JP2007186791A

JP2007186791A - 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: JP2007186791A
Application number: JP2006338644A
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: JP5028992B2

Abstract

【課題】高強度で、優れた磁気特性および疲労特性を有し、さらには製造性にも優れた無方向性電磁鋼板を提供する。
【解決手段】鋼組成を、質量％で、
Ｃ：0.010％以下、Ｎ：0.010％以下で、かつＣ＋Ｎ≦0.010％、
Si：3.5％超え 5.0％以下、Mn：3.0％以下、Al：3.0％以下、
Ｐ：0.2％以下、Ｓ：0.01％以下、
Ti，Ｖのうちいずれか１種または２種合計：0.01％以上 0.8％以下で、かつ
（Ti＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）≧16
を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成とする。
【選択図】図７

Description

本発明は、タービン発電機、電気自動車やハイブリッド自動車の駆動モータ、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、応力負荷の大きい電磁部品に用いて好適な、製造性に優れかつ疲労特性および磁気特性に優れた高強度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になったことから、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、かつ回転速度の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において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（ロータ外周とスリットの間部）に応力が集中する。さらに、モータの加減速運転や振動に伴い、応力状態が変化するため、ロータに使用されるコア材料には、高強度だけでなく高い疲労強度が必要となる。

上記したような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ものであるため、その鉄心コア素材としては、磁気特性に優れること、すなわち低鉄損かつ高磁束密度であることが望まれる。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モータ効率低下の原因となるため、高周波鉄損特性に優れることが重要である。
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作製するが、高速回転モータにおいてロータ素材が十分な機械強度を有していない場合には、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も大幅に上昇するという問題がある。
このため、磁気特性に優れるのは勿論のこと、疲労特性にも優れた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。

鋼板の高強度化手法としては、固溶強化、析出強化、結晶粒微細化強化および複合組織強化などが知られているが、これらの強化手法はいずれも、磁気特性を劣化させるため、一般的には、強度と磁気特性の両立は極めて困難である。

このような状況下にあって、高張力を有する無方向性電磁鋼板に関し、いくつかの提案がなされている。
例えば、特許文献１には、Si含有量を3.5〜7.0％と高めとし、さらに固溶強化のためにTi，Ｗ，Mo，Mn，Ni，Co，Alなどの元素を添加して高強度化を図る方法が提案されている。また、特許文献２には、上記の強化法に加え、仕上げ焼鈍条件を工夫することにより、結晶粒径を0.01〜5.0mmとして、磁気特性を改善する方法が提案されている。
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において板破断などのトラブルが非常に発生し易く、歩留り低下やライン停止を余儀なくされる等の問題があった。なお、板破断については、冷間圧延を板温数百℃の温間圧延とすれば軽減されるものの、温間圧延のための設備対応が必要となるだけでなく、生産上の制約が大きくなるなど工程管理上の問題も大きい。

さらに、特許文献３には、Si含有量が2.0〜3.5％の鋼を、Mn，Niで固溶強化する方法が提案されている。また、特許文献４には、Si含有量が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提案されている。さらに、特許文献５には、Si含有量が2.0〜4.0％の鋼に対し、Mn，Niの添加で固溶強化し、さらにNb，Zr，Ti，Ｖの炭窒化物を利用して、高強度と磁気特性の両立を図る技術が提案されている。
しかしながら、特許文献３の方法では、十分な強度が得られず、また特許文献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問題があった。
また、上記の方法により作製した鋼板について、疲労特性を評価したところ、高強度が得られる場合でも十分な疲労特性が得られていないことが判明した。すなわち、鋼の耐力や引張強さを単に高めても、疲労特性は向上しない場合が多く、疲労特性まで考慮した材料設計手法は確立していないのが現状であった。

一方、疲労特性に着目した高強度電磁鋼板としては、特許文献６に、Si含有量が3.3％以下の電磁鋼板について、その鋼組成に応じて結晶粒径を制御することにより、350MPa以上の疲労限を達成する技術が開示されている。
しかしながら、この方法では、疲労限の到達レベル自体が低く、昨今の要求レベル、例えば疲労限：500MPa以上を満足するものではなかった。

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。この特許文献７に開示の関係式では、例えば700℃で熱処理する場合、約5.9％以上のSiが必要となる。そして、この技術では、784MPa（80kgf/mm²）以上の高抗張力と、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，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、588MPa（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を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。
しかしながら、これらの方法によっても強度、磁気特性および安定生産性を高いレベルで兼ね備えることは難しかった。

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 公報特開平２−8346号公報特開2001−234303号公報特開平４−337050号公報特開2005−264315号公報

本発明は、上記の実情に鑑み開発されたもので、高強度で、優れた磁気特性および疲労特性を有し、さらには製造性にも優れた無方向性電磁鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。

さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく、無方向性電磁鋼板の製造性ならびに機械的特性、疲労特性および磁気特性に及ぼす各種強化手法の影響について、鋭意検討を行った。
まず、固溶強化のために、Siなどの固溶強化元素の添加量を高めた高合金電磁鋼板の製造性、具体的には熱延板および熱延焼鈍板の曲げ特性および冷間圧延性に及ぼす合金成分の影響について詳細に検討した。

その結果、炭窒化物形成元素に関しては、
（ａ）固溶Ｃ，Ｎを極力低減することにより、3.5mass％超のSiを含有するような高合金鋼についても、その圧延性を大幅に高めることが可能となる、
（ｂ）そのためには、Ｃ，Ｎ量を低減すると共に、Ti，Ｖ，Nb，Zrなどの炭窒化物形成元素をＣ，Ｎの原子比に対して十分に過剰に添加することが有効である
ことを見出した。
上記の知見により、高合金電磁鋼板の製造に際し、板破断などの工程上のトラブルを大幅に低減した、高生産性化が可能となった。

次に、これらの炭窒化物形成元素が、電磁鋼板の機械的特性、疲労特性および磁気特性に及ぼす影響について調査を行ったところ、
（ｃ）Ti，Ｖ，Nb，Zrの炭窒化物は、析出強化作用により高抗張力化に有効である半面、その存在量が多いと疲労特性や磁気特性（鉄損および磁束密度）の劣化を招くのに対し、Ｃ，Ｎに対して過剰に添加したTi，Ｖ，Nb，Zrは、固溶強化作用を有し、抗張力を大幅に高めると共に、疲労特性を向上させ、しかも磁気特性の劣化も析出強化の場合と比較して大幅に軽減される
ことを見出した。

さらに、主要な固溶元素の機械的特性、疲労特性および磁気特性に及ぼす影響に関して調査した結果、
（ｄ）無方向性電磁鋼板に添加される主要元素のうち、Siを利用した固溶強化が、機械的特性と磁気特性の両立という観点から最も有効であるものの、Si添加量が過剰になると、引張強度（抗張力）は高まるものの疲労特性が大幅に劣化する、すなわちバランスよく機械的特性、疲労特性および磁気特性を改善するには、Si添加量に最適範囲が存在する
ことを見出した。

本発明は、以上の新規知見に基づいて開発されたものであり、その要旨構成は次のとおりである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：0.010％以下、
Ｎ：0.010％以下で、かつ
Ｃ＋Ｎ≦0.010％、
Si：3.5％超え 5.0％以下、
Mn：3.0％以下、
Al：3.0％以下、
Ｐ：0.2％以下、
Ｓ：0.01％以下、
Ti，Ｖのうちいずれか１種または２種合計：0.01％以上 0.8％以下で、かつ
（Ti＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）≧16
を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になることを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。

（２）質量％で、
Ｃ：0.010％以下、
Ｎ：0.010％以下で、かつ
Ｃ＋Ｎ≦0.010％、
Si：3.5％超え 5.0％以下、
Mn：3.0％以下、
Al：3.0％以下、
Ｐ：0.2％以下、
Ｓ：0.01％以下、
Nb，Zrのうちいずれか１種または２種合計：0.01％以上 0.5％以下で、かつ
（Nb＋Zr）／（Ｃ＋Ｎ）≧10
を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成にな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：0.010％以下、
Ｎ：0.010％以下で、かつ
Ｃ＋Ｎ≦0.010％、
Si：3.5％超え 5.0％以下、
Mn：3.0％以下、
Al：3.0％以下、
Ｐ：0.2％以下、
Ｓ：0.01％以下、
Ti，Ｖのうち少なくとも１種とNb，Zrのうち少なくとも１種とを、
0.01％≦（Ti＋Ｖ＋Nb＋Zr）≦0.5％で、かつ
（Ti＋Ｖ＋Nb＋Zr）／（Ｃ＋Ｎ）≧16
を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になることを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。

（４）上記（１）〜（３）のいずれかにおいて、鋼板が、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種以上を含有する組成になることを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。

（５）上記（１）〜（４）のいずれかに示す組成になる鋼スラブを、熱間圧延後、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、一回または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延あるいは温間圧延により最終板厚とし、ついで焼鈍温度：700℃以上 1050℃以下の条件で仕上げ焼鈍を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。

（６）上記（５）において、前記最終板厚を0.15mm以上と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、高強度で、優れた磁気特性を有するのは言うまでもなく、疲労特性に優れ、さらには製造性にも優れた無方向性電磁鋼板を安定して得ることができる。

以下、本発明の基となった実験結果について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
まず、Si含有量が3.5％を超えるような高合金鋼の製造性に及ぼす鋼組成の影響を調査するため、超高純度鋼の製造が可能なコールドクルーシブル真空高周波溶解炉を用いて、Si量を4.1〜4.3％の範囲に制御すると共に、Ｃ，Ｎ量を種々に変化させた試験鋼塊を溶製した。ついで、得られた鋼塊を、板厚：２mmまで熱間圧延後、900℃で熱延板焼鈍を施したのち、板厚：0.35mmまで冷間圧延した。

その際、熱延焼鈍板を30mm幅に切り出し、温度：30℃にて曲げ半径：15mm、曲げ角度：90°の繰り返し曲げ試験を実施して、製造ラインでの通板性を模擬評価した。なお、この繰り返し曲げ回数が10回に満たない材料の場合は、製造ラインでの破断頻度が増すことがわかっている。また、冷間圧延性の評価として、圧延板端面の耳割れ深さを測定した。
図１および図２に、その結果を示す。ここで、グラフの横軸は、鋼中（Ｃ＋Ｎ）量（質量％）、縦軸はそれぞれ、製造ラインでの通板性（曲げ回数）および冷間圧延性（圧延板端面の耳割れ深さ：mm）である。

図１および図２に示したとおり、製造ラインでの通板性（熱延板の曲げ特性）および冷間圧延性（耳割れ深さ）、すなわち製造性は、ＣとＮの合計量に強く依存し、Ｃ＋Ｎを合計で0.0015％以下に低減すれば4.2％Siクラスの高合金鋼でも十分な製造性を示すものの、Ｃ＋Ｎ量が増加すると製造性は急激に劣化することが明らかとなった。
しかしながら、転炉精錬や脱ガス二次精錬など一般的な設備を用いた現在の技術では、Ｃ＋Ｎ量を定常的に0.0015％以下にするのは極めて困難である。

そこで、鋼中に存在する固溶Ｃ，Ｎが今回評価した製造性低下の主要因ではないかと考え、炭室化物生成元素を添加して、Ｃ，Ｎを析出固定することを試みた。
すなわち、電気炉を用いてSi量を4.1〜4.3％の範囲に制御し、Ｃ＋Ｎの合計量を、
(1) 0.0038〜0.0048％の範囲、(2) 0.0074〜0.0092％の範囲、(3) 0．0175〜0.0196％の範囲、(4) 0.0353〜0.0391％の範囲の４水準に制御し、これらに対するTi添加量を種々変化させた鋼塊を製造した。ついで、板厚：２mmまで熱間圧延し、900℃での熱延板焼鈍後、板厚：0.35mmまで冷間圧延し、950℃で仕上げ焼鈍を施した。

かくして得られた試料に対し、前述したところと前記と同様にして、製造ラインでの通板性（熱延板の曲げ特性）および冷間圧延性（耳割れ深さ）について調べた結果を、図３、図４にそれぞれ示す。ここで、図３(a)および図４(a)の横軸は、鋼中Ti量（質量％）であり、図３(b)および図４(b)の横軸は、Ｃ＋Ｎ量（鋼中Ｃ量と鋼中Ｎ量との和：質量％）に対する鋼中Ti量（質量％）の比、すなわちTi／（Ｃ＋Ｎ）である。また、図３(a)および図３(b)の縦軸は、製造ラインでの通板性（曲げ回数）であり、図４(a)および図４(b)の縦軸は、冷間圧延性（圧延板端面の耳割れ深さ：mm）である。また、図中、菱形（◇）はＣ＋Ｎの前記水準(1)を、四角（□）は同水準(2)を、三角（△）は同水準(3)を、バツ印（×）は同水準(4)をそれぞれ示す。

これらの結果より、Ｃ＋Ｎ量に対しTiを原子比で約４倍以上（質量％比で16倍以上）と過剰に添加することにより、熱延板の曲げ特性および冷間圧延性は格段に改善され、工業的に大量生産可能な純度レベルのＣ＋Ｎ量でも、高合金鋼を安定して製造できることが判明した。

しかしながら、Ｃ＋Ｎ量があまりに多いと、Ti添加による製造性改善効果は小さくなり、熱延板曲げ回数および冷延耳割れ深さ共に、工業生産上問題となるレべル（曲げ回数：
10回未満、耳割れ深さ：３mm超）に達する。
また、Ti添加により製造性が十分に改善されているＣ＋Ｎ量レベルであっても、Ti添加量が0.8％を超えると製造性は劣化することが判明した。さらに、Ｃ＋Ｎ量が高くかつTi添加量が少ない組成のものおよびTi添加量が過剰なものの中には、冷延時の耳割れが10mm以上に達し、板破断を生じたものも見られた。

次に、得られた鋼板から圧延方向と平行に切り出した試験片を用いて、機械的特性および疲労特性を調査した。なお、引張試験片はJIS 5 号で平行部長さを25mm、疲労試験片は平行部を15mmとした。ここに、機械的特性は引張試験における抗張力（ＴＳ）で評価した。また、疲労特性は、応力比：0.1、周波数：20Hzの部分引張り（引張り−引張り）で行い、1000万（10⁷）サイクル経過後でも板破断が生じない最大応力を疲労限（ＦＳ）として求めた。
得られた結果を図５，６に示す。ここで、図５および図６の横軸は、鋼中Ti量（質量％）であり、図５の縦軸は抗張力（ＴＳ：MPa）、図６の縦軸は疲労限（ＦＳ：MPa）である。なお、プロットされた記号とＣ＋Ｎ量の水準との関係は、図３，４の場合と同じである。

図５に示したとおり、抗張力ＴＳはTi添加量と共に上昇し、その効果はＣ＋Ｎ量が高いものほど顕著であった。この理由は、Ｃ＋Ｎ量が高い鋼ほどTiの炭窒化物析出による析出強化による高強度化が進行しているためと考えられる。一方、Ｃ＋Ｎ量が低い鋼およびTi添加量がＣ＋Ｎ量に対して十分に過剰な鋼では、固溶Tiによる高強度化が主体となっているものと推定される。
また、図６に示したとおり、疲労限ＦＳは、同一Ti添加量レベルで比較すると、抗張力の結果と反して、Ｃ＋Ｎ量の低いグループがより高い疲労特性を示していた。この理由は、Ｃ＋Ｎ量が高いグループでは、析出する炭窒化物サイズが大きくなり易く、またその存在量が多いため、疲労破壊の起点になったためと推定される。

さらに、圧延方向と圧延直角方向から同数切り出した磁気測定用試験片を用い、エプスタイン法により磁気特性を評価した結果を、図７に示す。ここで、図７の横軸は、鋼中Ti量（質量％）、縦軸は高周波鉄損（Ｗ_10/1000：W/kg）であり、またプロットされた記号とＣ＋Ｎ量の水準との関係は、図３，４の場合と同じである。
同図に示したとおり、Ｃ＋Ｎ量が高いグループは、少量のTi添加で鉄損特性が急激に劣化するのに対し、Ｃ＋Ｎ量を抑制したグループでは、Ti添加による鉄損劣化は軽微であった。

以上の検討結果より、工業的に十分に良好な製造性、疲労強度まで考慮した高強度化および優れた磁気特性という相反する要求を高い次元で満足する無方向性電磁鋼板を得るためには、Ｃ＋Ｎ量を工業的に可能な範囲で極力低減した高合金鋼に、Tiを、固溶Ｃ，Ｎを析出固定する元素として、また固溶強化元素として活用することが肝要であることが究明されたのである。

上記の知見に基づき、Ｃ＋Ｎ量を工業的に可能なレベルまで低減し、Tiをはじめとする適量の炭窒化物形成元素（Ｖ，Nb，Zr）を適量添加した鋼をベースとして、Si，Mn，Al，Ni，Ｐなどの合金元素添加の影響について系統的な評価を行い、最適な鋼組成条件を明らかにした。
以下、上記のようにして定めた本発明の成分組成範囲の限定理由について説明する。

Ｃ：0.010％以下、Ｎ：0.010％以下で、かつＣ＋Ｎ≦0.010％
本発明において、ＣおよびＮは固溶状態で存在すると鋼の製造性を著しく低下させる有害元素であるが、後述するTi、Ｖなど炭窒化物形成元素を適量添加することにより、製造性への悪影響を工業的規模で生産する上で支障がないレベルまで軽減することができる。とはいえ、炭窒化物の生成は、疲労特性および磁気特性の劣化を招くので、Ｃ，Ｎは極力低減することが望ましい。
しかしながら、Ｃ：0.010％以下、Ｎ：0.010％以下で、かつＣ＋Ｎ≦0.010％の範囲であれば、実用上、支障がないので、ＣおよびＮは上記の範囲に限定した。

Si：3.5％超え 5.0％以下
Siは、脱酸剤として寄与する他、鋼の電気抵抗を高めて鉄損の低減にも有効に寄与し、また高い固溶強化能を有する点でも有用な元素である。このSiは、無方向性電磁鋼板に添加されるMn，Al，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、低鉄損化を最もバランス良く達成することができる元素であるため、3.5％を超えて積極的に添加するものとした。Si量の増加と共に、抗張力、疲労限は上昇し、鉄損は低減して、高特性化するが、Si量が5.0％を超えると抗張力は増加するものの、疲労限は急激に低下し、さらに冷間圧延中に亀裂を生じるほど製造性が低下する。この原因は高Si化に伴い規則相が生成したためと考えられる。よって、Si量の上限は5.0％とした。

Mn：3.0％以下
Mnは、固溶強化による強度向上に有用なだけでなく、熱間脆性を改善する上でも有効な元素である。しかしながら、過剰な添加は鉄損の劣化を招くので、その添加量は3.0％以下に制限した。

Al：3.0％以下
Alは、強力な脱酸剤として作用するだけでなく、鉄損の低減、固溶強化による強度向上に有効に寄与するが、過剰な添加は圧延性の低下を招くので、その添加量は3.0％以下に制限した。なお、このAlは必ずしも含有させる必要はない。

Ｐ：0.2％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用な元素であるが、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招くので、その添加量は0.2％以下に制限した。

Ｓ：0.01％以下
Ｓは、過剰に存在するとMnＳ等の硫化物を形成し、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おそれもあるため、極力低減することが望ましい。しかしながら、0.01％までの含有でれば許容できるので、その添加量は0.01％以下とした。

Ti＋Ｖ：0.01％以上 0.8％以下で、かつ（Ti＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）≧16
TiおよびＶは、炭窒化物を形成し、鋼中に存在する固溶Ｃ，Ｎを析出固定して高合金鋼の製造性を改善する効果を有している。また、固溶強化元素としても作用し、高抗張力化、高疲労強度化にも有効に寄与する。Ｃ，Ｎを製造工程途中から安定的に析出固定するためには、最低でも（Ti＋Ｖ）で0.01％の含有が必要であり、またＣ，Ｎに対して十分に過剰に添加することが必要であることから、質量％比で（Ti＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）≧16を満足する範囲で含有させるものとした。
一方、（Ti＋Ｖ）が0.8％を超えると製造性が低下するので、（Ti＋Ｖ）の上限は0.8％に定めた。

（Nb＋Zr）：0.01％以上 0.5％以下で、かつ（Nb＋Zr）／（Ｃ＋Ｎ）≧10
NbおよびZrも、上述したTiやＶと同様に、炭窒化物を形成し、鋼中に存在する固溶Ｃ，Ｎを析出固定して高合金鋼の製造性を改善する効果を有している。また、固溶強化元素としても作用し、高抗張力化、高疲労強度化に有効に寄与する。Ｃ，Ｎを製造工程途中から安定的に析出固定するためには、最低でも（Nb＋Zr）で0.01％の含有が必要であり、またＣ，Ｎに対して十分に過剰に添加することが必要であることから、質量％比で（Nb＋Zr）／（Ｃ＋Ｎ）≧10を満足する範囲で含有させるものとした。
一方、（Nb＋Zr）が0.5％を超えると製造性が低下するので、（Nb＋Zr）の上限は0.5％に定めた。

0.01％≦（Ti＋Ｖ＋Nb＋Zr）≦0.5％で、かつ（Ti＋Ｖ＋Nb＋Zr）／（Ｃ＋Ｎ）≧16
上述したとおり、TiとＶおよびNbとZrはいずれも、炭窒化物形成元素として、また固溶強化元素として同効であるので、これら４種を複合して含有させることもできる。
この場合において、Ｃ，Ｎを製造工程途中から安定的に析出固定するためには、最低でも（Ti＋Ｖ＋Nb＋Zr）で0.01％の含有が必要であり、またＣ，Ｎに対して十分に過剰に添加することが必要であることから、質量％比で（Ti＋Ｖ＋Nb＋Zr）／（Ｃ＋Ｎ）≧16を満足させる必要がある。しかしながら、（Ti＋Ｖ＋Nb＋Zr）0.5％を超えると製造性が低下するので、（Ti＋Ｖ＋Nb＋Zr）の上限は0.5％とした。

以上、基本成分について説明したが、本発明では、磁気特性の改善成分として、Ni，Sb，Sn，Ｂ，Ca，RemおよびCoを単独または複合して適宜含有させることができる。しかしながら、これらの含有量は、本発明の目的を害さない程度にすべきであり、具体的には次の範囲とする。
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％。
特にNiの添加は好適である。すなわち、固溶強化および高電気抵抗化に寄与する多くの元素が、その添加により飽和磁束密度の低下を招くのに対し、Niは飽和磁束密度を低下することなく固溶強化による強度向上および高電気抵抗化による鉄損低減が可能な極めて有効な元素である。それゆえ、このNiは0.1％以上含有させることが好ましいが、Niは高価な元素であり過剰な添加はコスト高を招くことから、5.0％以下で含有させることが好ましい。

次に、本発明に従う製造方法について説明する。
本発明は、適切なＣ，Ｎ量制御および炭窒化物形成元素の添加により、一般には熱延コイルの通板性および冷間圧延性が問題となるような3.5％を超えるSiを有する高合金鋼の製造性が大幅に改善されているので、大部分の製造工程については、無方向性電磁鋼板の製造に通常採用されている工程を適用することができる。

例えば、転炉および２次精錬、または電気炉などで所定成分に溶製した溶鋼を、連続鋳造法または造塊−分塊法により鋼スラブとする。ついで行う熱間圧延の仕上げ温度や巻き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℃、巻き取り温度：400〜800℃程度でよい。次に、必要に応じて、軟化あるいは磁気特性を向上させる目的で600〜1100℃程度の温度で熱延板焼鈍を施したのち、一回または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延あるいは温間圧延を施して製品板厚とする。その後、仕上げ焼鈍を施したのち、必要に応じ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。

本発明では、上記の冷間圧延あるいは温間圧延において、製品板厚を0.15mm以上とすることが好ましい。
すなわち、板厚は、製品の磁気特性、特に高速回転モータのロータ材として使用される場合に重要な数100Hz以上の高周波域での鉄損特性への影響が大きく、この点では板厚を薄くするほど有利である。一方、機械的特性、疲労特性および磁気特性に及ぼす製品板厚の影響を検討した結果、引張試験における機械的特性は板厚の影響をほとんど受けないのに対し、疲労特性は0.15mmよりも薄いと急激に低下した。また、過剰な薄肉化はモータ製造工程において、プレス打ち抜き工数の増加や積層数の増加による生産性の点からも不利となる。従って、特に疲労特性を重視する場合は、板厚の下限は0.15mmとすることが好ましい。また、板厚の上限に関しては、必要とされる磁気特性のレベルに応じて適宜決定することができるが、電磁鋼板として一般的に使用されるのは0.65mm以下である。なお、本発明では、高強度化に伴う磁気特性の劣化は、従来知られている高強度電磁鋼板よりも抑制されているので、同等の強度レベル、板厚とした場合、従来鋼よりも優れた磁気特性を得ることができる。

また、上記の仕上げ焼鈍は、焼鈍温度：700℃以上 1050℃以下の範囲で行う。
というのは、仕上げ焼鈍温度が700℃未満では、形状の矯正が不十分となるためである。焼鈍温度の上昇に伴い、鉄損特性は向上するが、機械的特性（耐力、抗張力）および疲労特性は低下する傾向を示すため、焼鈍温度は必要とされる磁気特性レベルおよび強度レベルに応じて適宜決定することができる。商用周波数から数kHzといった高周波数域での鉄損特性の観点からは、900〜1050℃より望ましくは925〜1025℃である。しかしながら、仕上げ焼鈍温度が1050℃を超えると、磁気特性の改善が見られないばかりか、機械的特性の低下を招き、エネルギー的にも不利となるので、上限は1050℃に限定する。

表１に示す成分組成になる鋼スラブを、板厚：２mmまで熱間圧延後、900℃で60ｓ保持の熱延板焼鈍を施したのち、酸洗し、ついで板厚：0.35mmまで冷間圧延したのち、950℃で30ｓ保持の仕上げ焼鈍を行った。
その際、熱延焼鈍板を30mm幅に切り出し、温度：30℃にて曲げ半径：15mm、曲げ角度：90°の繰り返し曲げ試験を実施して、製造ラインでの通板性を模擬評価した。また、冷間圧延性の評価として、圧延板端面の耳割れ深さを測定した。
かくして得られた電磁鋼板の機械的特性（抗張力ＴＳ）疲労特性（疲労限ＦＳ）および磁気特性（磁束密度Ｂ₅₀，鉄損Ｗ_10/1000）について調べた結果を、表１に併記する。

なお、各特性の評価方法は次のとおりである。
機械的特性は、圧延方向と平行に切り出したJIS5号引張試験片を用いて行った。
疲労特性は、圧延方向と平行に試験片を切り出し、平行部端面を800番のエメリー紙で研磨した後、応力比：0.1、周波数：20Hzの部分引張り（引張り−引張り）で行い、1000万（10⁷）サイクル経過後でも板破断が生じない最大応力（疲労限ＦＳ）で評価した。
磁気特性は、圧延方向および圧延直角方向から等量のエプスタイン試験片を採取して評価した。

表１に示したとおり、本発明に従い、Siを3.5％超えとし、Ｃ，Ｎ量を制御し、かつ適量のTiを添加した発明例はいずれも、製造性に優れ、高い抗張力と疲労限を有し、しかも良好な磁気特性が得られていることが分かる。

表２に示す成分組成になる鋼スラブを、板厚：２mmまで熱間圧延後、900℃で60ｓ保持の熱延板焼鈍を施したのち、酸洗し、ついで板厚：0.25mmまで冷間圧延したのち、950℃で30ｓ保持の仕上げ焼鈍を行った。
その際、熱延焼鈍板を30mm幅に切り出し、温度：30℃にて曲げ半径：15mm、曲げ角度：90°の繰り返し曲げ試験を実施して、製造ラインでの通板性を模擬評価した。また、冷間圧延性の評価として、圧延板端面の耳割れ深さを測定した。
かくして得られた電磁鋼板の機械的特性（抗張力ＴＳ）疲労特性（疲労限ＦＳ）および磁気特性（磁束密度Ｂ₅₀，鉄損Ｗ_10/1000）について調べた結果を、表３に示す。

表３に示したとおり、鋼板成分を本発明を満足するＣ，Ｎ量に制御し、かつ適量のTi，Ｖを添加した発明例はいずれも、製造性に優れ、高い抗張力と疲労限を有し、しかも良好な磁気特性が得られていることが分かる。
一方、Siの添加量が５％を超えると、熱延板の曲げ性、冷間圧延性の低下が大きくなり、また抗張力は高いにもかかわらず、疲労限は低下する傾向を示している。

表４に示す成分組成になる鋼スラブを、板厚：2.2mmまで熱間圧延後、800℃で90ｓ保持の熱延板焼鈍を施したのち、酸洗し、ついで板厚：0.30mmまで冷間圧延したのち、1000℃で30ｓ保持の仕上げ焼鈍を行った。ここで、No.63だけは熱延板焼鈍を省略し、板厚：3.0mmに熱延したのち熱延板焼鈍を施さずに板厚：1.5mmに温間圧延（板温：280℃）し、900℃，30ｓの中間焼鈍後、最終板厚：0.30mmに冷延という圧延工程を採用した。
その際、熱延焼鈍板（No.63は熱延板）を30mm幅に切り出し、温度：30℃にて曲げ半径：15mm、曲げ角度：90°の繰り返し曲げ試験を実施して、製造ラインでの通板性を模擬評価した。また、冷間圧延性の評価として、圧延板端面の耳割れ深さを測定した。
かくして得られた電磁鋼板の機械的特性（抗張力ＴＳ）疲労特性（疲労限ＦＳ）および磁気特性（磁束密度Ｂ₅₀，鉄損Ｗ_10/1000）について調べた結果を、表５に示す。

表５に示したとおり、鋼板成分を本発明を満足するＣ，Ｎ量に制御し、かつ適最のNb，Zrを添加した発明例はいずれも、製造性に優れ、高い抗張力と疲労限を有し、しかも良好な磁気特性を有している。

本発明の鋼組成をする、3.9％Si，0.14％Mn，0.33％Al，2.67％Ni，0.02％Ｐ，0.002％Ｓ，0.0009％Ｃ，0.0018％Ｎ，0.28％Tiおよび0.055Sn組成（Ti／(Ｃ＋Ｎ)＝103.7）の鋼スラブを、板厚：２mmまで熱間圧延後、1000℃で60ｓ保持の熱延板焼鈍を施したのち、酸洗し、ついで種々の板厚に冷間圧延したのち、950℃で30ｓ保持の仕上げ焼鈍を行い、各特性に及ぼす板厚の影響について調査した。
得られた結果を表６に示す。

表６に示したとおり、板厚を薄くすることによって高周波鉄損特性は大きく改善される。また、抗張力はどの板厚でもほぼ同じである。
しかしながら、疲労限は、板厚が0.15mm以上の方がより顕著に改善される。

鋼中（Ｃ＋Ｎ）量が、製造ラインでの通板性（曲げ回数）に及ぼす影響を示したグラフである。鋼中（Ｃ＋Ｎ）量が、冷間圧延性（圧延板端面の耳割れ深さ）に及ぼす影響を示したグラフである。製造ラインでの通板性（曲げ回数）に及ぼす鋼中Ti量およびTi／（Ｃ＋Ｎ）比の影響を示したグラフである。冷間圧延性（圧延板端面の耳割れ深さ）に及ぼす鋼中Ti量およびTi／（Ｃ＋Ｎ）比の影響を示したグラフである。抗張力（ＴＳ）に及ぼす鋼中Ti量の影響を、鋼中（Ｃ＋Ｎ）量をパラメータとして示したグラフである。疲労限（ＦＳ）に及ぼす鋼中Ti量の影響を、鋼中（Ｃ＋Ｎ）量をパラメータとして示したグラフである。高周波鉄損（Ｗ_10/1000）に及ぼす鋼中Ti量の影響を、鋼中（Ｃ＋Ｎ）量をパラメータとして示したグラフである。

Claims

質量％で、
Ｃ：0.010％以下、
Ｎ：0.010％以下で、かつ
Ｃ＋Ｎ≦0.010％、
Si：3.5％超え 5.0％以下、
Mn：3.0％以下、
Al：3.0％以下、
Ｐ：0.2％以下、
Ｓ：0.01％以下、
Ti，Ｖのうちいずれか１種または２種合計：0.01％以上 0.8％以下で、かつ
（Ti＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ）≧16
を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になることを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。
質量％で、
Ｃ：0.010％以下、
Ｎ：0.010％以下で、かつ
Ｃ＋Ｎ≦0.010％、
Si：3.5％超え 5.0％以下、
Mn：3.0％以下、
Al：3.0％以下、
Ｐ：0.2％以下、
Ｓ：0.01％以下、
Nb，Zrのうちいずれか１種または２種合計：0.01％以上 0.5％以下で、かつ
（Nb＋Zr）／（Ｃ＋Ｎ）≧10
を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になることを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。
質量％で、
Ｃ：0.010％以下、
Ｎ：0.010％以下で、かつ
Ｃ＋Ｎ≦0.010％、
Si：3.5％超え 5.0％以下、
Mn：3.0％以下、
Al：3.0％以下、
Ｐ：0.2％以下、
Ｓ：0.01％以下、
Ti，Ｖのうち少なくとも１種とNb，Zrのうち少なくとも１種とを、
0.01％≦（Ti＋Ｖ＋Nb＋Zr）≦0.5％で、かつ
（Ti＋Ｖ＋Nb＋Zr）／（Ｃ＋Ｎ）≧16
を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になることを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。
請求項１〜３のいずれかにおいて、鋼板が、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種以上を含有する組成になることを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。
請求項１〜４のいずれかに示す組成になる鋼スラブを、熱間圧延後、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、一回または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延あるいは温間圧延により最終板厚とし、ついで焼鈍温度：700℃以上 1050℃以下の条件で仕上げ焼鈍を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５において、前記最終板厚を0.15mm以上と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。