを大きく制御する技術の場合には、未再結晶組織が多い高強度電磁鋼板ではその効果がわずかであり、効果的な磁気的特性の向上が得られない虞がある。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0004】
本発明の目的とするところは、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。より詳しくは、鋼板にＭｎ、Ｓ元素を適正量添加し、結晶粒の粒径を小さく制御して、高強度特性とエネルギー効率化のための低鉄損の磁気的特性を同時に達成できる無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【0005】
本発明の無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｃ：０．００４％以下（０％を除く）、Ｓｉ：２．５～４．０％、Ｐ：０．１％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．３～２．０％、Ｎ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．１５～２．５％、Ｃｒ：０．５％以下（０％を除く）並びに、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、下記式１を満足し、平均結晶粒径が２０μｍ以下であることを特徴とする。
〔式１〕
［Ｍｎ］≧１４５０×［Ｓ］－０．８
（式１中、［Ｍｎ］および［Ｓ］は、それぞれＭｎおよびＳの含有量（重量％）を示す。）
Ｔｉ：０．００３重量％以下、Ｎｂ：０．００３重量％以下、およびＣｕ：０．１重量％以下のうちの１種以上をさらに含むことができる。
直径１ｎｍ～０．１μｍの硫化物の密度が２５万／ｍｍ２以下であってもよい。
硫化物は、ＭｎＳ、またはＭｎＳおよびＣｕＳを含むことができる。
５０００Ａ／ｍの磁場で誘導される磁束密度（Ｂ５０）が１．６１Ｔ以上であり、５００ＭＰａ以上の降伏強度を有することができる。
７５０℃の温度で２時間行う応力除去焼鈍後、測定された鉄損（Ｗ１０／４００）が１２Ｗ／ｋｇ以下であってもよい。
〔式１〕
［Ｍｎ］≧１４５０×［Ｓ］－０．８
（式１中、［Ｍｎ］および［Ｓ］は、それぞれＭｎおよびＳの含有量（重量％）を示す。）
Ｔｉ：０．００３重量％以下、Ｎｂ：０．００３重量％以下、およびＣｕ：０．１重量％以下のうちの１種以上をさらに含むことができる。
直径１ｎｍ～０．１μｍの硫化物の密度が２５万／ｍｍ２以下であってもよい。
硫化物は、ＭｎＳ、またはＭｎＳおよびＣｕＳを含むことができる。
５０００Ａ／ｍの磁場で誘導される磁束密度（Ｂ５０）が１．６１Ｔ以上であり、５００ＭＰａ以上の降伏強度を有することができる。
７５０℃の温度で２時間行う応力除去焼鈍後、測定された鉄損（Ｗ１０／４００）が１２Ｗ／ｋｇ以下であってもよい。
【0006】
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．００４％以下（０％を除く）、Ｓｉ：２．５～４．０％、Ｐ：０．１％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．３～２．０％、Ｎ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．１５～２．５％、Ｃｒ：０．５％以下（０％を除く）並びに、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、下記式１を満足するスラブを加熱する段階、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階、および冷延板を７１０～８２０℃の温度で最終焼鈍する段階を含むことを特徴とする。
〔式１〕
［Ｍｎ］≧１４５０×［Ｓ］－０．８
（式１中、［Ｍｎ］および［Ｓ］は、それぞれＭｎおよびＳの含有量（重量％）を示す。）
スラブは、Ｔｉ：０．００３重量％以下、Ｎｂ：０．００３重量％以下、およびＣｕ：０．１重量％以下のうちの１種以上をさらに含むことができる。
スラブを１，１００℃～１，２５０℃に加熱することができる。
熱延板を製造する段階の後、前記熱延板を８５０～１２００℃の温度で焼鈍する熱延板焼鈍段階をさらに含むことができる。
最終焼鈍する段階の後、７００～９００℃の温度範囲で焼鈍する応力除去焼鈍段階をさらに含むことができる。
〔式１〕
［Ｍｎ］≧１４５０×［Ｓ］－０．８
（式１中、［Ｍｎ］および［Ｓ］は、それぞれＭｎおよびＳの含有量（重量％）を示す。）
スラブは、Ｔｉ：０．００３重量％以下、Ｎｂ：０．００３重量％以下、およびＣｕ：０．１重量％以下のうちの１種以上をさらに含むことができる。
スラブを１，１００℃～１，２５０℃に加熱することができる。
熱延板を製造する段階の後、前記熱延板を８５０～１２００℃の温度で焼鈍する熱延板焼鈍段階をさらに含むことができる。
最終焼鈍する段階の後、７００～９００℃の温度範囲で焼鈍する応力除去焼鈍段階をさらに含むことができる。
【発明の効果】
【0007】
本発明の無方向性電磁鋼板は、鋼板にＭｎ、Ｓ元素を適正量添加し、結晶粒の粒径を小さく制御して、高強度特性とエネルギー効率化のための低鉄損の磁気的特性を同時に達成することができる。
また、本発明の無方向性電磁鋼板は、鋼内部の硫化物を効果的に低くすることによって、応力除去焼鈍工程で結晶成長を図ることで、応力除去焼鈍後に鉄損の低い無方向性電磁鋼板を得ることができる。
さらに、本発明の無方向性電磁鋼板は、応力除去焼鈍前は磁束密度と降伏強度特性を安定的に確保することができる。
また、本発明の無方向性電磁鋼板は、高効率モータ、特に自動車用駆動モータのような永久磁石挿入型モータに最適化された特性を提供することができる。
また、本発明の無方向性電磁鋼板は、鋼内部の硫化物を効果的に低くすることによって、応力除去焼鈍工程で結晶成長を図ることで、応力除去焼鈍後に鉄損の低い無方向性電磁鋼板を得ることができる。
さらに、本発明の無方向性電磁鋼板は、応力除去焼鈍前は磁束密度と降伏強度特性を安定的に確保することができる。
また、本発明の無方向性電磁鋼板は、高効率モータ、特に自動車用駆動モータのような永久磁石挿入型モータに最適化された特性を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【0008】
ここで使用される専門用語は単に特定の実施例を言及するためのものであり、本発明を限定することを意図しない。ここで使用される単数形態は、文章がこれと明確に反対の意味を示さない限り、複数形態も含む。明細書で使用される「含む」の意味は、特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素および／または成分を具体化し、他の特性、領域、整数、段階、動作、要素および／または成分の存在や付加を除外させるわけではない。
ある部分が他の部分の「上に」あると言及する場合、これはまさに他の部分の上にあるか、その間に他の部分が伴ってもよい。対照的に、ある部分が他の部分の「真上に」あると言及する場合、その間に他の部分が介在しない。
他に定義しないが、ここに使用される技術用語および科学用語を含むすべての用語は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が一般に理解する意味と同一の意味を有する。通常使用される辞書に定義された用語は、関連技術文献と現在開示された内容に符合する意味を有すると追加解釈され、定義されない限り、理想的または非常に公式的な意味で解釈されない。
ある部分が他の部分の「上に」あると言及する場合、これはまさに他の部分の上にあるか、その間に他の部分が伴ってもよい。対照的に、ある部分が他の部分の「真上に」あると言及する場合、その間に他の部分が介在しない。
他に定義しないが、ここに使用される技術用語および科学用語を含むすべての用語は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が一般に理解する意味と同一の意味を有する。通常使用される辞書に定義された用語は、関連技術文献と現在開示された内容に符合する意味を有すると追加解釈され、定義されない限り、理想的または非常に公式的な意味で解釈されない。
【0009】
また、特に言及しない限り、％は重量％を意味し、１ｐｐｍは０．０００１重量％である。
本発明の一実施例において、鋼成分に追加元素をさらに含むとの意味は、追加元素の追加量だけ、残部の鉄（Ｆｅ）を代替して含むことを意味する。
以下、本発明の実施例について、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に実施できるように詳しく説明する。しかし、本発明は種々の異なる形態で実現可能であり、ここで説明する実施例に限定されない。
本発明の一実施例において、鋼成分に追加元素をさらに含むとの意味は、追加元素の追加量だけ、残部の鉄（Ｆｅ）を代替して含むことを意味する。
以下、本発明の実施例について、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に実施できるように詳しく説明する。しかし、本発明は種々の異なる形態で実現可能であり、ここで説明する実施例に限定されない。
【0010】
本発明の一実施例では、無方向性電磁鋼板内の組成、特に主な添加成分であるＭｎ、Ｓの範囲を最適化し、結晶粒の粒径を小さく制御することによって、高強度特性とエネルギー効率化のための低鉄損の磁気的特性を同時に達成する。
【0011】
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｃ：０．００４％以下（０％を除く）、Ｓｉ：２．５～４．０％、Ｐ：０．１％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．３～２．０％、Ｎ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．１５～２．５％、Ｃｒ：０．５％以下（０％を除く）並びに、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる。
【0012】
まず、無方向性電磁鋼板の成分限定の理由から説明する。
【0013】
Ｃ：０．００４重量％以下
炭素（Ｃ）は、最終的に製造される電磁鋼板で磁気時効を起こして使用中に磁気的特性を低下させるため、０．００４重量％以下で含有されることが好ましい。Ｃの含有量が低いほど磁気的特性が改善できるため、さらに好ましくは、０．００３重量％以下である。
炭素（Ｃ）は、最終的に製造される電磁鋼板で磁気時効を起こして使用中に磁気的特性を低下させるため、０．００４重量％以下で含有されることが好ましい。Ｃの含有量が低いほど磁気的特性が改善できるため、さらに好ましくは、０．００３重量％以下である。
【0014】
Ｓｉ：２．５～４．０重量％
ケイ素（Ｓｉ）は、比抵抗を増加させて鉄損中の渦流損失を低くする成分として添加する。また、Ｓｉは添加される場合、素材の強度を増加させる効果がある。Ｓｉが過度に少なく添加されると、前述した効果が十分に発揮されないことがある。さらに、Ｓｉが過度に多く含まれると、冷間圧延性が低下して板破断が生じることがある。さらに好ましくは、Ｓｉは２．６～３．５重量％である。
ケイ素（Ｓｉ）は、比抵抗を増加させて鉄損中の渦流損失を低くする成分として添加する。また、Ｓｉは添加される場合、素材の強度を増加させる効果がある。Ｓｉが過度に少なく添加されると、前述した効果が十分に発揮されないことがある。さらに、Ｓｉが過度に多く含まれると、冷間圧延性が低下して板破断が生じることがある。さらに好ましくは、Ｓｉは２．６～３．５重量％である。
【0015】
Ｐ：０．１重量％以下
リン（Ｐ）は、比抵抗を増加させ、集合組織を改善して磁性を向上させるために添加する。ただし、過剰添加時には冷間圧延性が悪化するため、Ｐの含有量は０．１重量％以下に制限することが好ましい。さらに好ましくは、Ｐは０．００５～０．０５重量％である。
リン（Ｐ）は、比抵抗を増加させ、集合組織を改善して磁性を向上させるために添加する。ただし、過剰添加時には冷間圧延性が悪化するため、Ｐの含有量は０．１重量％以下に制限することが好ましい。さらに好ましくは、Ｐは０．００５～０．０５重量％である。
【0016】
Ａｌ：０．３～２．０重量％
アルミニウム（Ａｌ）は、比抵抗を増加させて渦流損失を低くするのに有効な成分であり、Ｓｉより低い効果があるが、添加時に強度を上げる効果がある。Ａｌが過度に少なく添加されると、ＡｌＮが微細に析出して磁性が劣化しうる。逆に、Ａｌが過度に多く添加されると、加工性が劣化しうる。さらに好ましくは、Ａｌは０．５～１．５重量％である。
アルミニウム（Ａｌ）は、比抵抗を増加させて渦流損失を低くするのに有効な成分であり、Ｓｉより低い効果があるが、添加時に強度を上げる効果がある。Ａｌが過度に少なく添加されると、ＡｌＮが微細に析出して磁性が劣化しうる。逆に、Ａｌが過度に多く添加されると、加工性が劣化しうる。さらに好ましくは、Ａｌは０．５～１．５重量％である。
【0017】
Ｎ：０．００３重量％以下
窒素（Ｎ）は、内部に微細で長いＡｌＮ析出物を形成して結晶粒成長を抑制して鉄損を劣位にするため、できる限り少なく含有させることが好ましい。本発明の一実施例では、Ｎ含有量を０．００３重量％以下に制限する。さらに好ましくは、Ｎは０．００２重量％以下でである。
窒素（Ｎ）は、内部に微細で長いＡｌＮ析出物を形成して結晶粒成長を抑制して鉄損を劣位にするため、できる限り少なく含有させることが好ましい。本発明の一実施例では、Ｎ含有量を０．００３重量％以下に制限する。さらに好ましくは、Ｎは０．００２重量％以下でである。
【0018】
Ｓ：０．００３重量％以下
硫黄（Ｓ）は、微細な析出物であるＭｎＳおよびＣｕＳを形成して、結晶成長を妨げて磁気特性を悪化させるため、低く管理することが好ましい。本発明の一実施例では、Ｓ含有量を０．００３重量％以下に制限する。さらに好ましくは、Ｓは０．００２重量％以下である。
硫黄（Ｓ）は、微細な析出物であるＭｎＳおよびＣｕＳを形成して、結晶成長を妨げて磁気特性を悪化させるため、低く管理することが好ましい。本発明の一実施例では、Ｓ含有量を０．００３重量％以下に制限する。さらに好ましくは、Ｓは０．００２重量％以下である。
【0019】
Ｍｎ：０．１５～２．５重量％
マンガン（Ｍｎ）は、過度に少なく添加されると、微細なＭｎＳ析出物を形成して結晶成長を抑制し、それによって磁性を悪化させる。したがって、適正量添加して、ＭｎＳ析出物が粗大に形成されるようにすることが好ましい。また、Ｍｎを適正量添加すると、Ｓ成分がより微細な析出物であるＣｕＳとして析出するのを防止して磁性の劣化を防止することができる。しかし、Ｍｎが過度に添加されると、むしろ磁性を低下させることがある。したがって、前述した範囲にＭｎがある。さらに好ましくは、Ｍｎは０．２～２．３重量％である。
マンガン（Ｍｎ）は、過度に少なく添加されると、微細なＭｎＳ析出物を形成して結晶成長を抑制し、それによって磁性を悪化させる。したがって、適正量添加して、ＭｎＳ析出物が粗大に形成されるようにすることが好ましい。また、Ｍｎを適正量添加すると、Ｓ成分がより微細な析出物であるＣｕＳとして析出するのを防止して磁性の劣化を防止することができる。しかし、Ｍｎが過度に添加されると、むしろ磁性を低下させることがある。したがって、前述した範囲にＭｎがある。さらに好ましくは、Ｍｎは０．２～２．３重量％である。
【0020】
本発明の一実施例において、ＭｎおよびＳは、下記式１を満足するように含まれる。
〔式１〕
［Ｍｎ］≧１４５０×［Ｓ］－０．８
（式１中、［Ｍｎ］および［Ｓ］は、それぞれＭｎおよびＳの含有量（重量％）を示す。）
式１に示すように、Ｍｎが多量添加される場合、Ｓ析出物を安定化させて、熱間圧延工程および熱延板焼鈍工程で電磁鋼板に再溶解するのを抑制することによって、微細析出物の発生を抑制することができる。好ましくは、直径１ｎｍ～０．１μｍの硫化物の密度が２５万／ｍｍ２以下であることがよい。この時、硫化物つまり、Ｓ析出物の直径は、硫化物と同一の面積を有する仮想の円に対する直径を意味する。基準面は特に限定しないが、圧延面（ＮＤ面）と平行な面である。さらに好ましくは、硫化物の密度は１万／ｍｍ２～２４万／ｍｍ２であることがよい。
〔式１〕
［Ｍｎ］≧１４５０×［Ｓ］－０．８
（式１中、［Ｍｎ］および［Ｓ］は、それぞれＭｎおよびＳの含有量（重量％）を示す。）
式１に示すように、Ｍｎが多量添加される場合、Ｓ析出物を安定化させて、熱間圧延工程および熱延板焼鈍工程で電磁鋼板に再溶解するのを抑制することによって、微細析出物の発生を抑制することができる。好ましくは、直径１ｎｍ～０．１μｍの硫化物の密度が２５万／ｍｍ２以下であることがよい。この時、硫化物つまり、Ｓ析出物の直径は、硫化物と同一の面積を有する仮想の円に対する直径を意味する。基準面は特に限定しないが、圧延面（ＮＤ面）と平行な面である。さらに好ましくは、硫化物の密度は１万／ｍｍ２～２４万／ｍｍ２であることがよい。
【0021】
硫化物は、ＭｎＳを含むことができる。Ｃｕをさらに含む場合、ＭｎＳおよびＣｕＳを含むことができる。
【0022】
Ｃｒ：０．５重量％以下
クロム（Ｃｒ）は、比抵抗を増加させて鉄損を向上させる元素として知られているが、本発明の一実施例では、磁束密度を劣位にし、特に応力除去焼鈍後に鉄損を劣位にし、その添加を最大限に抑制する。さらに好ましくは、Ｃｒは０．００１～０．２重量％である。
クロム（Ｃｒ）は、比抵抗を増加させて鉄損を向上させる元素として知られているが、本発明の一実施例では、磁束密度を劣位にし、特に応力除去焼鈍後に鉄損を劣位にし、その添加を最大限に抑制する。さらに好ましくは、Ｃｒは０．００１～０．２重量％である。
【0023】
Ｔｉ：０．００３重量％以下、Ｎｂ：０．００３重量％以下、およびＣｕ：０．１重量％以下のうちの１種以上
チタン（Ｔｉ）とニオブ（Ｎｂ）は、微細なＴｉ（Ｎｂ）ＣＮ析出物を形成して結晶粒成長を抑制する。ＴｉおよびＮｂが０．００３重量％超過で含有される場合、多量の微細な析出物が発生して集合組織を悪くして磁性を悪化させ、応力除去焼鈍工程で結晶成長を抑制するため、ＴｉおよびＮｂの含有量は０．００３重量％以下に制限する。
チタン（Ｔｉ）とニオブ（Ｎｂ）は、微細なＴｉ（Ｎｂ）ＣＮ析出物を形成して結晶粒成長を抑制する。ＴｉおよびＮｂが０．００３重量％超過で含有される場合、多量の微細な析出物が発生して集合組織を悪くして磁性を悪化させ、応力除去焼鈍工程で結晶成長を抑制するため、ＴｉおよびＮｂの含有量は０．００３重量％以下に制限する。
【0024】
銅（Ｃｕ）は、過剰添加される時、微細な析出物であるＣｕＳとして析出して、磁性を悪化させることがある。したがって、Ｃｕは０．１重量％以下で添加することができる。
【0025】
その他不純物
前述した元素以外にも、不可避に混入する不純物が含まれる。残部は鉄（Ｆｅ）であり、前述した元素以外に追加元素が添加される時、残部の鉄（Ｆｅ）を代替して含む。
前述した元素以外にも、不可避に混入する不純物が含まれる。残部は鉄（Ｆｅ）であり、前述した元素以外に追加元素が添加される時、残部の鉄（Ｆｅ）を代替して含む。
【0026】
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、平均結晶粒径が２０μｍ以下であってもよい。結晶粒径は、結晶粒と同一の面積を有する仮想の円に対する直径を意味する。基準面は特に限定しないが、圧延面（ＮＤ面）と平行な面であり得る。
結晶粒径と強度は反比例する傾向があり、できる限り結晶粒径を小さく維持することによって、強度の向上に寄与することができる。また、硫化物が応力除去焼鈍過程で結晶粒成長を遅延させて、応力除去焼鈍過程後に鉄損を悪化させることがある。本発明の一実施例では、硫化物の密度を小さく制御するために前述した式１を提案し、結晶粒径の制御と式１の制御により無方向性電磁鋼板の強度および磁性を同時に両立させることができる。さらに好ましくは、平均結晶粒径は１～１８μｍである。
結晶粒径と強度は反比例する傾向があり、できる限り結晶粒径を小さく維持することによって、強度の向上に寄与することができる。また、硫化物が応力除去焼鈍過程で結晶粒成長を遅延させて、応力除去焼鈍過程後に鉄損を悪化させることがある。本発明の一実施例では、硫化物の密度を小さく制御するために前述した式１を提案し、結晶粒径の制御と式１の制御により無方向性電磁鋼板の強度および磁性を同時に両立させることができる。さらに好ましくは、平均結晶粒径は１～１８μｍである。
【0027】
無方向性電磁鋼板をなす結晶粒は、冷間圧延工程で加工された未再結晶組織が最終焼鈍工程で再結晶された再結晶組織を含む。具体的には、再結晶組織を１５体積％以上含むことである。さらに好ましくは、再結晶組織を５０体積％以上含むことができる。再結晶組織は、一般に、転位密度が１０７ｌｉｎｅｓ／ｃｍ２以下を有しており、通常電子顕微鏡により観察した時、方位分布が１度以内のものを活用して未再結晶と区分することができる。
【0028】
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、前述のように、強度および磁性を同時に確保することができる。
好ましくは、５０００Ａ／ｍの磁場で誘導される磁束密度（Ｂ５０）が１．６１Ｔ以上であり、５００ＭＰａ以上の降伏強度を有することができる。さらに好ましくは、磁束密度（Ｂ５０）が１．６４～１．７５Ｔであり、降伏強度が５５０～７５０ＭＰａである。
好ましくは、５０００Ａ／ｍの磁場で誘導される磁束密度（Ｂ５０）が１．６１Ｔ以上であり、５００ＭＰａ以上の降伏強度を有することができる。さらに好ましくは、磁束密度（Ｂ５０）が１．６４～１．７５Ｔであり、降伏強度が５５０～７５０ＭＰａである。
【0029】
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、前述のように、応力除去焼鈍後、優れた鉄損を確保することができる。具体的には、７５０℃の温度で２時間行う応力除去焼鈍後、測定された鉄損（Ｗ１０／４００）が１２Ｗ／ｋｇ以下であってもよい。鉄損は、４００Ｈｚの周波数で１．０Ｔの磁束密度を誘起した時の鉄損である。さらに好ましくは、応力除去焼鈍後、測定された鉄損（Ｗ１０／４００）が１０～１１Ｗ／ｋｇである。
【0030】
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．００４％以下（０％を除く）、Ｓｉ：２．５～４．０％、Ｐ：０．１％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．３～２．０％、Ｎ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．１５～２．５％、Ｃｒ：０．５％以下（０％を除く）並びに、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、下記式１を満足するスラブを加熱する段階、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階、および冷延板を最終焼鈍する段階を含む。
【0031】
以下、各段階別により詳しく説明する。
まず、スラブを加熱する。スラブ内の各組成の添加比率を限定した理由は、前述した無方向性電磁鋼板の組成限定の理由と同一であるため、繰り返される説明を省略する。後述する熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍などの製造過程でスラブの組成は実質的に変動しないため、スラブの組成と無方向性電磁鋼板の組成が実質的に同一である。
スラブを加熱炉に装入して１，１００～１，２５０℃に加熱する。１，２５０℃を超える温度で加熱する時、析出物が再溶解して熱間圧延後に微細に析出しうる。
スラブを加熱して、２．０～２．３ｍｍに熱間圧延を実施し、熱間圧延された熱延板を巻取る。巻取られた熱延板は、必要に応じて熱延板焼鈍を実施する。熱延板に製造される。
まず、スラブを加熱する。スラブ内の各組成の添加比率を限定した理由は、前述した無方向性電磁鋼板の組成限定の理由と同一であるため、繰り返される説明を省略する。後述する熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍などの製造過程でスラブの組成は実質的に変動しないため、スラブの組成と無方向性電磁鋼板の組成が実質的に同一である。
スラブを加熱炉に装入して１，１００～１，２５０℃に加熱する。１，２５０℃を超える温度で加熱する時、析出物が再溶解して熱間圧延後に微細に析出しうる。
スラブを加熱して、２．０～２．３ｍｍに熱間圧延を実施し、熱間圧延された熱延板を巻取る。巻取られた熱延板は、必要に応じて熱延板焼鈍を実施する。熱延板に製造される。
【0032】
熱延板を製造する段階の後、熱延板を熱延板焼鈍する段階をさらに含むことができる。この時、熱延板焼鈍温度は８５０～１，２００℃であってもよい。熱延板焼鈍温度が小さすぎると、組織が成長せず、微細に成長して磁束密度の上昇効果が少なく、焼鈍温度が高すぎると、磁気特性がむしろ低下し、板形状の変形によって圧延作業性が悪くなりうる。熱延板焼鈍は、必要に応じて磁性に有利な方位を増加させるために行われるものであり、省略も可能である。熱延板焼鈍工程の有／無は、最終的に製造される電磁鋼板の結晶粒径に大きな影響を及ぼさない。
【0033】
次に、熱延板を酸洗し、所定の板厚さとなるように冷間圧延する。熱延板の厚さに応じて異なって適用可能であるが、７０～９５％の圧下率を適用して、最終厚さが０．２～０．６５ｍｍとなるように冷間圧延することができる。冷間圧延は、１回の冷間圧延によって実施するか、あるいは必要に応じて中間焼鈍を間におく２回以上の冷間圧延を行って実施することも可能である。
【0034】
最終冷間圧延された冷延板は、最終焼鈍を実施する。この時、適切な結晶粒径が形成されるように、７１０～８２０℃の温度で最終焼鈍することができる。低すぎる温度で最終焼鈍する場合、未再結晶の分率が大きくて磁束密度が急激に減少して、強度は高くても回転子が必要な特性を得られなくなる。また、高すぎる温度で熱処理すれば、結晶粒サイズが粗大化されて所望の強度特性を得られなくなる。ここで、最終焼鈍温度は、均熱温度を意味する。
【0035】
最終焼鈍時間は、１０秒～３分であってもよい。この時、最終焼鈍時間は、冷延板を昇温して均熱温度に到達した後、均熱が終了するまでの時間を意味する。
最終焼鈍雰囲気は、水素１０～３０体積％および窒素７０～９０体積％を含む雰囲気で行われる。
最終焼鈍雰囲気は、水素１０～３０体積％および窒素７０～９０体積％を含む雰囲気で行われる。
【0036】
以後、絶縁層を形成する段階をさらに含むことができる。厚さを薄く形成することを除けば、一般的な方法を用いて絶縁層を形成することができる。絶縁層の形成方法については無方向性電磁鋼板技術分野にて広く知られているため、詳細な説明は省略する。具体的には、絶縁層形成組成物として、クロム系（Ｃｒ－ｔｙｐｅ）や無クロム系（Ｃｒ－ｆｒｅｅ ｔｙｐｅ）のいずれも制限なく使用可能である。
【0037】
以後、７００～９００℃の温度範囲で焼鈍する応力除去焼鈍段階をさらに含むことができる。前述のように、本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、応力除去焼鈍過程で再結晶が成長して鉄損特性を向上させることができる。詳しくは、応力除去焼鈍後の結晶粒径は３０～３００μｍであることがよい。
【0038】
以下、本発明の好ましい実施例および比較例を記載する。しかし、下記の実施例は本発明の好ましい一実施例に過ぎず、本発明が下記の実施例に限定されない。
【実施例】
【0039】
実施例１
重量％で、下記表１および表２並びに、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるスラブを製造した。スラブを１１３０℃に再加熱した後、２．０ｍｍに熱間圧延して熱延板を製造した。製造された各熱延板は６２０℃で巻取った後、空気中で冷却し、１０２０℃で２分間熱延板焼鈍を実施した。次に、熱延板を酸洗した後、０．２５ｍｍの厚さとなるように冷間圧延を実施した。次に、冷延板は水素２０体積％、窒素８０体積％の雰囲気条件下、下記表２に与えられた温度で１分間最終焼鈍を実施した後、磁性および機械的特性を分析して、下記表３にまとめた。応力除去焼鈍前の特性のうち、降伏強度はＫＳ １３Ｂ規格の試験片を製作して引張実験を実施し、０．２％オフセット（ｏｆｆｓｅｔ）での値に決定し、析出物の密度は透過電子顕微鏡の複製法を用いて測定し、磁束密度（Ｂ５０）は６０×６０ｍｍ２サイズの単板測定器を用いて圧延方向と圧延直角方向に測定し、これを平均して求め、平均結晶粒径は光学顕微鏡写真から平均結晶粒の面積を求めて平方根を取って決定した。応力除去焼鈍後の鉄損（Ｗ１０／４００）は、鋼板を７５０℃の温度で２時間応力除去焼鈍した後、６０×６０ｍｍ２サイズの単板測定器を用いて圧延方向と圧延直角方向に測定し、これを平均して求めた。
重量％で、下記表１および表２並びに、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるスラブを製造した。スラブを１１３０℃に再加熱した後、２．０ｍｍに熱間圧延して熱延板を製造した。製造された各熱延板は６２０℃で巻取った後、空気中で冷却し、１０２０℃で２分間熱延板焼鈍を実施した。次に、熱延板を酸洗した後、０．２５ｍｍの厚さとなるように冷間圧延を実施した。次に、冷延板は水素２０体積％、窒素８０体積％の雰囲気条件下、下記表２に与えられた温度で１分間最終焼鈍を実施した後、磁性および機械的特性を分析して、下記表３にまとめた。応力除去焼鈍前の特性のうち、降伏強度はＫＳ １３Ｂ規格の試験片を製作して引張実験を実施し、０．２％オフセット（ｏｆｆｓｅｔ）での値に決定し、析出物の密度は透過電子顕微鏡の複製法を用いて測定し、磁束密度（Ｂ５０）は６０×６０ｍｍ２サイズの単板測定器を用いて圧延方向と圧延直角方向に測定し、これを平均して求め、平均結晶粒径は光学顕微鏡写真から平均結晶粒の面積を求めて平方根を取って決定した。応力除去焼鈍後の鉄損（Ｗ１０／４００）は、鋼板を７５０℃の温度で２時間応力除去焼鈍した後、６０×６０ｍｍ２サイズの単板測定器を用いて圧延方向と圧延直角方向に測定し、これを平均して求めた。
【0040】
【表1】
【0041】
【表2】
【0042】
【表3】
【0043】
表１～表３に示すように、Ｍｎ、Ｓの含有量および結晶粒径を制御した発明材は、降伏強度および応力除去焼鈍前／後の磁性を同時に向上させることができることを確認できる。
これに対し、Ｍｎ、Ｓの含有量の条件を満足しない場合、応力除去焼鈍前／後の磁性、特に、応力除去焼鈍後の鉄損特性が劣位になることを確認できる。
また、最終焼鈍温度が低すぎて、未結晶組織が多量存在する場合（未結晶組織９０体積％以上）、磁束密度が顕著に劣位になることを確認できる。
さらに、最終焼鈍温度が高すぎて、平均結晶粒径が大きすぎる場合、降伏強度が顕著に劣位になることを確認できる。
また、Ｃｒを多量添加した鋼種Ｃの場合、応力除去焼鈍前／後の磁性が劣位になることを確認できる。
これに対し、Ｍｎ、Ｓの含有量の条件を満足しない場合、応力除去焼鈍前／後の磁性、特に、応力除去焼鈍後の鉄損特性が劣位になることを確認できる。
また、最終焼鈍温度が低すぎて、未結晶組織が多量存在する場合（未結晶組織９０体積％以上）、磁束密度が顕著に劣位になることを確認できる。
さらに、最終焼鈍温度が高すぎて、平均結晶粒径が大きすぎる場合、降伏強度が顕著に劣位になることを確認できる。
また、Ｃｒを多量添加した鋼種Ｃの場合、応力除去焼鈍前／後の磁性が劣位になることを確認できる。
【0044】
本発明は上記の実施例に限定されるものではなく、互いに異なる多様な形態で製造可能であり、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者は本発明の技術的な思想や必須の特徴を変更することなく他の具体的な形態で実施可能であることを理解するであろう。そのため、以上に述べた実施例はあらゆる面で例示的なものであり、限定的ではないと理解しなければならない。