JP2007186790A

JP2007186790A - 高強度無方向性電磁鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2007186790A
Application number: JP2006338493A
Authority: JP
Inventors: Masaaki Kono; 雅昭河野; Yoshihiko Oda; 善彦尾田; Tomoyuki Okubo; 智幸大久保
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2005-12-15
Filing date: 2006-12-15
Publication date: 2007-07-26
Anticipated expiration: 2026-12-15
Also published as: JP5223190B2

Abstract

【課題】鋼板製造上の制約や新たな工程を、通常の無方向性電磁鋼板の製造に加えることなく、高強度でかつ板形状と磁気特性にも優れる無方向性電磁鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、ＣおよびＮを、Ｃ：0.010％以下およびＮ：0.010％以下、かつＣ＋Ｎ≦0.010％に抑制し、Si：1.5％以上5.0％以下、Mn：3.0％以下、Al：3.0％以下、Ｐ：0.2％以下、Ｓ：0.01％以下およびTi:0.05％以上0.8％以下を、Ti／（Ｃ＋Ｎ）≧16の下に含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成に調整し、かつ鋼板中の未再結晶回復組織の存在比率を面積率で50％以上とする。
【選択図】図１

Description

本発明は、無方向性電磁鋼板、特にタービン発電機や、電気自動車およびハイブリッド自動車の駆動モータ、或いはロボットや工作機械のサーボモータなど、高速回転機のロータを典型例とする、大きな応力がかかる部品に用いて好適な、高強度で疲労特性に優れ、しかも優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関するものである。

近年、モータの駆動システムの発達により、駆動電源の周波数制御が可能となり、可変速運転を行うモータや商用周波数以上で高速回転を行うモータが増加している。このような高速回転を行うモータでは、回転体に作用する遠心力は回転半径に比例し、回転速度の２乗に比例して大きくなるため、特に中・大型の高速モータのロータ材には高強度が必要となる。

また、近年、ハイブリッド自動車の駆動モータやコンプレッサモータなどでの採用が増加している、埋め込み磁石型DCインバータ制御モータでは、ロータ部にスリットを設けて磁石を埋設している。このため、モータ回転時には狭いスリット間のブリッジ部（ロータの周縁部からスリット形成部分）に応力が集中するためロータに使用されるコア材料には高強度化が必要となる。

一方で、モータや発電機などの回転機器は、電磁気現象を利用するため、その鉄心コア素材には磁気特性に優れることも求められる。特に、高速回転モータでは、高周波磁束により発生する渦電流が発生しモータ効率が低下する原因となるため、高周波低鉄損であることが重要となる。通常、ロータコアはプレス打ち抜きした無方向性電磁鋼板を積層して使用するが、高速回転モータにおいてロータ素材が上述の機械強度を満足できない場合は、より高強度の鋳鋼製ロータなどを使用せざるを得ない。

しかしながら、鋳物製ロータは積層体ではなく一体物であるため、発生する渦電流損が電磁鋼板を積層したロータより大幅に上昇する問題がある。従って、磁気特性に優れ、かつ高強度の電磁鋼板がロータ用素材として要望されている。
これまでに、このようなニーズに対応した高強度の無方向性電磁鋼板がいくつか検討そして提案されている。

例えば、本出願人は、特許文献１に、Si含有量を3.5〜7.0％と高め、さらに固溶強化のためにTi，Ｗ，Mo，Mn，Ni，CoおよびAlなどの元素を添加し、高強度化を図る方法を提案している。
さらに、特許文献２には、上記強化法に加え、仕上げ焼鈍条件の工夫により結晶粒径を0.01〜5.0mmとして磁気特性を改善する方法を提案した。
しかしながら、これらの方法を工場生産に適用した場合、熱延後の圧延ラインでの板破断などのトラブルが生じやすく、歩留まり低下やライン停止が余儀なくされる場合があった。なお、冷間圧延を板温数百℃の温間で行えば、板破断は軽減されるものの、温間圧延のための設備対応が必要となること、生産上の制約が大きくなることなど、工程管理上の問題を無視できなくなる。

また、特許文献３には、Si含有量2.0〜3.5％の鋼にMnおよびNiで固溶強化を図る方法が提案されている。また、特許文献４には、Ｓｉ含有量2.0％以上4.0％未満の鋼において、Nb、Zr、TiおよびＶの炭窒化物による析出硬化および細粒化硬化を利用する技術が、特許文献５にはSi含有量2.0〜4.0％の鋼に対しMnおよびNiの添加で固溶強化し、さらにNb、Zr、TiおよびＶの炭窒化物を利用して、高強度並びに磁気特性の両立をはかる技術が提案されている。
しかしながら、特許文献３に記載の方法では、十分な強度が得られず、特許文献４および５の方法では高い強度を得た場合、磁気特性の低下が大きいという技術的課題を残していた。

特許文献６には、0.2〜3.5％のSiを含有する鋼に対して、鋼材内部に加工組織を残存させることにより高強度化を図る技術が提案されており、その具体的方法として冷間圧延後に熱処理を行わないか、行っても750℃以上で30秒以上の保持に相当する程度には到らせず、好ましくは700℃以下、さらに好ましくは650℃以下、600℃以下、550℃以下および500℃以下とする手段が開示されている。なお、ここでは、750℃×30秒の焼鈍で加工組織率５％、700℃×30秒で20％、600℃×30秒で50％を実績として例示している。

この場合、焼鈍温度が低温であるために、十分な圧延ストリップの形状矯正が行われないという問題があった。そして、鋼板形状が不良であると、モータ用のコアなどに積層加工した後の占積率が低下すること、ロータとして高速回転したときの応力分布が不均一となること、などの問題が生じる。
また、一般に無方向性電磁鋼板の仕上げ焼鈍は連続焼鈍炉を用いて行われており、炉内は鋼板表面の酸化を抑制するために数％以上の水素ガスを含む雰囲気に調整されているのが通例である。こうした連続焼鈍設備において、700℃を下回るような低温焼鈍を実施するには、炉温設定の切り替えに時間を要するだけでなく、水素爆発を回避するために炉内雰囲気の置換が必要となるなどの、多大な操業上の制約が生じることとなる。

一方、この技術を、高温仕上げ焼鈍やコーティング塗布焼き付け処理などの後に、例えば再圧延により加工組織を導入して適用する場合、製造工程の追加となりコストアップや設備上の制約
が生じることとなる。さらに、仕上げ焼鈍後に塗布焼き付けされた鋼板表面の絶縁コーティングが、その後の加工処理により破壊され、絶縁性が低下するという問題も生じる。

さらに、特許文献７には、Si：4.0〜7.0％の組成において、冷間圧延後の鋼板をSi含有量との関係で規定される特定の温度で熱処理することにより、結晶組織の再結晶率を95％以下とし、残部を実質的に圧延組織として強化を図る技術が開示されている。ここに開示された式によれば、例えば700℃で熱処理する場合は、約5.9％以上のSiが必要となる。この技術では、80kgf/mm²以上の高抗張力、ある程度の伸びおよび、優れた磁気特性を兼ね備えた実用的な軟磁性材料が得られるとしている。

また、特許文献８には、Si:0.2〜4.0％を含有し、フェライト相を主相とする電磁鋼板において、Ti、NbおよびNi等を添加して鋼材内部に直径0.050μｍ以下の金属間化合物を生成して強化を図る方法が開示されている。この技術では、60kgf/mm²以上の抗張力と耐磨耗性を有し、磁束密度や鉄損に優れた無方向性電磁鋼板が冷間圧延性などを損なうことなく製造できるとしている。
しかし、これらの方法によっても、強度、磁気特性および安定した生産性を高いレベルで兼ね備えることは難しい。
特開昭60−238421号公報特開昭62-112723号公報特開平２−22442号公報特開平６−330255号公報特開平２−8346号公報特開2005−113185号公報特開平４−337050号公報特開2005−264315号公報

上記したように、高強度の無方向性電磁鋼板に関していくつかの提案がなされてきているものの、必要な強度と良好な磁気特性並びに鋼板形状を確保しつつ、通常の電磁鋼板製造設備を用いて工業的に安定して製造することは達成できていないのが現状である。

そこで、本発明の目的は、鋼板製造上の制約や新たな工程を、通常の無方向性電磁鋼板の製造に実質的に加えることなく、高強度でかつ板形状と磁気特性にも優れる無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供しようとするものである。

本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）質量％で、ＣおよびＮを、Ｃ：0.010％以下およびＮ：0.010％以下、かつＣ＋Ｎ≦0.010％に抑制し、Si：1.5％以上5.0％以下、Mn：3.0％以下、Al：3.0％以下、Ｐ：0.2％以下、Ｓ：0.01％以下およびTi:0.05％以上0.8％以下を、Ti／（Ｃ＋Ｎ）≧16の下に含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有し、かつ鋼板中の未再結晶回復組織の存在比率が面積率で50％以上であることを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。

ここで、再結晶および（未再結晶の）回復組織について説明する。まず、再結晶とは、欠陥密度が低く熱力学的に安定な結晶粒が新たに形成し、周囲の欠陥密度の高いマトリックスを蚕食しながら成長する現象であり、結晶粒界が移動することにより欠陥密度は急激に減少する。一方、回復とは、粒界の通過によらずに欠陥自体がシンクに向かって熱的に移動して転位密度が低下する結果、歪エネルギーが低下していく現象であり、無方向性電磁鋼板に通常適用される様な短時間の連続焼鈍では、焼鈍温度500℃以上の条件で処理した場合に明確に現れる。
また、500℃以上で焼鈍した鋼において、再結晶組織と未再結晶の回復組織とは、光学顕微鏡による組織観察で容易に区別できる。なお、組織観察は、通常行われる、板厚方向断面を研磨したのち、ナイタール等でエッチングすることで可能になる。

（２）上記（１）において、前記成分組成として、さらに、質量％で、Ni：0.1〜5.0％、Sb：0.002〜0.1％、Sn：0.002〜0.1％、Ｂ：0.001〜0.01％、Ca：0.001〜0.01％、REM：0.001〜0.01％およびCo：0.2〜5.0％のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。

（３）質量％で、ＣおよびＮを、Ｃ：0.010％以下およびＮ：0.010％以下、かつＣ＋Ｎ≦0.010％に抑制し、Si：1.5％以上5.0％以下、Mn：3.0％以下、Al：3.0％以下、Ｐ：0.2％以下、Ｓ：0.01％以下およびTi:0.05％以上0.8％以下を、Ti／（Ｃ＋Ｎ）≧16の下に含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、次いで冷間または温間圧延にて最終板厚の冷延コイルとした後、仕上げ焼鈍を行うに当り、該仕上げ焼鈍を、焼鈍温度700℃以上850℃以下、炉内張力2.5MPa以上20MPa以下で行うことを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板の製造方法。

ここで、炉内張力は、鋼帯が焼鈍炉内で最高温度となる炉セクション（多くは加熱帯後段や均熱帯）でのコイルの単位断面積当りの張力である。

（４）上記（３）において、前記鋼スラブが、さらに、質量％で、Ni：0.1〜5.0％、Sb：0.002〜0.1％、Sn：0.002〜0.1％、Ｂ：0.001〜0.01％、Ca：0.001〜0.01％、Rem：0.001〜0.01％およびCo：0.2〜5.0％のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板の製造方法。

本発明によれば、成分組成および組織を規制することによって、鋼板製造上の制約や新たな工程を加えることなく、高強度でかつ板形状および磁気特性にも優れる無方向性電磁鋼板を提供できる。

発明者らは、上述の課題の１つである高強度、具体的には引張強さ600MPa以上、望ましくは700MPa以上、更に望ましくは800MPa以上といった高強度で、かつ必要な磁気特性、特には高周波低鉄損特性、例えば板厚0.35mmの無方向性電磁鋼板におけるＷ_10／400値が50Ｗ／kg以下、望ましくは40Ｗ／kg以下、更に望ましくは30Ｗ／kg以下を両立する無方向性電磁鋼板を、工業的に安定して、しかも良好な鋼板形状で製造するための手段を鋭意検討した。

その結果、特に引張強さが700MPaを超えるような高強度材では、鋼板組織を仕上げ焼鈍において、再結晶を抑制して回復組織に留めるのが有効であることを見出した。しかしながら、通常の鋼組成の無方向性電磁鋼素材を用いて回復組織を得るには、仕上げ焼鈍温度を600℃以下の低温で行わなければならない。このような低温焼鈍により工業的に安定した製造を実現するには、鋼板形状が劣化すること、焼鈍雰囲気の置換や炉温条件の変更に多大な時間と作業負荷がかかること、などの問題を解決する必要がある。

そこで、鋼成分に関する種々の検討を行ったところ、TiをＣおよびＮに対して十分に過剰に添加した鋼組成とすることによって、通常の無方向性電磁鋼板の焼鈍と同等の700℃以上の仕上げ焼鈍温度でも高強度化に有効な回復組織が安定して得られることを見出した。
すなわち、図１に、Ｃ＋Ｎ≦0.01質量％と低減した2.8質量％Si−0.35質量％Al鋼の再結晶挙動に及ぼすTi添加量および仕上げ焼鈍温度（均熱時間20s）の影響を検討した結果を示す。ここで、グラフの横軸はTi量（質量％）、縦軸は焼鈍温度（℃）であり、各円の中の数字は当該条件における再結晶率（面積％）を表す。なお、再結晶率も板厚方向断面の光学組織観察結果より算出され、未再結晶回復組織の比率（面積％）は１００−再結晶率（面積％）となる。

通常、無方向性電磁鋼板において、Tiは磁気特性を劣化させる有害元素であり、0.005質量％以下に制御されるのが一般的であるが、このTi含有レベルでは650℃以上で急激に再結晶が進行
するため、安定的に回復組織を得るためには600℃以下という低温で仕上げ焼鈍を行うことが必要となる。

一方、0.05質量％以上のTiを添加すると、再結晶開始温度が100℃以上も上昇し、従来、工業的に実施されてきた700℃以上の焼鈍温度でも、安定して回復組織が得られることを見出した。そして、仕上げ焼鈍温度700℃以上850℃以下、炉内張力2.5MPa以上20MPa以下とすることにより、安定して回復組織を得るともに、鋼板形状も良好に制御出来ることを見出し、高強度、磁気特性、板形状、生産性の優れた高強度無方向性電磁鋼板およびその製造方法を完成させた。

次に、本発明について、要件毎に詳しく説明する。
まず、主要な鋼成分の限定理由について説明する。なお、以下では、成分組成に関する「％」表示は「質量％」を意味する。
Ｃ：0.010％以下およびＮ：0.010％以下をＣ＋Ｎ≦0.010％で含有
本発明は、後述するようにTiを添加することが特徴であるが、ＣおよびＮはTiと炭窒化物を形成し、磁気特性を低下させる元素であるため、ＣおよびＮをそれぞれ0.010％以下に、かつ両者の合計も0.010％以下に抑制する必要がある。ＣおよびＮは可能な範囲で極力低減することが望ましく、好適にはＣ：0.005％以下およびＮ：0.005％以下、さらに好適にはＣ：0.003％以下およびＮ：0.003％とする。

Si：1.5％以上5.0％以下：
Siは、脱酸剤として一般的に用いられる他、鋼の電気抵抗を高めて鉄損を低減する効果を有する、無方向性電磁鋼板を構成する主要元素である。さらに、高い固溶強化能を有する。すなわち、無方向性電磁鋼板に添加されるMn、AlおよびNiなど、他の固溶強化元素と比較して、高抗張力化、高疲労強度化並びに低鉄損化を最もバランス良く両立することが出来る元素であるため、1.5％以上で添加する。一方、Si量が3.5％を超えると靭性が低下しはじめ、さらに5.0％を超えると靭性劣化が顕著になり、通板および圧延時に高度な制御が必要となり生産性も低下する。よって、その上限は5.0％以下、望ましくは3.5％以下とする。

Ti：0.05％以上0.8％以下、かつTi／（Ｃ＋Ｎ）≧16
Tiは、本発明において重要な元素である。すなわち、Tiは、鋼の再結晶温度を高める効果を有し、鋼板の仕上げ焼鈍温度を750℃以上に高めても、十分に未再結晶組織を残存させることが出来るという効果を有する。さらに、Tiは固溶強化元素としても作用して高抗張力化に寄与する。これらの効果を安定的に発揮するには、Ti：0.05％以上かつTi／（C＋N）≧16が必要である。一方、Tiが0.8％を超えると、ヘゲと呼ばれる欠陥が生じやすくなって、製造性および歩留まりが低下するため、上限を0.8％とする。

Mn：3.0％以下
Mnは、固溶強化による強度向上に有効な元素であることに加え、熱間脆性の改善に有効な元素であり、好ましくは0.03％以上で添加するが、過剰な添加は鉄損の劣化をもたらすため、その添加量を3.0％以下に制限する。

Al：3.0％以下
Alは、強力な脱酸剤として作用する効果に加え、鋼の電気抵抗を高めて、鉄損を低減する作用を有する。また、固溶強化による強度向上に有効であるが、過剰な添加は圧延性の低下をもたらすため、その上限を3.0％とする。なお、Alは必ずしも含有させる必要はない。例えば、Alの添加を0.005％以下に抑制してもよい。すなわち、例えばSiによって脱酸することでAlＮなどの析出物を低減して鉄損を低減することもできる。

Ｐ：0.20％以下
Ｐは、比較的少量の添加でも大幅な固溶強化能が得られるため、高強度化に極めて有効であり、好ましくは0.005％以上で添加するが、過剰な添加は偏析による脆化により粒界割れや圧延性の低下をもたらすため、その添加量を0.20％以下に制限する。

Ｓ：0.01％以下
Ｓは、過剰に存在するとMnSなどの硫化物を形成し、磁気特性を低下させるだけでなく、疲労破壊の起点となる恐れもあるため、極力低減することが望ましく、0.01％以下とする。

本発明に係る無方向性電磁鋼板の基本組成は以上の通りであるが、上記成分に加えて、磁気特性の改善元素として知られるNi，Sb，Sn，Ｂ，Ca，REM（希土類元素）およびCoを単独または複合で添加することが出来る。しかし、その添加量は本発明の目的を害さない程度にすべきである。具体的には、
Niについては0.1〜5.0％、
Sb，Snについては0.002〜0.1％
Ｂ，CaおよびREM（希土類元素）については0.001〜0.01％
Coについては0.2〜5.0％
である。

次に、鋼板組織の限定理由を述べる。
本発明の目的である高強度および磁気特性の両立のためには、鋼板組織は回復組織であることが望ましい。圧延ままの加工組織では、磁気特性が著しく劣るものとなる。一方、仕上げ焼鈍に
より再結晶が進行すると、磁気特性は良好となるものの強度の低下が大きくなる。これに対して、回復組織はおよそ500℃以上での焼鈍により形成されるが、この回復組織は高い強度を有し、かつ比較的良好な磁気特性を得ることが出来る。本発明においては、この回復組織を有効利用することが重要であり、強度と磁気特性を両立するために、この未再結晶の回復組織が鋼板の厚み断面観察における面積率で50％以上を有することが必要である。

最後に、製造方法について、その限定理由を述べる。
本発明において、鋼溶製から冷間圧延までの製造工程は、一般的な無方向性電磁鋼板で行われている方法に従って実施することが出来る。例えば、転炉あるいは電気炉などで所定成分に溶製された鋼を、連続鋳造あるいは造塊後の分塊圧延により鋼スラブとする。引き続き行う熱間圧延における仕上げ温度や巻取り温度は、特に規定する必要はなく、一般的な条件、例えば仕上げ圧延温度：700℃〜900℃および巻取り温度：400〜800℃程度でよい。さらに、必要に応じて、鋼板の軟化あるいは製品の磁気特性を向上させる目的で、焼鈍温度600℃〜1100℃の熱延板焼鈍を施し、その後、一回あるいは中間焼鈍をはさんだ二回以上の冷間圧延あるいは温間圧延を施して所定の製品板厚とする。

次いで行われる連続炉での仕上げ焼鈍を、コイルの単位断面積当りの炉内張力を2.5MPa以上20MPa以下に保持し、かつ700℃以上850℃以下の温度範囲で行うことが肝要である。本発明の鋼組成よりなる圧延コイルを上記条件で仕上げ焼鈍を行うことにより、鋼板内に未再結晶の回復組織を残存させて磁気特性と高強度化との両立を図ることができ、かつ十分なコイル形状矯正効果も発揮することが出来る。

すなわち、焼鈍温度が700℃未満または張力2.5MPa未満では、形状矯正が十分ではない。一方、850℃を超えると、再結晶が進行するため強度の低下を招く。また、炉内張力が20MPaを超えると、コイルに局部的な変形が生じ形状がかえって劣化したり、炉内破断を生じることがあるため、20MPaを上限とする。鋼板形状の改善の観点から、さらに好適な操業範囲は、仕上げ焼鈍温度750℃以上850℃以下、炉内張力５MPa以上15MPa以下である。

なお、仕上げ焼鈍温度等の焼鈍条件は、未再結晶回復組織が面積率で50％以上確保されるように制御することが好ましい。上記の焼鈍条件は実質的にその要求を満たすが、鋼中Ti量が0.3％未満の場合は、仕上げ焼鈍温度Ｔ（℃）を、図１から概算して概ね下記式
Ｔ≦850−160（0.3−ｘ）
ただし、ｘ：鋼中Ti量（質量％）
を満足させることが、より確実に未再結晶回復組織を50％以上確保する観点から望ましい。
この仕上げ焼鈍に続いて絶縁被膜の塗布および焼き付け処理を行って、最終製品とする。

表１に示す成分組成の鋼スラブを板厚2.5mmまで熱間圧延後、900℃で60s保持の熱延板焼鈍を施した後、酸洗ならびに板厚0.35mmまでの冷間圧延を行った。ここで、Ti量が本発明の範囲を超えている鋼Ｇは冷間圧延後にヘゲ欠陥が多発したため、またＳｉが4.3％と高く、かつTiが本発明範囲に達していない鋼Ｎと、Si量が本発明範囲を超えている鋼Ｐとは、冷間圧延中に板破断したため、以降の処理は行わなかった。次いで、表２に示す条件で均熱時間20sの仕上げ焼鈍を施した。
なお、炉内張力はロードセルを軸受下部に組み込んだテンションメータロール方式の炉内張力計で測定した。

かくして得られた鋼板の機械的特性について、圧延方向と平行に切り出したJIS５号引張試験片を用いて評価し、磁気特性について、圧延方向および圧延直角方向より等量のエプスタイン試験片を採取し評価した。
また、鋼板を圧延方向に沿って切断し、その厚み断面を研磨して組織観察を行い、再結晶組織の面積比率を求めた。仕上げ焼鈍温度500℃以上の組織について、再結晶組織部を除いた面積を回復組織比率とみなした。
さらに、JISＣ2550に準拠して焼鈍前後の鋼板の平坦度も測定した。
以上の測定または評価結果を表２に併記する。

表２において、従来鋼Ａを素材とした圧延ままのNo.1や仕上げ焼鈍温度が鋼の回復温度に達しない400℃で焼鈍したNo.2は、100％加工組織からなり、引張強さは高いものの鉄損が著しく劣っている。また、600℃〜650℃で焼鈍し回復組織を残存させたNo.3およびNo.4は高強度であり、鉄損も改善傾向にはあるものの、平坦度は焼鈍前後でほとんど改善出来ておらず、鋼板形状の点では不足していた。
また、鋼中Ti量がＣ＋Ｎの16倍に達していないNo.33およびNo.41では、十分な強度が得られず、Ｃ＋Ｎが0.010％を超えるNo.34では鉄損が高い。

これに対して、本発明の鋼組成からなる鋼を用いた発明例であるNo.6〜15，17〜19，32，35〜38，40は、高い強度と低鉄損性を示し、かつ鋼板形状の点でも優れていた。なお、鋼中Si量あるいはSi＋Al量が4.0％を超えるNo.37および38は、熱延板焼鈍後の曲げ特性を調べたところ（温度30℃における曲げ半径15mm、曲げ角度90°の繰り返し曲げで破断するまでの回数）、それぞれ27回および23回であったが、他の発明例はいずれも40回以上であり、製造性に優れていた。

表１の鋼ＡおよびＤのスラブを板厚２mmまで熱間圧延後、800℃で60s保持の熱延板焼鈍を施した後、酸洗ならびに板厚0.35mmまでの冷間圧延を行い、コイルを作製した。得られたコイルを表３に示す条件で連続焼鈍炉による仕上げ焼鈍を行い、実施例１と同様の評価を行った。

その結果を表３に併記するように、鋼ＡおよびＤのいずれも、焼鈍温度が低い650℃では、炉内張力を高めても鋼板形状の改善代は小さい。一方、焼鈍温度800℃に高めて炉内張力を本発明の範囲に制御したコイルの鋼板形状は、著しく改善している。この仕上げ焼鈍により従来鋼Ａでは強度低下が大きくなり、高強度材としての使用には不足であるのに対し、本発明例である鋼Ｄでは、高強度と優れた鋼板形状の両立が可能である。

表４に示す成分組成の鋼スラブに、下記ａ〜ｃのいずれかの条件で最終板厚までの冷間圧延を行った。
記
ａ：板厚3.8mmまで熱間圧延後に、熱延板焼鈍を施さずに1.5mmまで冷間圧延し、その後1000℃に30ｓ保持後に中間焼鈍を施した後、最終板厚0.35mmまで冷間圧延
ｂ：板厚2.0mmまで熱間圧延後、熱延板焼鈍を施さず、最終0.35mmまで温間圧延（板温250℃）
ｃ：板厚2.5mmまで熱間圧延後、1050℃×30ｓ保持の熱延板焼鈍を施した後、1.0mmまで冷間圧延し、その後1000℃×30ｓ保持の中間焼鈍を施した後、最終板厚0.20mmまで温間圧延（板温200℃）
次いで、表５に示す条件にて均熱時間10ｓの仕上げ焼鈍を施し、実施例１と同様の評価を行った。その結果を、表５に示すように、発明例は、それぞれ優れた強度および磁気特性を両立している。

Ti量および焼鈍温度と再結晶率との関係を示す図である。

Claims

質量％で、
ＣおよびＮを、
Ｃ：0.010％以下および
Ｎ：0.010％以下、かつ
Ｃ＋Ｎ≦0.010％に抑制し、
Si：1.5％以上5.0％以下、
Mn：3.0％以下、
Al：3.0％以下、
Ｐ：0.2％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Ti:0.05％以上0.8％以下
を、Ti／（Ｃ＋Ｎ）≧16の下に含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有し、かつ鋼板中の未再結晶回復組織の存在比率が面積率で50％以上であることを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。
請求項１において、前記成分組成として、さらに、質量％で、
Ni：0.1〜5.0％、
Sb：0.002〜0.1％、
Sn：0.002〜0.1％、
Ｂ：0.001〜0.01％、
Ca：0.001〜0.01％、
REM：0.001〜0.01％および
Co：0.2〜5.0％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。
質量％で、
ＣおよびＮを、
Ｃ：0.010％以下および
Ｎ：0.010％以下、かつ
Ｃ＋Ｎ≦0.010％に抑制し、
Si：1.5％以上5.0％以下、
Mn：3.0％以下、
Al：3.0％以下、
Ｐ：0.2％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Ti:0.05％以上0.8％以下
を、Ti／（Ｃ＋Ｎ）≧16の下に含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、次いで冷間または温間圧延にて最終板厚の冷延コイルとした後、仕上げ焼鈍を行うに当り、該仕上げ焼鈍を、焼鈍温度700℃以上850℃以下、炉内張力2.5MPa以上20MPa以下で行うことを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板の製造方法。
請求項３において、前記鋼スラブが、さらに、質量％で、
Ni：0.1〜5.0％、
Sb：0.002〜0.1％、
Sn：0.002〜0.1％、
Ｂ：0.001〜0.01％、
Ca：0.001〜0.01％、
REM：0.001〜0.01％および
Co：0.2〜5.0％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板の製造方法。