JP6950748B2 - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、無方向性電磁鋼板の製造方法に関し、具体的には、主として自動車用のモータに使用される低鉄損高磁束密度の無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。

近年、地球温暖化や省エネルギー化に対する要求から、自動車分野においては、エンジンとモータを併用したハイブリッド電気自動車（ＨＥＶ）、電動モータのみで駆動する電気自動車（ＥＶ）および燃料電池車（ＦＣＥＶ）などの開発が進められている。また、上記ＨＥＶやＥＶ等の駆動モータ、さらには、産業用の誘導モータにおいては、環境規制の強化により、モータの高効率化が強く求められるようになってきている。

このようなＨＥＶやＥＶ等の駆動モータ、および誘導モータの鉄心材料としては、一般に、無方向性電磁鋼板が使用されており、無方向性電磁鋼板には、モータの高効率化を達成するため、低鉄損であることが望ましい。無方向性電磁鋼板は、従来、主として、ＳｉやＡｌ等の固有抵抗を高める元素を添加したり、板厚を低減して渦電流損を低減したりすることで低鉄損化が図られてきた。しかし、合金元素の多量の添加は、飽和磁束密度の低下を招くため、低鉄損化は達成できても、磁束密度の低下は避けられない。磁束密度の低下は、モータの銅損の増加を招くため、モータ効率の低下につながる。また、板厚の低減は、熱延板厚を低減したり、冷延圧下率を高めたりする必要があり、圧延負荷の増大や生産性の低下を招くという問題がある。したがって、無方向性電磁鋼板の高磁束密度かつ低鉄損を実現できる他の手段の開発が望まれている。

低鉄損の無方向性電磁鋼板を達成する技術として、例えば、特許文献１には、Ｃｒを１．５ｗｔ％以上２０ｗｔ％以下の範囲で添加し、鋼の固有抵抗を高める技術が開示されている。

特開平１１−３４３５４４号公報

しかしながら、Ｃｒは、飽和磁束密度を低下させる元素であるため、上記特許文献１に開示の技術では、高磁束密度と低鉄損を両立することができず、無方向性電磁鋼板に対する近年の厳しい要求には十分に応えることができない。

本発明は、従来技術が抱える上記の問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、高磁束密度と低鉄損との両立を安定して実現することができる無方向性電磁鋼板の製造方法を提案することにある。

発明者らは、上記の課題の解決に向け、無方向性電磁鋼板の磁気特性に及ぼす不純物の影響に着目して鋭意検討を重ねた。その結果、仕上焼鈍後の鋼板中の窒素量を十分に低減することで、磁束密度の低下を招くことなく、低鉄損化が実現することができることを見出し、本発明を開発するに至った。

上記知見に基づく本発明は、Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．０〜６．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３０ｍａｓｓ％以下およびＯ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延して最終板厚とした後、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、上記仕上焼鈍の均熱温度Ｔ（℃）は、下記（１）式；

により算出される窒化物の完全固溶に必要な温度以上、１２００℃以下とし、さらに、上記仕上焼鈍の雰囲気は、Ｎ_２、Ｈ_２および希ガスから選ばれる１種または２種以上を含有し、かつ、Ｎ_２含有量が５０ｖｏｌ％以下の混合ガスとし、上記雰囲気の露点を−２０℃以下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。

本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｐ：０．０３〜０．２０ｍａｓｓ％を含有することを特徴とする。

また、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする。

また、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのうちから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０００５〜０．０２０ｍａｓｓ％含有することを特徴とする。

また、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｒのうちから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０１〜１．０ｍａｓｓ％含有することを特徴とする。

本発明によれば、磁束密度の低下を招くことなく低鉄損の無方向性電磁鋼板を安定して製造することが可能となる。したがって、本発明によれば、ハイブリッド電気自動車や電気自動車、掃除機、高速発電機、エアコンのコンプレッサー、工作機械等のモータのコア材料として好適な無方向性電磁鋼板を安定して提供することができる。

仕上焼鈍の雰囲気が仕上焼鈍後の磁気特性に及ぼす影響を示すグラフである。 仕上焼鈍の雰囲気が仕上焼鈍後の鋼中窒素量に及ぼす影響を示すグラフである。 仕上焼鈍後の鋼中窒素量が鉄損Ｗ_{１５／５０}に及ぼす影響を示すグラフである。 仕上焼鈍の雰囲気中の窒素分圧が鉄損Ｗ_{１５／５０}に及ぼす影響を示すグラフである。 仕上焼鈍の雰囲気の露点が鉄損Ｗ_{１５／５０}に及ぼす影響を示すグラフである。 仕上焼鈍の焼鈍温度と雰囲気が鉄損Ｗ_{１５／５０}に及ぼす影響を示すグラフである。

まず、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＞
Ｃ：０．００２９ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．３ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．７ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２２ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３４ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０００８ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０００９ｍａｓｓ％およびＯ：０．００３４ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる、Ａｌ含有量が微量の成分組成を有する鋼を真空炉で溶製し、鋳造して鋼塊とした後、２．０ｍｍまで熱間圧延し、酸洗し、０．２５ｍｍの最終板厚まで冷間圧延した後、１０５０℃×１０ｓｅｃの仕上焼鈍を、１００％Ｎ_２雰囲気（露点：−５０℃）と、真空中（真空度：１０^−４ｔｏｒｒ）の２条件で施した後、幅：３０ｍｍ×長さ：１８０ｍｍの試験片を採取し、エプスタイン試験にて磁気特性を測定した。

上記測定の結果を図１に示したが、磁束密度Ｂ_５０については、仕上焼鈍の雰囲気がＮ_２雰囲気と真空中とでほぼ同等であるにも拘わらず、鉄損Ｗ_{１５／５０}については、Ｎ_２雰囲気の方が、真空中よりも大幅に高い値を示した。この鉄損値の違いについて、原因を調査するため、両試験片の鋼中Ｎ量を分析したところ、図２に示したように、Ｎ_２雰囲気で焼鈍した試験片では、仕上焼鈍前後で鋼中Ｎ量はほとんど変化はなかったが、真空中で焼鈍した試験片では、仕上焼鈍後の鋼中Ｎ量が大きく低下していることがわかった。

そこで、仕上焼鈍後の鋼中Ｎ量と、鉄損Ｗ_{１５／５０}との関係を調査するため、上記実験に用いた冷延板（０．２５ｍｍ厚）を使用し、真空度を種々変更した真空条件下で、仕上焼鈍を行ない、仕上焼鈍後の鋼中Ｎ量と鉄損Ｗ_{１５／５０}との関係を調査した。図３は、上記試験の結果を示したものであるが、仕上焼鈍後の鋼中窒素量が低くなるほど、鉄損も低減し、特に鋼中窒素量が２５ｍａｓｓｐｐｍ以下で鉄損の減少が顕著になることがわかった。

このような仕上焼鈍後の鋼中Ｎ量低減による鉄損低下のメカニズムについて、現時点では十分に明確になっていないが、発明者らは、以下のように考えている。
上記実験に用いたようなＡｌ含有量が低い、いわゆるＡｌレスの鋼板では、鋼中Ｎは、仕上焼鈍後にＳｉ_３Ｎ_４等の窒化物を形成して析出し、磁壁移動を妨げることでヒステリシス損を増加させるものと考えられる。そのため、仕上焼鈍時に何らかの手段でＮ量を低減することによって、Ｓｉ_３Ｎ_４等の窒化物が低減することでヒステリシス損が低下する。また、固溶Ｎ量自体の低減による格子歪の低下により、製品板における磁壁の移動が容易になってヒステリシス損が低減することも期待できる。

＜実験２＞
次に、上記実験結果に基づいて、磁気特性に及ぼす仕上焼鈍時の雰囲気の窒素分圧の影響について調査する下記の実験を行った。
Ｃ：０．００２３ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．３ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１７ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００３ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３１ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１２ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１０ｍａｓｓ％およびＯ：０．００２４ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物を有する鋼を真空炉で溶製した後、鋳造して鋼塊とし、熱間圧延して板厚１．９ｍｍの熱延板とし、１０００℃×３０ｓｅｃ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、１０５０℃×１０ｓｅｃの仕上焼鈍（露点：−４５℃）を施し、製品板とした。この際、仕上焼鈍に使用する水素と窒素の混合雰囲気中の窒素含有量を０〜１００ｖｏｌ％の範囲で種々に変化させた。
次いで、上記製品板の圧延方向（Ｌ方向）および圧延直角方向（Ｃ方向）から幅：３０ｍｍ×長さ：１８０ｍｍのＬおよびＣ方向試験片を採取し、エプスタイン試験にてＬ＋Ｃ方向の鉄損Ｗ_{１５／５０}を測定した。

上記の結果を図４に示す。この図から、仕上焼鈍時の雰囲気中の窒素分圧を５０ｖｏｌ％以下に低減することで、優れた鉄損特性が得られることがわかる。

＜実験３＞
さらに、より鉄損を低減するため、鉄損に及ぼす仕上焼鈍時の雰囲気の露点の影響を調査する下記の実験を行った。
Ｃ：０．００２７ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．６ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００３ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２９ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１１ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１２ｍａｓｓ％およびＯ：０．００２９ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物を有する鋼を真空炉で溶製した後、鋳造して鋼塊とし、熱間圧延して板厚１．８ｍｍの熱延板とし、９５０℃×３０ｓｅｃの熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、冷間圧延して板厚０．２０ｍｍの冷延板とし、１０５０℃×１０ｓｅｃの仕上焼鈍を施し、製品板とした。この際、仕上焼鈍における雰囲気の露点を、３０℃〜−６０℃の範囲で種々に変化させた。
次いで、上記製品板の圧延方向（Ｌ方向）および圧延直角方向（Ｃ方向）から幅：３０ｍｍ×長さ：１８０ｍｍの試験片を採取し、エプスタイン試験にてＬ＋Ｃ方向の鉄損Ｗ_{１５／５０}を測定した。

上記の測定の結果を図５に示す。この図から、仕上焼鈍時の雰囲気中の露点を−２０℃以下に低減することで、優れた鉄損特性が得られることがわかる。これは、露点が高くなると、鋼板表面に酸化層が形成されてバリア層として働き、仕上焼鈍時の窒素の拡散が阻害されるためであると考えられる。

＜実験４＞
さらに、上記＜実験３＞で得た冷延板（板厚：０．２０ｍｍ）を用いて、鉄損に及ぼす仕上焼鈍の均熱温度の影響を調査するため、均熱温度を９００〜１１００℃の範囲で種々に変化させて製品板とする実験を行った。この際、上記仕上焼鈍における雰囲気は、１００％Ｎ_２雰囲気（露点：−５０℃）と１００％Ｈ_２雰囲気（露点：−５０℃）の２水準とした。
次いで、上記製品板の圧延方向（Ｌ方向）および圧延直角方向（Ｃ方向）から幅：３０ｍｍ×長さ：１８０ｍｍの試験片を採取し、エプスタイン試験にてＬ＋Ｃ方向の鉄損Ｗ_{１５／５０}を測定した。

上記の測定の結果を図６に示す。この図から、仕上焼鈍時の雰囲気をＨ_２：１００ｖｏｌ％としても、仕上焼鈍温度が９５０℃以下では、Ｎ_２：１００ｖｏｌ％雰囲気とした場合と比べて、特性の改善が得られないことがわかる。これは、鋼中に析出しているＡｌＮやＳｉ_３Ｎ_４等の窒化物は、仕上焼鈍時に分解して鋼中に固溶するが、焼鈍温度が低いと、板厚方向に対する窒素の拡散が進まず、鋼中の窒素が低減しないためであると考えられる。

したがって、仕上焼鈍時に窒素を低減するためには、ＡｌＮやＳｉ_３Ｎ_４が固溶する以上の温度で仕上焼鈍を施す必要があることになる。ここで、ＡｌＮとＳｉ_３Ｎ_４を固溶させるために必要な温度Ｔ（℃）は、下記（１）式で得られる。

因みに、＜実験４＞に用いた素材のＡｌＮとＳｉ_３Ｎ_４を完全固溶させるために必要な温度を上記（１）式から求めると、９８９℃であり、図６の結果とよく整合していることがわかる。
本発明は、上記の新規な知見に基づき開発したものである。

次に、本発明の無方向性電磁鋼板の製造に用いる鋼素材（スラブ）の成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ｃは、製品板中に残留していると、炭化物を形成して磁気時効を起こし、鉄損特性を劣化させる有害元素である。特に、Ｃが０．００５０ｍａｓｓ％を超えると、上記磁気時効による鉄損増加が顕著になる。よって、本発明はＣ：０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは、０．００４０ｍａｓｓ％以下である。なお、Ｃの下限は、特に規定しないが、精錬工程での脱炭コストを低減する観点から、０．０００１ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。

Ｓｉ：１．０〜６．５ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減する元素であり、また、固溶強化により鋼の強度を高める効果があるため、１．０ｍａｓｓ％以上含有させる。一方、６．５ｍａｓｓ％を超えると、スラブ割れを起こしたり、圧延することが困難になるため、上限は６．５ｍａｓｓ％とする。好ましくは２．０〜６．０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｍｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、Ｓｉと同様、鋼の固有抵抗と強度を高めるのに有効な元素であり、また、硫化物を形成して熱間脆性を改善する効果があるため、０．０５ｍａｓｓ％以上含有させる。一方、２．０ｍａｓｓ％を超える添加は、スラブ割れ等を引き起こして、製鋼工程での操業性を悪化するため、上限は２．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．１〜１．５ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ｓは、硫化物となって析出物や介在物を形成し、製造性（熱間圧延性）や製品板の磁気特性を低下させるので、少ないほど好ましい。よって、Ｓの上限は０．００５０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００３０ｍａｓｓ％以下である。

Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、０．０１ｍａｓｓ％を超えて含有すると、仕上焼鈍後の集合組織がランダム化し、磁気特性に好ましい｛１００｝方位の集合組織の発達が不十分となるため、０．０１ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．００２ｍａｓｓ％以下である。

Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ｎは、窒化物を形成して磁気特性を劣化させる元素であるため、０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００４０ｍａｓｓ％以下である。

Ｔｉ，Ｎｂ：それぞれ０．００３０ｍａｓｓ％以下
ＴｉおよびＮｂは、微細析出物を形成して析出し、鉄損を増加させる有害元素である。いずれも０．００３０ｍａｓｓ％を超えると、上記の悪影響が顕著になるため、それぞれ上限を０．００３０ｍａｓｓ％とする。好ましくはそれぞれ０．００２０ｍａｓｓ％以下である。

Ｏ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ｏは、酸化物を形成して磁気特性を劣化させる有害元素であるため、０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００４０ｍａｓｓ％以下である。

本発明に用いる鋼素材は、上記の必須成分に加えて、以下の成分を含有してもよい。
Ｐ：０．０３〜０．２０ｍａｓｓ％
Ｐは、粒界に偏析し、再結晶後の集合組織を改善する効果がある。上記効果を得るためには０．０３ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、０．２０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果が飽和するだけでなく、冷間圧延性の低下をもたらすので、上限は０．２０ｍａｓｓ％とする。よって、Ｐを添加する場合は０．０３〜０．２０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは０．０５〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｓｎ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％
ＳｎおよびＳｂは、再結晶集合組織を改善し、磁束密度や鉄損特性を改善する効果がある。上記効果を得るためには、それぞれ０．００５ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。一方、０．２０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果が飽和する。よって、ＳｎおよびＳｂを添加する場合は、それぞれ０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、それぞれ０．０１〜０．１ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ：合計で０．０００５〜０．０２０ｍａｓｓ％
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、安定な硫化物を形成し、粒成長性を改善する効果がある。上記効果を得るためには０．０００５ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、０．０２０ｍａｓｓ％以上添加しても、上記効果は飽和してしまう。よって、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを添加する場合は、合計で０．０００５〜０．０２０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、合計で０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒ：合計で０．０１〜１．０ｍａｓｓ％
Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒは、鋼の固有抵抗を高めて鉄損を低減し、かつ、鋼の強度を高める効果がある。上記効果を得るためには、Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒを合計で０．０１ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、１．０ｍａｓｓ％を超える添加は、原料コストの上昇を招くだけでなく、鉄損の増加を招く。よって、上記元素を添加する場合は、合計で０．０１〜１．０ｍａｓｓ％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．１〜０．５ｍａｓｓ％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説明する。
本発明の無方向性電磁鋼板は、上記した成分組成を有する鋼素材（スラブ）を、熱間圧延して熱延板とし、必要に応じて該熱延板に熱延板焼鈍を施した後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とし、仕上焼鈍を施し、必要に応じて絶縁被膜を塗布して製品板とする一連の工程で製造することができる。

まず、上記鋼素材となるスラブは、転炉あるいは電気炉などで溶製した鋼を脱ガス処理設備等で二次精錬し、所定の成分組成に調製した後、連続鋳造法または造塊−分塊圧延法で製造することができる。

次いで、上記スラブは、１０５０〜１１５０℃の温度（ＳＲＴ）に再加熱した後、熱間圧延に供するのが好ましい。ＳＲＴが１１５０℃を超えると、硫化物や窒化物の析出物が微細化し、熱延板焼鈍や仕上焼鈍における粒成長性を阻害するため、鉄損特性が劣化するようになる。一方、１０５０℃を下回ると、変形抵抗が増加し、圧延負荷が増大するため、熱間圧延することが困難となる。なお、連続鋳造後のスラブ温度が上記温度や後述する仕上圧延終了温度を確保できる限り、再加熱することなく、そのまま熱間圧延に供してもよい。

熱間圧延の条件は、公知の条件で行えばよいが、熱延板焼鈍を行わない場合は、磁気特性を向上する観点から、仕上圧延の最終パスをα単相域で行い、かつ、仕上圧延終了温度（ＦＤＴ）をできるだけ高くするのが好ましい。好ましいＦＤＴは、８００℃以上かつγ→α変態点以下の温度範囲である。

熱延板焼鈍は、実施する場合、磁気特性を向上する観点から９００〜１１００℃の温度範で行うのが好ましい。なお、低コスト化を図る観点からは、熱延板焼鈍は省略するのが好ましい。

次いで、上記熱間圧延後あるいは熱延板焼鈍後の鋼板は、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とする。冷間圧延の仕上厚は特に規定しないが、０．１０〜０．５０ｍｍの範囲とするのが好ましい。なお、低鉄損と製造性を両立させる観点からは、０．２０〜０．３５ｍｍの範囲がより好ましい。

次いで、上記冷延板に対して仕上焼鈍を施す。この仕上焼鈍は、本発明において最も重要な工程であり、仕上焼鈍後の窒素量を低減するため、仕上焼鈍時の雰囲気ガスおよび均熱温度を適正範囲に制御することが重要である。
具体的には、仕上焼鈍における雰囲気ガスは、仕上焼鈍時に窒素を低減する観点から、Ｎ_２の含有量が５０ｖｏｌ％以下のＮ_２、Ｈ_２および希ガスのうちから選ばれる１種または２種以上の混合ガス（ただし、Ｈ_２Ｏ等の不純物を除く）であることが必要である。例えば、ｖｏｌ％比でＨ_２：Ｎ_２＝８０：２０の雰囲気とするのが好ましい。また、雰囲気ガスの露点は、鋼板表面の酸化を防止する観点から、−２０℃以下とする必要がある。好ましくは、Ｎ_２含有量は４０ｖｏｌ％以下、露点は−４０℃以下である。なお、仕上焼鈍の雰囲気を制御する区間は、加熱および均熱の区間とする。

さらに、仕上焼鈍の均熱温度Ｔは、下記（２）式；

を満たすことが必要である。
ここで、上記（２）式の左辺は、ＡｌＮやＳｉ_３Ｎ_４の窒化物を完全固溶させるために必要な温度（℃）を表す式であり、均熱温度Ｔが上記（２）式の左辺の値を下回ると、仕上焼鈍時に微細に析出している窒化物を分解して鋼中に固溶させることができなくなる。一方、均熱温度Ｔが１２００℃を超えると、熱エネルギーコストが増大したり、焼鈍設備の熱負荷が大きくなり過ぎ、設備のメンテナンス上、好ましくない。

上記条件を満たして仕上焼鈍を施した場合には、鋼素材中の窒素含有量が０．００５０ｍａｓｓ％（５０ｍａｓｓｐｐｍ）以下であれば、仕上焼鈍後の鋼板中の窒素含有量を０．００２５ｍａｓｓ％（２５ｍａｓｓｐｐｍ）以下に安定して低減することができる。

なお、上記に説明した雰囲気および均熱温度の制御に代えて、真空中あるいは減圧雰囲気中で仕上焼鈍を施してもよい。この場合、真空度は１０^−３Ｐａ以下、焼鈍温度Ｔは、９５０〜１１００℃の範囲とするのが好ましい。

上記仕上焼鈍後の鋼板は、必要に応じて絶縁被膜を塗布して製品板とする。ここで、上記絶縁被膜は、無機、有機および無機・有機混合被膜の中から目的に応じて適宜選択するのが好ましい。

表１に示した種々の成分組成を有する符鋼号Ａ〜ＮＮの鋼スラブを１１２０℃の温度に３０ｍｉｎ間加熱したのち、仕上圧延終了温度ＦＤＴを８５０℃とする熱間圧延して、板厚２．０ｍｍの熱延板とした。次いで、表２に示す条件で熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、冷間圧延して最終板厚の冷延板とし、該冷延板に、同じく表２に示した条件で仕上焼鈍を施して製品板とした。

斯くして得た仕上焼鈍後の製品板の圧延方向（Ｌ方向）および板幅方向（Ｃ方向）のそれぞれから、幅：３０ｍｍ×長さ：２８０ｍｍの試験片を採取し、エプスタイン試験で鉄損Ｗ_{１５／５０}を測定した。また、上記鉄損測定後の試験片について、鋼中窒素量を測定した。

上記測定の結果を、製造条件とともに、表２中に併記した。この結果から、本発明に適合する成分組成を有する鋼素材を用い、本発明に適合する製造条件で製造した鋼板は、いずれも、鋼中窒素量が、素材段階よりも低減しており、優れた鉄損特性を有していることがわかる。

本発明の鋼板は、磁束密度に低下を招くことなく鉄損を低減できるので、ハイブリッド電気自動車（ＨＥＶ）、電動モータのみで駆動する電気自動車（ＥＶ）および燃料電池車（ＦＣＥＶ）の駆動モータの鉄心材料のみならず、エアコンプレッサや工作機械、高速発電機、掃除機等のモータの鉄心材料としても好適に用いることができる。

Claims (5)

1. Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．０〜６．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％およびＯ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延して最終板厚とした後、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
   上記仕上焼鈍の均熱温度Ｔ（℃）は、下記（１）式により算出される窒化物の完全固溶に必要な温度以上、１２００℃以下とし、さらに、
   上記仕上焼鈍の雰囲気は、Ｎ_２、Ｈ_２および希ガスから選ばれる１種または２種以上からなり、かつ、Ｎ_２含有量が５０ｖｏｌ％以下の混合ガス（ただし、Ｈ _２ Ｏ等の不純物を除く）とし、上記雰囲気の露点を−４５℃以下とすることで、仕上焼鈍後の鋼板中の窒素含有量を０．００１９ｍａｓｓ％以下に低減することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
   記
   

   
2. 上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｐ：０．０３〜０．２０ｍａｓｓ％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の製造方法。
3. 上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｓｂ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有す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の製造方法。
4. 上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのうちから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０００５〜０．０２０ｍａｓｓ％含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
5. 上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒのうちから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０１〜１．０ｍａｓｓ％含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
   

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