WO2009128428A1 - 高強度無方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents

高強度無方向性電磁鋼板及びその製造方法 Download PDF

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有田　吉宏
村上　英邦
義行 牛神
猛 久保田
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新日本製鐵株式会社
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    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength non-oriented electrical steel sheet suitable for iron core materials for motors for electric vehicles and motors for electric devices, and a method for manufacturing the same.
  • High-speed rotary motors are also used in electrical equipment such as machine tools and vacuum cleaners.
  • the outer shape of the high-speed rotation motor for electric vehicles is larger than the outer shape of the high-speed rotation motor for electric devices.
  • a DC brushless motor is mainly used as a high-speed rotation motor for an electric vehicle.
  • a magnet is embedded in the vicinity of the outer periphery of the rotor.
  • the width of the bridge portion on the outer peripheral portion of the rotor (the width from the outermost outer periphery of the rotor to the steel plate between the magnets) is very narrow as 1 to 2 mm depending on the place. For this reason, high-speed rotary motors for electric vehicles are required to have higher strength steel plates than conventional non-oriented electrical steel plates.
  • Patent Document 1 describes a non-oriented electrical steel sheet in which Mn and Ni are added to Si to enhance solid solution.
  • Mn and Ni are added to Si to enhance solid solution.
  • the toughness tends to decrease with the addition of Mn and Ni, and sufficient productivity and yield cannot be obtained.
  • the price of the added alloy is high. In particular, in recent years, the price of Ni has risend due to the global demand balance.
  • Patent Documents 2 and 3 describe non-oriented electrical steel sheets that are strengthened by dispersing carbonitrides in steel. However, sufficient strength cannot be obtained even with these non-oriented electrical steel sheets.
  • Patent Document 4 describes a non-oriented electrical steel sheet reinforced with Cu precipitates.
  • the heat treatment conditions are restricted when manufacturing the non-oriented electrical steel sheet. For this reason, the required strength and magnetic properties cannot be obtained.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength non-oriented electrical steel sheet that can easily obtain high strength and magnetic characteristics and a method for producing the same.
  • the present invention is summarized as follows in order to solve the above problems.
  • a method for producing a strength non-oriented electrical steel sheet is 50 ° C./sec or more, and a ductile brittle fracture surface transition temperature in the Charpy impact test of the hot-rolled sheet is 70 ° C. or less.
  • the present inventors investigated the reason why the strength and magnetic properties of the conventional steel strengthening method utilizing Cu precipitates are greatly influenced by the heat treatment conditions. As a result, it has been found that in order to strengthen the steel sheet by precipitation of Cu, a high annealing temperature at which Cu is once dissolved is required in finish annealing after cold rolling.
  • the present inventors have further studied earnestly on a method for solving these problems while enjoying precipitation strengthening of Cu.
  • a certain amount of C, N, Nb, Zr, Ti, and V it is possible to achieve both Cu precipitation strengthening and crystal grain refinement, and solve the above-mentioned problems. I found out that I can do it.
  • the magnetic property required for the rotor which is the main application of the high-strength electrical steel sheet, is eddy current loss (We) at a high frequency of 400 Hz or higher, and C, N, Nb, Zr, Ti, And it has been found that refinement of crystal grains by containing V and V is effective.
  • Example 1 In a laboratory vacuum melting furnace, by mass%, Si: 3.1%, Mn: 0.2%, Al: 0.5%, Cu: 2.0%, C, N, Nb, Steels with Zr, Ti and V mass% in Table 1 were prepared, heated at 1100 ° C. for 60 minutes, and then immediately hot-rolled to obtain hot-rolled sheets having a plate thickness of 2.0 mm. Thereafter, the hot-rolled sheet was pickled and a cold-rolled sheet having a thickness of 0.35 mm was obtained by one cold rolling. The cold-rolled sheet was subjected to a finish annealing at 800 ° C. to 1000 ° C. for 30 seconds. Table 2 shows the measurement results of various properties after finish annealing.
  • Nb precipitates are dispersed and deposited moderately
  • Ti precipitates are dispersed and deposited moderately, and crystal grain growth at 900 ° C. and 1000 ° C.
  • Cu was once dissolved at the final annealing temperatures of 900 ° C. and 1000 ° C., and further precipitated finely during the cooling of the final annealing, so that the precipitation strengthening of Cu could be utilized to the maximum. As a result, it is presumed that high yield strength and elongation at break and low eddy current loss were obtained.
  • Material E had high yield strength but low elongation at break. This is thought to be due to the adverse effect of excess C. In any of the conditions, recrystallization was not performed by finish annealing at 800 ° C. This is presumably because Cu that had been dissolved before annealing precipitated during annealing and delayed recrystallization.
  • Example 2 In a laboratory vacuum melting furnace, by mass%, Si: 2.8%, Mn: 0.1%, Al: 1.0%, Cu: 1.8%, C, N, Nb, Steels with Zr, Ti, and V mass% in Table 3 were prepared, heated at 1150 ° C. for 60 minutes, and then immediately hot-rolled to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 2.2 mm. Thereafter, the hot-rolled sheet was pickled and a cold-rolled sheet having a thickness of 0.35 mm was obtained by one cold rolling. The cold-rolled sheet was subjected to a finish annealing at 800 ° C. to 1000 ° C. for 30 seconds. Table 4 shows the measurement results of various characteristics after finish annealing.
  • Nb precipitates are moderately dispersed and precipitated.
  • Ti precipitates are moderately dispersed and precipitated, and crystal grain growth at 900 ° C. and 1000 ° C. It is inferred that On the other hand, Cu was once dissolved at the final annealing temperatures of 900 ° C. and 1000 ° C., and further precipitated finely during the cooling of the final annealing, so that the precipitation strengthening of Cu could be utilized to the maximum. As a result, it is presumed that high yield strength and elongation at break and low eddy current loss were obtained.
  • Material J had high yield strength but low elongation at break. This is thought to be due to the adverse effect of excess N. In any of the conditions, recrystallization was not performed by finish annealing at 800 ° C. This is thought to be because Cu, which had been dissolved before annealing, precipitated during annealing and delayed recrystallization.
  • Finish annealing at 800 ° C. has so far been performed as a process for refining crystal grains. That is, this finish annealing has been carried out for the purpose of once dissolving Cu to increase the strength, recrystallizing the steel sheet, and preventing coarsening of the crystal grains.
  • this finish annealing temperature was adjusted while adding Cu, it was difficult to obtain sufficient strength by itself. In other words, it is difficult to achieve both mechanical characteristics and magnetic characteristics with the conventional technology.
  • both mechanical characteristics and magnetic characteristics can be achieved.
  • C is an element necessary for crystal grain refinement. Fine carbides have the effect of increasing nucleation sites during recrystallization and further suppressing crystal grain growth. In order to enjoy the effect, the C content is 0.002% or more. In particular, when N is less than 0.005%, the preferable C content is 0.01% or more, more preferably 0.02% or more. On the other hand, if added over 0.05%, the elongation at break is significantly reduced. Therefore, the upper limit of the C content is 0.05%.
  • Si is an element effective for reducing eddy current loss and also effective for solid solution strengthening.
  • the upper limit of the Si content is 4.0%.
  • the lower limit is made 2.0%.
  • Mn is an element effective for lowering eddy current loss and increasing strength in the same manner as Si. However, even if the Mn content exceeds 1.0%, the effect is not improved and saturation occurs. Therefore, the upper limit of the Mn content is 1.0%. On the other hand, the lower limit is made 0.05% from the viewpoint of sulfide formation.
  • Al is an element effective for increasing the specific resistance like Si.
  • the upper limit of the Al content is set to 3.0%.
  • the Al content in the case of Al deoxidation is 0.02% or more, and the Al content in the case of Si deoxidation is 0.01%. % Or more is preferable.
  • N is an element necessary for crystal grain refinement. Fine nitride has the effect of increasing the number of nucleation sites during recrystallization and further suppressing crystal grain growth. In order to enjoy the effect, the N content is set to 0.002% or more. When N is contained more than the normal level by 0.005 or more, the effect of suppressing crystal grain growth becomes more remarkable. Since this effect is greater as the N content is higher, the N content is preferably further increased to 0.01% or more, and more preferably 0.02 or more. In particular, when the C content is less than 0.005%, the effect obtained by the addition of N is more pronounced. On the other hand, if added over 0.05%, the elongation at break is significantly reduced. Therefore, the upper limit of the N content is 0.05%.
  • Cu is an important element that brings about precipitation strengthening. If it is less than 0.5%, it will dissolve completely in the steel and the effect of precipitation strengthening will not be obtained, so the lower limit of the Cu content is 0.5%. The upper limit is set to 3.0% considering that the strength is saturated.
  • Ni is an effective element that can increase the strength of a steel sheet without making it too brittle. However, since it is expensive, it may be added according to the required strength. When adding, in order to fully obtain the effect, it is preferable to contain 0.5% or more. The upper limit is set to 3.0% in consideration of cost. Moreover, it is preferable to add 1/2 or more of Cu addition amount from a viewpoint of suppressing the beard wrinkle which generate
  • Sn has the effect of improving the texture and suppressing nitriding and oxidation during annealing.
  • the effect of improving the magnetic flux density that is lowered by the addition of Cu is great.
  • the addition amount of Sn is preferably 0.01% or more and 0.10% or less.
  • B segregates at the grain boundaries and has the effect of increasing the toughness of the hot-rolled sheet and hot-rolled annealed sheet.
  • the addition amount of B is preferably 0.0010% or more and 0.0050% or less.
  • Nb, Zr, Ti, and V have the effect of generating carbides or nitrides and suppressing the coarsening of the crystal grain size.
  • [Nb] indicates the Nb content (% by mass)
  • [Zr] indicates the Zr content (% by mass)
  • [Ti] indicates the Ti content (% by mass)
  • [V] indicates V Content (mass%). 2.0 ⁇ 10 ⁇ 4 ⁇ [Nb] / 93 + [Zr] / 91 + [Ti] / 48 + [V] / 51 (1)
  • the value on the right side when the value on the right side is less than 2.0 ⁇ 10 ⁇ 4 , the precipitation amount is insufficient, and a sufficient crystal grain suppression effect cannot be obtained. Therefore, the lower limit of the value on the right side is 2.0 ⁇ 10 ⁇ 4 . On the other hand, since the excessive content of these elements is dissolved in steel and does not affect the properties of the steel, the upper limit is not particularly specified. However, considering the characteristics and cost, the value on the right side is preferably 1.0 ⁇ 10 ⁇ 2 or less.
  • Formula (2) that defines the relationship among the six elements C, N, Nb, Zr, Ti, and V is an important parameter for miniaturizing crystal grains in combination with Formula (1).
  • [C] indicates the C content (% by mass)
  • [N] indicates the N content (% by mass).
  • Formula (1) merely defines the maximum amount of carbide or nitride that can be generated, and the crystal growth of the final annealing cannot be sufficiently suppressed only by this condition.
  • the second term of the formula (2) is obtained by subtracting the right side of the formula (1) from the sum of values obtained by dividing the mass% of C and N by the atomic weight, and an excessive amount of C that does not form carbonitrides. This is a parameter indicating the amount of N.
  • This excess C and / or N is extremely important in making crystal grains fine. This is because when C and / or N is excessively contained, the carbonitride precipitates with an appropriate dispersion before the finish annealing, and the crystal grain growth during the annealing can be reliably suppressed.
  • carbides, nitrides, and carbonitrides have a very important role.
  • nitrides and carbonitrides are useful, and nitrides have a remarkable effect. That is, when carbide and nitride are compared, nitride is more effective for the effect of the present invention, and nitride contributes to the effect of the present invention in a smaller amount.
  • nitride can provide a more favorable effect, and undesirable side effects can be suppressed.
  • “preferable effect” means crystal grain refinement, increased strength, and stability at high temperatures, and “unfavorable side effects” include increased iron loss, cracks originating from precipitates ( In particular embrittlement).
  • the present invention since the N content is appropriate in consideration of not only the contents of Nb, Zr, Ti, and V but also the balance with the content of C and the thermal history in the manufacturing process, the present invention Then, nitride is formed preferentially as compared with the conventional electromagnetic steel sheet. As a result, crystal grain growth at a high temperature is suppressed, and an increase in iron loss and embrittlement can be suppressed.
  • the ratio of the N content to the C content is preferably high, and [N] / [C] is preferably 3 or more, and more preferably 5 or more.
  • the composition of nitride is, for example, whether carbide is an initial formation, nitride is an initial formation, has a structure similar to carbide in the growth process, or is similar to nitride in the growth process. It is considered to change due to the effect of having a structure.
  • the thermal stability of the carbonitride is weakened. For example, if the recrystallization is delayed immediately after the recrystallization of the finish annealing and the annealing temperature is further increased, the precipitates are re-dissolved, the crystal grains become coarse, and the formation of stable fine grains is difficult. Become. On the other hand, if C and / or N is excessive to a level where the parameter value exceeds 3.0 ⁇ 10 ⁇ 3 , quenching occurs during cooling, and the elongation and toughness of the steel sheet deteriorate.
  • the lower limit of the parameter value in the equation (2) is 1.0 ⁇ 10 ⁇ 3 and the upper limit is 3.0 ⁇ 10 ⁇ 3 .
  • the recrystallization area ratio of the high-strength non-oriented electrical steel sheet itself is less than 50%, the product characteristics, particularly the elongation at break, are significantly reduced. Therefore, the recrystallization area ratio is set to 50% or more.
  • the yield stress in the tensile test is set to 700 MPa or more in consideration of the strength required for a rotor that rotates at high speed.
  • the yield stress specified here is the lower yield point.
  • the elongation at break is 10% or more from the viewpoint of suppressing cracks in the punched end face of the motor core.
  • Eddy current loss is loss caused by current flowing through a steel plate during excitation. When this loss is large, the motor core easily generates heat and causes demagnetization of the magnet. Since the eddy current loss We 10/400 is highly dependent on the plate thickness of the steel plate, the plate thickness t (mm) is used as a parameter, and the allowable range of heat generation by the rotor is expressed as 70 ⁇ t as shown in Equation (3). 2 or less. We 10/400 ⁇ 70 ⁇ t 2 (3)
  • the eddy current loss We 10/400 of W 10/400 is “(W 2 / f 2 ⁇ W 1 / f 1 ) / (f 2 ⁇ f 1 ) ⁇ 400 ⁇ 400 ”.
  • the measurement frequency is not particularly specified. However, if possible, it is preferable to calculate at a frequency close to 400 Hz, for example, a frequency range of about 100 to 800 Hz.
  • the maximum magnetic flux density Bmax is the maximum magnetic flux density that is excited when the iron loss is measured.
  • the soaking temperature T (° C.) of finish annealing must be equal to or higher than the solid solution temperature of Cu. This solid solution temperature depends on the Cu content. Assuming that the Cu content is a (mass%), if the temperature is 200 ⁇ a + 500 or higher (° C.), Cu completely dissolves, so as shown in the equation (4), the soaking temperature of finish annealing T (° C.) is 200 ⁇ a + 500 or more. T ⁇ 200 ⁇ a + 500 (4)
  • the coiling temperature during hot rolling exceeds 550 ° C., carbonitride and Cu precipitates remarkably reduce the toughness of some hot rolled sheets. Therefore, the coiling temperature during hot rolling is set to 550 ° C. or lower.
  • the toughness of the hot-rolled sheet the ductile brittle fracture surface transition temperature in the Charpy impact test is set to 70 ° C. or less from the viewpoint of suppressing fracture during cold rolling.
  • the cooling rate in this temperature range is set to 50 ° C./sec or more.
  • the toughness of the steel sheet after annealing is set to 70 ° C. or less from the viewpoint of suppressing fracture during cold rolling.
  • the annealing temperature of the hot-rolled sheet is not particularly specified, but 900 ° C. or higher is preferable because the purpose of annealing the hot-rolled sheet is to recrystallize the hot-rolled sheet and promote grain growth. On the other hand, from a brittle viewpoint, 1100 degrees C or less is preferable.
  • the transition temperature defined here is a temperature at which the ductile fracture surface ratio is 50% in the transition curve showing the relationship between the test temperature and the ductile fracture surface ratio, as defined in Japanese Industrial Standards (JIS). You may employ
  • the length and height of the specimen used for the Charpy impact test shall be the size specified in JIS.
  • the width of the test piece is the thickness of the hot rolled plate. Accordingly, the size is 55 mm in length in the rolling direction, the height is 10 mm, and the width is about 1.5 mm to 3.0 mm depending on the thickness of the hot rolled sheet. Further, in the test, it is preferable to stack a plurality of test pieces and bring them closer to a thickness of 10 mm which is a normal test condition.
  • Example 1 In a vacuum melting furnace, by mass%, Si: 2.9%, Mn: 0.2%, Al: 0.7%, and Cu: 1.5%, C, N, Nb, Zr, Steels having different mass percentages of Ti and V were prepared, heated at 1150 ° C. for 60 minutes, and then immediately hot-rolled to obtain a hot-rolled plate having a plate thickness of 2.3 mm. Thereafter, the hot-rolled sheet was pickled and a cold-rolled sheet having a thickness of 0.5 mm was obtained by one cold rolling. This cold-rolled sheet was subjected to finish annealing at 900 ° C. for 60 seconds. Table 5 shows the measurement results of the components and various characteristics.
  • Example 2 In a vacuum melting furnace, by mass%, Si: 3.7%, Mn: 0.1%, Al: 0.2%, and Cu: 1.4%, C, N, Nb, Zr, Steels having different mass percentages of Ti and V were prepared, heated at 1150 ° C. for 60 minutes, and then immediately hot-rolled to obtain a hot-rolled plate having a plate thickness of 2.3 mm. Thereafter, the hot-rolled sheet was pickled and a cold-rolled sheet having a thickness of 0.5 mm was obtained by one cold rolling. This cold-rolled sheet was subjected to finish annealing at 900 ° C. for 60 seconds. Table 6 shows the measurement results of the components and various characteristics.
  • Example 3 In a vacuum melting furnace, in mass%, C: 0.022%, Mn: 0.5%, Al: 2.0%, N: 0.003%, Ni: 1.0%, Nb: 0.031 %, Zr: 0.004%, Ti: 0.003%, and V: 0.004%, a steel with varying amounts of Si and Cu was prepared and heated at 1120 ° C for 120 minutes, Immediately hot-rolled, a hot-rolled sheet having a thickness of 2.0 mm was obtained. Thereafter, the hot-rolled sheet was pickled and a cold-rolled sheet having a thickness of 0.25 mm was obtained by one cold rolling. The cold-rolled sheet was subjected to a finish annealing at 1000 ° C. for 45 seconds. Table 7 shows the measurement results of the Si amount, the Cu amount, and various characteristics.
  • the samples with Cu less than 0.5% have low yield stress, and are defined by the present invention. It was out of range. Further, the samples with Ni / Cu of 0.5 or more (reference numerals c1 to c4, c6 to c9, c11 to c14, c16 to c19, and c21 to c24) did not show baldness.
  • Example 4 In a vacuum melting furnace, in mass%, C: 0.003%, Si: 3.3%, Mn: 0.2%, Al: 0.7%, N: 0.022%, Ni: 1.5 %, Nb: 0.032%, Zr: 0.004%, Ti: 0.003%, and V: 0.003%, and a steel in which the B content and the Sn content were changed was produced at 1110 ° C. Was heated for 80 minutes and then immediately hot rolled to obtain a hot rolled plate having a thickness of 2.7 mm. The coiling temperature in this hot rolling was 530 ° C. Thereafter, this hot rolled sheet is subjected to annealing (intermediate annealing) at 1050 ° C.
  • annealing intermediate annealing
  • the transition temperature of the hot-rolled annealed sheet was low when the amount of B was 0.0010% or more and d6 to d25.
  • a high magnetic flux density was obtained with the codes d2 to d5, d7 to d10, d12 to d15, d17 to d20, and d22 to d25 having an Sn content of 0.010% or more. It should be noted that slab cracking occurred in the signs d21 to d25 where the B amount exceeded 0.0050%, and baldness occurred in d5, d10, d15, d20, and d25 where the Sn amount exceeded 0.010%. .
  • Example 5 In a vacuum melting furnace, in mass%, C: 0.028%, Si: 2.9%, Mn: 0.8%, Al: 1.4%, N: 0.012%, Ni: 1.4 %, Nb: 0.003%, Zr: 0.04%, Ti: 0.003%, and V: 0.003%, and steel with varying amounts of Cu was prepared, and 90 minutes at 1120 ° C. After heating, it was immediately hot rolled to obtain a hot hot rolled sheet having a thickness of 2.0 mm. Thereafter, this hot-rolled sheet is subjected to hot-rolled sheet annealing at 950 ° C. for 60 seconds, further pickled, and a cold-rolled sheet having a thickness of 0.35 mm is obtained by one cold rolling. It was. This cold-rolled sheet was subjected to finish annealing while changing the soaking temperature. Table 9 shows the results of the amount of Cu, the temperature of finish annealing, and various characteristics.
  • the recrystallization area ratio is less than 50% and / or the elongation at break is less than 10%. It was outside the range defined by the invention.
  • Example 6 In a vacuum melting furnace, in mass%, C: 0.027%, Si: 3.6%, Mn: 0.1%, Al: 1.8%, N: 0.005%, Ni: 2.0 %, Nb: 0.003%, Zr: 0.004%, Ti: 0.03%, and V: 0.01%. These steel slabs were heated at 1170 ° C. for 90 minutes and immediately hot rolled to obtain hot rolled sheets having a plate thickness of 2.5 mm. During the production of this hot-rolled sheet, the winding temperature was changed. Furthermore, the produced hot rolled sheet was annealed at 1000 ° C. for 60 seconds to obtain an annealed sheet. During this annealing, the cooling rate from 900 ° C. to 500 ° C. was changed. Charpy test pieces were produced from these hot-rolled plates and annealed plates, and the transition temperature was measured by an impact test. The results are shown in Table 10.
  • a non-oriented electrical steel sheet having excellent strength can be provided at a low cost without sacrificing the yield and productivity in manufacturing the motor core and the steel sheet.

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Abstract

　高強度無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００２％以上０．０５％以下、Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、Ｍｎ：０．０５％以上１．０％以下、Ｎ：０．００２％以上０．０５％以下、及びＣｕ：０．５％以上３．０％以下を含有する。Ａｌの含有量が３．０％以下であり、Ｎｂの含有量（％）を［Ｎｂ］、Ｚｒの含有量（％）を［Ｚｒ］、Ｔｉの含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｖの含有量（％）を［Ｖ］、Ｃの含有量（％）を［Ｃ］、Ｎの含有量（％）を［Ｎ］としたとき、式（１）及び式（２）が満たされる。残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、再結晶面積率が５０％以上であり、引張試験の降伏応力が７００ＭＰａ以上であり、破断伸びが１０％以上であり、渦電流損Ｗｅ１０／４００（Ｗ／ｋｇ）が鋼板の板厚ｔ（ｍｍ）との関係において、式（３）を満足する。 　２．０×１０－４≦［Ｎｂ］／９３＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１　　・・・（１） 　１．０×１０－３≦［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４－（［Ｎｂ］／９３＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１）≦３．０×１０－３　　・・・（２） 　Ｗｅ１０／４００≦７０×ｔ２　　・・・（３）

Description

高強度無方向性電磁鋼板及びその製造方法
　本発明は、電気自動車用モータ及び電気機器用モータの鉄心材料に好適な高強度無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関する。
　近年、世界的な電気機器の省エネルギ化の高まりにより、回転機の鉄心材料として用いる無方向性電磁鋼板に対して、より高性能な特性が要求されてきている。特に、最近では、電気自動車等に使用されるモータとして、小型高出力モータの需要が高い。このような電気自動車用モータでは、高速回転を可能にして高いトルクが得られるように設計されている。
　高速回転モータは、工作機械及び掃除機等の電気機器にも使用されている。但し、電気自動車用の高速回転モータの外形は、電気機器用の高速回転モータの外形よりも大きい。また、電気自動車用の高速回転モータとしては、主にＤＣブラシレスモータが用いられている。ＤＣブラシレスモータでは、ロータの外周近傍に磁石が埋め込まれている。この構造では、ロータの外周部のブリッジ部の幅（ロータの最外周から磁石間の鋼板までの幅）が、場所によっては、１～２ｍｍと非常に狭い。このため、電気自動車用の高速回転モータには、従来の無方向性電磁鋼板よりも高強度の鋼板が要求されるようになってきている。
　特許文献１には、Ｓｉに、Ｍｎ及びＮｉを加えて固溶体強化を図った無方向性電磁鋼板が記載されている。しかしながら、この無方向性電磁鋼板によっても十分な強度を得ることができない。また、Ｍｎ及びＮｉの添加に伴って靱性が低下しやすく、十分な生産性及び歩留まりを得ることができない。また、添加される合金の価格が高い。特に、近年では、世界的な需要バランスによってＮｉの価格が高騰している。
　特許文献２及び３には、炭窒化物を鋼中に分散させて強化を図った無方向性電磁鋼板が記載されている。しかしながら、これらの無方向性電磁鋼板によっても十分な強度を得ることができない。
　特許文献４には、Ｃｕ析出物を用いて強化を図った無方向性電磁鋼板が記載されている。しかしながら、この無方向性電磁鋼板の製造に際しては、熱処理条件が制約される。このため、要求される強度及び磁気特性が得られない。
特開昭６２－２５６９１７号公報 特開平０６－３３０２５５号公報 特開平１０－０１８００５号公報 特開２００４－０８４０５３号公報
　本発明は、容易に高い強度及び磁気特性を得ることができる高強度無方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明は、上記課題を解決するため、以下を要旨とする。
　（Ｉ）　質量％で、
　Ｃ：０．００２％以上０．０５％以下、
　Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、
　Ｍｎ：０．０５％以上１．０％以下、
　Ｎ：０．００２％以上０．０５％以下、及び
　Ｃｕ：０．５％以上３．０％以下を含有し、
　Ａｌの含有量が３．０％以下であり、
　Ｎｂの含有量（％）を［Ｎｂ］、Ｚｒの含有量（％）を［Ｚｒ］、Ｔｉの含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｖの含有量（％）を［Ｖ］、Ｃの含有量（％）を［Ｃ］、Ｎの含有量（％）を［Ｎ］としたとき、式（１）及び式（２）が満たされ、
　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
　再結晶面積率が５０％以上であり、
　引張試験の降伏応力が７００ＭＰａ以上であり、
　破断伸びが１０％以上であり、
　渦電流損Ｗｅ１０／４００（Ｗ／ｋｇ）が鋼板の板厚ｔ（ｍｍ）との関係において、式（３）を満足することを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。
　２．０×１０－４≦［Ｎｂ］／９３＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１　　・・・（１）
　１．０×１０－３≦［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４－（［Ｎｂ］／９３＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１）≦３．０×１０－３　　・・・（２）
　Ｗｅ１０／４００≦７０×ｔ２　　・・・（３）
　（ＩＩ）　さらに、質量％で、Ｎｉ：０．５％以上３．０％以下を含有することを特徴とする（Ｉ）に記載の高強度無方向性電磁鋼板。
　（ＩＩＩ）　さらに、質量％で、Ｓｎ：０．０１％以上０．１０％以下を含有することを特徴とする（Ｉ）又は（ＩＩ）に記載の高強度無方向性電磁鋼板。
　（ＩＶ）　さらに、質量％で、Ｂ：０．００１０％以上０．００５０％以下を含有することを特徴とする（Ｉ）～（ＩＩＩ）のいずれか一つに記載の高強度無方向性電磁鋼板。
　（Ｖ）　質量％で、
　Ｃ：０．００２％以上０．０５％以下、
　Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、
　Ｍｎ：０．０５％以上１．０％以下、
　Ｎ：０．００２％以上０．０５％以下、及び
　Ｃｕ：０．５％以上３．０％以下を含有し、
　Ａｌの含有量が３．０％以下であり、
　Ｎｂの含有量（％）を［Ｎｂ］、Ｚｒの含有量（％）を［Ｚｒ］、Ｔｉの含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｖの含有量（％）を［Ｖ］、Ｃの含有量（％）を［Ｃ］、Ｎの含有量（％）を［Ｎ］としたとき、式（１）及び式（２）が満たされ、
　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製する工程と、
　前記鋼の熱間圧延を行うことにより、熱間圧延板を得る工程と、
　前記熱延圧延板の酸洗を行う工程と、
　次に、前記熱延圧延板の冷間圧延を行うことにより、冷間圧延板を得る工程と、
　前記冷間圧延板の仕上焼鈍を行う工程と、
　を有し、
　前記仕上焼鈍の均熱温度Ｔ（℃）と前記冷間圧延板のＣｕ含有量ａ（質量％）が式（４）を満たすことを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板の製造方法。
　Ｔ≧２００×ａ＋５００　　・・・（４）
　（ＶＩ）　前記熱間圧延板を得る工程と前記酸洗を行う工程との間に、前記熱間圧延板の焼鈍を行う工程を有することを特徴とする（Ｖ）に記載の高強度無方向性電磁鋼板の製造方法。
　（ＶＩＩ）　質量％で、
　Ｃ：０．００２％以上０．０５％以下、
　Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、
　Ｍｎ：０．０５％以上１．０％以下、
　Ｎ：０．００２％以上０．０５％以下、及び
　Ｃｕ：０．５％以上３．０％以下を含有し、
　Ａｌの含有量が３．０％以下であり、
　Ｎｂの含有量（％）を［Ｎｂ］、Ｚｒの含有量（％）を［Ｚｒ］、Ｔｉの含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｖの含有量（％）を［Ｖ］、Ｃの含有量（％）を［Ｃ］、Ｎの含有量（％）を［Ｎ］としたとき、式（１）及び式（２）が満たされ、
　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製する工程と、
　前記鋼の熱間圧延を行うことにより、熱間圧延板を得る工程と、
　次に、前記熱延圧延板の酸洗を行う工程と、
　次に、前記熱延圧延板の冷間圧延を行うことにより、冷間圧延板を得る工程と、
　前記冷間圧延板の仕上焼鈍を行う工程と、
　を有し、
　前記熱間圧延の巻取温度が５５０℃以下で、かつ、前記熱間圧延板のシャルピー衝撃試験における延性脆性破面遷移温度が７０℃以下であ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。
　２．０×１０－４≦［Ｎｂ］／９３＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｔｉ］／４８
　（ＶＩＩＩ）　質量％で、
　Ｃ：０．００２％以上０．０５％以下、
　Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、
　Ｍｎ：０．０５％以上１．０％以下、
　Ｎ：０．００２％以上０．０５％以下、及び
　Ｃｕ：０．５％以上３．０％以下を含有し、
　Ａｌの含有量が３．０％以下であり、
　Ｎｂの含有量（％）を［Ｎｂ］、Ｚｒの含有量（％）を［Ｚｒ］、Ｔｉの含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｖの含有量（％）を［Ｖ］、Ｃの含有量（％）を［Ｃ］、Ｎの含有量（％）を［Ｎ］としたとき、式（１）及び式（２）が満たされ、
　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製する工程と、
　前記鋼の熱間圧延を行うことにより、熱間圧延板を得る工程と、
　次に、前記熱延圧延板の焼鈍を行う工程と、
　次に、前記熱延圧延板の酸洗を行う工程と、
　次に、前記熱延圧延板の冷間圧延を行うことにより、冷間圧延板を得る工程と、
　前記冷間圧延板の仕上焼鈍を行う工程と、
　を有し、
　前記焼鈍の９００℃から５００℃までの冷却速度が５０℃／ｓｅｃ以上で、かつ、前記熱間圧延板のシャルピー衝撃試験における延性脆性破面遷移温度が７０℃以下であ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。
　本発明者らは、Ｃｕ析出物を活用した従来の鋼の強化方法について、強度及び磁気特性が熱処理条件に大きく影響される理由を調査した。その結果、Ｃｕの析出で鋼板を強化するためには、冷間圧延後の仕上焼鈍において、Ｃｕを一旦固溶させる高い焼鈍温度が必要であることを見出した。
　ところが、単に仕上焼鈍温度を高くするだけでは、結晶粒が粗大化し、Ｃｕ析出による強化代が目減りすることも知見した。
　また、結晶粒の粗大化とＣｕの析出強化とが重畳すると、引張試験における破断伸びが著しく低下することも知見した。この破断伸びの著しい低下は、特に、鋼板からモータコアを打ち抜いた場合に、打抜き端面に亀裂が入り、モータコアの歩留まり及び生産性の著しい低下に発展する。このため、破断伸びの著しい低下は避けることが望ましい。
　そこで、本発明者らは、Ｃｕの析出強化を享受しつつ、これらの諸問題を解決する方法について、更に鋭意研究を進めた。その結果、ある規定量のＣ、Ｎ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、及びＶを含有させることで、Ｃｕの析出強化と結晶粒の微細化を両立させることができ、先述の諸問題を解決することができることを知見した。
　さらに、高強度電磁鋼板の主用途であるロータに求められる磁気特性は、４００Ｈｚ又はそれ以上の高周波における渦電流損（Ｗｅ）であり、その低減においても、Ｃ、Ｎ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、及びＶの含有による結晶粒の微細化が有効であることを知見した。
　ここで、本発明に至った実験結果について述べる。
　（実験１）
　実験室の真空溶解炉にて、質量％で、Ｓｉ：３．１％、Ｍｎ：０．２％，Ａｌ：０．５％、Ｃｕ：２．０％を含有し、Ｃ、Ｎ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、及びＶの質量％が表１の鋼を作製し、１１００℃で６０分加熱した後、直ちに熱間圧延して、板厚が２．０ｍｍの熱間圧延板を得た。その後、この熱間圧延板に酸洗を施し、一回の冷間圧延にて、板厚が０．３５ｍｍの冷間圧延板を得た。この冷間圧延板に対し、８００℃～１０００℃で３０秒の仕上焼鈍を施した。表２に、仕上焼鈍後の諸特性の測定結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示す通り、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、及びＶが式（１）を満たす素材Ｃ及びＤにおいては、降伏強度と破断伸びが高く、かつ、渦電流損が低く、良好な特性が得られた。Ｃ、Ｎ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、及びＶを、ほとんど含まない素材Ａについては、降伏強度と破断伸びは、ともに低く、渦電流損は高かった。これは、９００℃及び１０００℃の仕上焼鈍において、結晶粒が粗大化したためである。
　素材Ｂについては、９００℃の仕上焼鈍における再結晶率が低かった。これは、僅かに含まれるＮｂが、仕上焼鈍の再結晶直前に析出して、再結晶が遅延したためであると推察される。また、１０００℃の仕上焼鈍では、Ｎｂが固溶してしまい、結晶粒が粗大化して、素材Ａと同様の結果が発現したと推察される。
　良好な特性が得られた素材Ｃについては、Ｎｂ析出物が適度に分散して析出し、素材Ｄについては、Ｔｉ析出物が適度に分散して析出し、９００℃及び１０００℃における結晶粒成長を抑制したと推察される。一方で、Ｃｕは、９００℃及び１０００℃の仕上焼鈍温度で、一旦固溶し、さらに、仕上焼鈍の冷却時に、微細に析出したため、Ｃｕの析出強化を最大限活用することができた。その結果、高い降伏強度と破断伸び、及び、低い渦電流損が得られたと推察される。
　素材Ｅについては、降伏強度が高いものの、破断伸びは低かった。これは、過剰Ｃが悪影響したものと考えられる。なお、いずれの条件においても、８００℃の仕上焼鈍では再結晶していなかった。これは、焼鈍前に固溶していたＣｕが、焼鈍中に析出し、再結晶を遅延させたためであると考えられる。
　（実験２）
　実験室の真空溶解炉にて、質量％で、Ｓｉ：２．８％、Ｍｎ：０．１％、Ａｌ：１．０％、Ｃｕ：１．８％を含有し、Ｃ、Ｎ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、及びＶの質量％が表３の鋼を作製し、１１５０℃で６０分加熱した後、直ちに熱間圧延して、板厚が２．２ｍｍの熱間圧延板を得た。その後、この熱間圧延板に酸洗を施し、一回の冷間圧延にて、板厚が０．３５ｍｍの冷間圧延板を得た。この冷間圧延板に対し、８００℃～１０００℃で３０秒の仕上焼鈍を施した。表４に、仕上焼鈍後の諸特性の測定結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示す通り、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、及びＶが式（１）を満たす素材Ｈ及びＩにおいては、降伏強度と破断伸びが高く、かつ、渦電流損が低く、良好な特性が得られた。Ｃ、Ｎ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、及びＶを、ほとんど含まない素材Ｆについては、降伏強度と破断伸びは、ともに低く、渦電流損は高かった。これは、９００℃及び１０００℃の仕上焼鈍において、結晶粒が粗大化したためである。
　素材Ｇについては、９００℃の仕上焼鈍における再結晶率が低かった。これは、僅かに含まれるＮｂが、仕上焼鈍の再結晶直前に析出して、再結晶が遅延したためであると推察される。また、１０００℃の仕上焼鈍では、Ｎｂが固溶してしまい、結晶粒が粗大化して、素材Ｆと同様の結果が発現したと推察される。
　良好な特性が得られた素材Ｈについては、Ｎｂ析出物が適度に分散して析出し、素材Ｉについては、Ｔｉ析出物が適度に分散して析出し、９００℃及び１０００℃における結晶粒成長を抑制したと推察される。一方で、Ｃｕは、９００℃及び１０００℃の仕上焼鈍温度で、一旦固溶し、さらに、仕上焼鈍の冷却時に、微細に析出したため、Ｃｕの析出強化を最大限活用することができた。その結果、高い降伏強度と破断伸び、及び、低い渦電流損が得られたと推察される。
　素材Ｊについては、降伏強度は高いものの、破断伸びが低かった。これは、過剰Ｎが悪影響したものと考えられる。なお、いずれの条件においても、８００℃の仕上焼鈍では再結晶していなかった。これは、焼鈍前に固溶していたＣｕが、焼鈍中に析出し、再結晶を遅延させたためと考えられる。
　８００℃での仕上焼鈍は、これまで、結晶粒を微細化する処理としておこなわれてきた。即ち、この仕上焼鈍により、Ｃｕを一旦固溶させて高強度化を図り、かつ、鋼板を再結晶させた上で、結晶粒を粗大化させないという目的の下に行われてきた。しかしながら、実験１及び２から、Ｃｕを添加しつつ、焼鈍温度を調整したとしても、それだけでは、十分な強度を得ることが困難であることが判明した。つまり、従来の技術では、機械特性及び磁気特性を両立させることは困難なのである。これに対し、以下に述べる本発明によれば、機械特性及び磁気特性を両立させることが可能となる。
　次に、本発明に係る高強度無方向性電磁鋼板における数値の限定理由について述べる。以下、％は質量％を意味する。
　Ｃは、結晶粒の微細化に必要な元素である。微細な炭化物は、再結晶時の核生成サイトを増やし、さらに、結晶粒成長を抑制する効果がある。その効果を享受するために、Ｃの含有量は０．００２％以上である。特に、Ｎが０．００５％未満の場合、好ましいＣの含有量は０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。一方、０．０５％を超えて添加すると、破断伸びが著しく低下する。従って、Ｃの含有量の上限は０．０５％とする。
　Ｓｉは、渦電流損を低減するために有効であると共に、固溶体強化にも有効な元素である。しかし、過度に添加すると、冷間圧延性が著しく低下する。従って、Ｓｉの含有量の上限は４．０％とする。一方、固溶体強化と渦電流損の観点から、下限は２．０％とする。
　Ｍｎは、Ｓｉと同様に渦電流損を下げ、強度を上げるのに有効な元素である。しかし、Ｍｎの含有量が１．０％を超えても効果が向上せず飽和するため、Ｍｎの含有量の上限は１．０％とする。一方、硫化物生成の観点から下限は０．０５％とする。
　Ａｌは、Ｓｉと同様に固有抵抗を増加させるのに有効な元素である。しかし、Ａｌの含有量が３．０％を超えると、鋳造性が低下するので、生産性を考慮して、Ａｌの含有量の上限は３．０％とする。下限については、特に定めるものではない。但し、脱酸の安定化（鋳造中のノズル詰まり防止）の観点から、Ａｌ脱酸の場合のＡｌの含有量は０．０２％以上、Ｓｉ脱酸の場合のＡｌの含有量は０．０１％以上が好ましい。
　Ｎは、結晶粒の微細化に必要な元素である。微細な窒化物は、再結晶時の核生成サイトを増やし、さらに、結晶粒成長を抑制する効果がある。その効果を享受するために、Ｎの含有量は０．００２％以上とする。Ｎを通常のレベルを大きく超えて０．００５以上含有させると、更に結晶粒成長を抑制する効果が顕著となる。この効果はＮ含有量が高いほど大きいため、Ｎの含有量を更に増やして０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２以上とすることがより好ましい。特に、Ｃ含有量が０．００５％未満の場合に、このようなＮの添加により得られる効果がより強く顕れる。一方、０．０５％を超えて添加すると、破断伸びが著しく低下する。従って、Ｎの含有量の上限は、０．０５％とする。
　Ｃｕは、析出強化をもたらす重要な元素である。０．５％未満では、鋼中に完全に固溶し、析出強化の効果が得られないので、Ｃｕの含有量の下限は０．５％とする。上限は、強度が飽和することを勘案して、３．０％とする。
　Ｎｉは、鋼板を、あまり脆化させずに高強度化することができる有効な元素である。但し、高価であるので、必要とされる強度に応じて添加すればよい。添加する場合、その効果を十分に得るために、０．５％以上含まれていることが好ましい。また、上限は、コストを考慮して、３．０％とする。また、Ｃｕの添加で発生するヘゲ疵を抑制する観点から、Ｃｕ添加量の１／２以上を添加するのが好ましい。
　Ｓｎは、集合組織を改善し、また、焼鈍時の窒化や酸化を抑制する効果がある。特に、Ｃｕ添加によって低下する磁束密度を改善する効果が大きい。これらの効果を享受する場合、０．０１％未満では、所望の効果が得られず、一方、０．１０％を超えて添加すると、ヘゲの増大を招くことがある。従って、Ｓｎの添加量は、０．０１％以上０．１０％以下であることが好ましい。
　Ｂは、粒界に偏析し、熱延板および熱延焼鈍板の靭性を高める効果がある。この効果を享受する場合、０．００１０％未満では、所望の効果が得られず、一方、０．００５０％を超えて添加すると、鋳造時のスラブ割れが発生することがある。従って、Ｂの添加量は、０．００１０％以上０．００５０％以下であることが好ましい。
　Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、及びＶの４元素は、炭化物または窒化物を生成し、結晶粒径の粗大化を抑制する効果がある。そして、各元素の質量％を原子量で除した値を用いて構成した式（１）が満たされる場合に、顕著な効果が発現する。［Ｎｂ］はＮｂの含有量（質量％）を示し、［Ｚｒ］はＺｒの含有量（質量％）を示し、［Ｔｉ］はＴｉの含有量（質量％）を示し、［Ｖ］はＶの含有量（質量％）を示す。
　２．０×１０－４≦［Ｎｂ］／９３＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１　　・・・（１）
　式（１）において、右辺の値が２．０×１０－４未満の場合、析出量が不足して、十分な結晶粒の抑制効果が得られない。従って、右辺の値の下限は２．０×１０－４とする。一方、これらの元素の過剰含有分は、鋼に固溶し、鋼の特性に影響を与えるものではないので、上限は、特に規定するものではない。但し、特性とコストを考慮すると、右辺の値は１．０×１０－２以下であることが好ましい。
　Ｃ、Ｎ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、及びＶの６元素の関係を規定した式（２）は、式（１）と連立して結晶粒を微細化する重要なパラメータである。［Ｃ］はＣの含有量（質量％）を示し、［Ｎ］はＮの含有量（質量％）を示す。
　１．０×１０－３≦［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４－（［Ｎｂ］／９３＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１）≦３．０×１０－３　　・・・（２）
　式（１）は、炭化物又は窒化物が生成し得る最大量を規定したものに過ぎず、この条件のみによって、最終焼鈍の結晶粒成長を、十分に抑制することはできない。
　式（２）の第２項は、ＣとＮの質量％を原子量で除した値の総和から、式（１）の右辺を差し引いたものであり、炭窒化物を形成しない過剰なＣ量及び／又はＮ量を示すパラメータである。
　この過剰なＣ及び／又はＮは、結晶粒を微細化する上で極めて重要である。なぜなら、Ｃ及び／又はＮを過剰に含有した場合、炭窒化物は、仕上焼鈍前から適度な分散で析出し、焼鈍時の結晶粒成長を確実に抑制することができるからである。
　本発明において、炭化物、窒化物及び炭窒化物は非常に重要な役割を持つが、この中でも窒化物及び炭窒化物が有用であり、特に窒化物は顕著な効果を有する。即ち、炭化物と窒化物とを比較すると、窒化物の方が本発明の効果にとって有効であり、窒化物の方が少ない量で本発明の効果に寄与する作用を発揮する。また、同量の炭化物と窒化物とを比較すると、窒化物の方が大きな好ましい効果を得ることができ、好ましくない副作用を抑制することができる。ここでいう「好ましい効果」とは、結晶粒の微細化、高強度化、高温での安定性を意味し、「好ましくない副作用」とは、鉄損の上昇、析出物を起点とする割れ（特に脆化）を意味する。
　このような析出物の種類によって無方向性電磁鋼板の特性が変化するメカニズムは明確ではないが、析出物のサイズ、形態（異方性）、母相との整合性、析出場所等の影響を受けているためであると考えられる。また、これらの析出物のサイズ等は、構成元素の溶解度の相違、析出物の結晶構造の相違、構成原子のサイズの相違等の影響を受けていると考えられる。
　このように、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、及びＶの含有量のみならず、Ｃの含有量とのバランス及び製造工程における熱履歴を考慮してＮの含有量を適切なものとしているため、本発明では、窒化物が従来の電磁鋼板と比較して優先的に形成される。この結果、高温での結晶粒成長が抑制され、鉄損の上昇及び脆化を抑制することができる。
　また、炭窒化物については、形成の過程に応じてその構成が多種になるため、その特性及び作用は一概なものとはならないが、少なくとも炭化物のみからなる析出物よりも好ましい作用を呈するといえる。従って、Ｃの含有量に対するＮの含有量の割合は高いことが好ましく、［Ｎ］／［Ｃ］が３以上であることが好ましく、５以上であることがより好ましい。なお、窒化物の構成は、例えば、炭化物を初期形成物としているか、窒化物を初期形成物としているか、成長の過程で炭化物に似た構造を持っているか、成長の過程で窒化物に似た構造をもっているか等の影響により変化すると考えられる。
　式（２）の第２項の値（パラメータ値）が１．０×１０－３未満の場合、炭窒化物の熱的安定性は弱くなる。例えば、仕上焼鈍の再結晶直前に析出して再結晶を遅延させ、さらに、焼鈍温度を高めると、析出物が再固溶して、結晶粒が粗大化し、安定した微細粒の形成が困難となる。一方、パラメータ値が３．０×１０－３を超えるレベルまでＣ及び／又はＮが過剰になると、冷却中に焼き入れが生じて、鋼板の伸び及び靭性が劣化してしまう。
　以上の理由により、式（２）のパラメータ値の下限は１．０×１０－３とし、上限は３．０×１０－３とする。
　高強度無方向性電磁鋼板そのものの再結晶面積率が５０％未満の場合、製品特性、特に、破断伸びが著しく低下する。従って、この再結晶面積率は、５０％以上とする。
　引張試験の降伏応力については、高速回転するロータに必要とされる強度を勘案して、７００ＭＰａ以上とする。なお、ここで規定する降伏応力は、下降伏点である。
　破断伸びは、モータコア打ち抜き端面の亀裂を抑制する観点から、１０％以上とする。
　渦電流損とは、励磁の際、鋼板に電流が流れて生じる損失であり、この損失が大きい場合、モータコアが容易に発熱して、磁石の減磁を引きおこす。渦電流損Ｗｅ１０／４００は、鋼板の板厚への依存性が大きいので、板厚ｔ（ｍｍ）をパラメータとし、ロータ発熱の許容範囲として、式（３）に示すように、７０×ｔ２以下とする。
　Ｗｅ１０／４００≦７０×ｔ２　　・・・（３）
　この渦電流損の算出方法としては、二周波法を用いる。例えば、１．０Ｔの最大磁束密度Ｂｍａｘで周波数ｆ１の鉄損をＷ１、周波数ｆ２の鉄損をＷ２とすると、Ｗ１０／４００の渦電流損Ｗｅ１０／４００は、「（Ｗ２／ｆ２－Ｗ１／ｆ１）／（ｆ２－ｆ１）×４００×４００」で計算することができる。
　１．０Ｔの最大磁束密度Ｂｍａｘで、周波数の異なる複数の鉄損値があれば、計算が可能であるので、測定周波数は、特に規定するものではない。但し、できれば、４００Ｈｚに近い周波数、例えば、１００～８００Ｈｚ程度の周波数範囲で計算するのが好ましい。なお、最大磁束密度Ｂｍａｘは、鉄損測定の際に励磁する最大磁束密度である。
　次に、本発明に係る高強度無方向性電磁鋼板の製造方法における数値の限定理由について述べる。
　仕上焼鈍では、Ｃｕを、一旦固溶させ、かつ、冷却中に析出させることで高強度が得られる。したがって、仕上焼鈍の均熱温度Ｔ（℃）は、Ｃｕの固溶温度以上でなければならない。この固溶温度は、Ｃｕの含有量に依存する。Ｃｕ含有量をａ（質量％）としたとき、２００×ａ＋５００の温度（℃）以上であれば、Ｃｕは完全に固溶するので、式（４）に示すように、仕上焼鈍の均熱温度Ｔ（℃）は２００×ａ＋５００以上とする。
　Ｔ≧２００×ａ＋５００　　・・・（４）
　熱間圧延時の巻取温度が５５０℃を超えると、炭窒化物及びＣｕ析出物が、熱間圧延板によっては、その靭性を著しく低下させる。従って、熱間圧延時の巻取温度は５５０℃以下とする。熱間圧延板の靭性に関し、冷間圧延時の破断抑制の観点から、シャルピー衝撃試験における延性脆性破面遷移温度は、７０℃以下とする。
　熱間圧延板の焼鈍に関し、９００℃から５００℃までの冷却速度が、５０℃／ｓｅｃより低いと、炭窒化物やＣｕ析出物によって、熱延焼鈍板の靭性が著しく低下する。従って、この温度範囲での冷却速度は５０℃／ｓｅｃ以上とする。焼鈍後の鋼板の靭性に関し、冷間圧延時の破断抑制の観点から、シャルピー衝撃試験における延性脆性破面遷移温度は、７０℃以下とする。
　なお、熱間圧延板の焼鈍温度については、特に規定するものではないが、熱間圧延板の焼鈍の目的が熱間圧延板の再結晶と粒成長促進であることから、９００℃以上が好ましく、一方で、脆性の観点から、１１００℃以下が好ましい。
　ここで規定した遷移温度は、日本工業規格（ＪＩＳ）に規定されている通り、試験温度と延性破面率の関係を示す遷移曲線において、延性破面率が５０％の温度である。延性破面率が０％及び１００％における吸収エネルギの平均値に対応する温度を採用してもよい。
　シャルピー衝撃試験に用いる試験片の長さ及び高さは、ＪＩＳに規定されたサイズとする。一方、試験片の幅は、熱間圧延板の厚みとする。したがって、サイズとしては、圧延方向に、長さ５５ｍｍ、高さ１０ｍｍ、幅は、熱間圧延板の厚みに応じて、１．５ｍｍ～３．０ｍｍ程度である。さらに、試験に際しては、試験片を複数本重ね、正規の試験条件である厚み１０ｍｍに近づける方が好ましい。
　（実施例１）
　真空溶解炉にて、質量％で、Ｓｉ：２．９％、Ｍｎ：０．２％、Ａｌ：０．７％、及びＣｕ：１．５％を含有し、Ｃ、Ｎ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、及びＶの質量％が異なる鋼を作製し、１１５０℃で６０分加熱した後、直ちに熱間圧延して、板厚が２．３ｍｍの熱間圧延板を得た。その後、この熱間圧延板に酸洗を施し、一回の冷間圧延にて、板厚が０．５ｍｍの冷間圧延板を得た。この冷間圧延板に、９００℃で６０秒の仕上焼鈍を施した。表５に、成分と諸特性の測定結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　式（１）を満足しない符号ａ１では、降伏応力と渦電流損Ｗｅ１０／４００が、本発明で規定する範囲から外れていた。また、式（２）を満足しない符号ａ１４～ａ１７では、再結晶率と破断伸びが、本発明で規定する範囲から外れていた。Ｃ含有量が本発明で規定する範囲の上限を超え、かつ、式（２）を満足しない符号ａ２０では、破断伸びが、本発明で規定する範囲から外れていた。各要件が、本発明で規定する範囲内にある他のサンプル（符号ａ２、ａ３、ａ１８及びａ１９）では、良好な特性が得られた。
　（実施例２）
　真空溶解炉にて、質量％で、Ｓｉ：３．７％、Ｍｎ：０．１％、Ａｌ：０．２％、及びＣｕ：１．４％を含有し、Ｃ、Ｎ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、及びＶの質量％が異なる鋼を作製し、１１５０℃で６０分加熱した後、直ちに熱間圧延して、板厚が２．３ｍｍの熱間圧延板を得た。その後、この熱間圧延板に酸洗を施し、一回の冷間圧延にて、板厚が０．５ｍｍの冷間圧延板を得た。この冷間圧延板に、９００℃で６０秒の仕上焼鈍を施した。表６に、成分と諸特性の測定結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　式（１）を満足しない符号ｂ１では、降伏応力と渦電流損Ｗｅ１０／４００が、本発明で規定する範囲から外れていた。また、式（２）を満足しない符号ｂ１４～ｂ１７では、再結晶率と破断伸びが、本発明で規定する範囲から外れていた。同じく、式（２）を満足しない符号ｂ２０では、破断伸びが、本発明で規定する範囲から外れていた。各要件が、本発明で規定する範囲内にある他のサンプル（符号ｂ２、ｂ３、ｂ１８及びｂ１９）では、良好な特性が得られた。
　（実施例３）
　真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ：０．０２２％、Ｍｎ：０．５％、Ａｌ：２．０％、Ｎ：０．００３％、Ｎｉ：１．０％、Ｎｂ：０．０３１％、Ｚｒ：０．００４％、Ｔｉ：０．００３％、及びＶ：０．００４％を含有し、Ｓｉ量とＣｕ量を変化させた鋼を作製し、１１２０℃で１２０分加熱した後、直ちに熱間圧延して、板厚が２．０ｍｍの熱間圧延板を得た。その後、この熱間圧延板に酸洗を施し、一回の冷間圧延にて、板厚が０．２５ｍｍの冷間圧延板を得た。この冷間圧延板に、１０００℃で４５秒の仕上焼鈍を施した。表７に、Ｓｉ量、Ｃｕ量、及び諸特性の測定結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　Ｓｉの含有量が本発明で規定する範囲よりも低い１．８％のサンプル（符号ｃ１～ｃ５）では、降伏応力と渦電流損Ｗｅ１０／４００が、本発明で規定する範囲から外れていた。また、Ｓｉの含有量が本発明で規定する範囲を超える４．１％のサンプル（符号ｃ２１～ｃ２５）では、破断伸びが、著しく低かった。
　さらに、Ｓｉの含有量が、本発明で規定する範囲内であっても、Ｃｕが０．５％未満のサンプル（符号ｃ６、ｃ１１、及びｃ１６）では、降伏応力が低く、本発明で規定する範囲から外れていた。また、Ｎｉ／Ｃｕが０．５以上のサンプル（符号ｃ１～ｃ４、ｃ６～ｃ９、ｃ１１～ｃ１４、ｃ１６～ｃ１９、及びｃ２１～ｃ２４））については、ヘゲ疵がみられなかった。
　（実施例４）
　真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ：０．００３％、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．２％、Ａｌ：０．７％、Ｎ：０．０２２％、Ｎｉ：１．５％、Ｎｂ：０．０３２％、Ｚｒ：０．００４％、Ｔｉ：０．００３％、及びＶ：０．００３％を含有し、Ｂ量及びＳｎ量を変化させた鋼を作製し、１１１０℃で８０分加熱した後、直ちに熱間圧延して、板厚が２．７ｍｍの熱間圧延板を得た。この熱間圧延における巻取温度は５３０℃とした。その後、この熱間圧延板に、１０５０℃で６０秒の焼鈍（中間焼鈍）を施し、更に酸洗を施し、一回の冷間圧延にて、板厚が０．３５ｍｍの冷間圧延板を得た。この冷間圧延板に、９５０℃で６０秒の仕上焼鈍を施した。表８に、Ｂ量、Ｓｎ量、中間焼鈍後の遷移温度、及び仕上焼鈍後の磁束密度を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　Ｂ量が０．００１０％以上の符号ｄ６～ｄ２５では、熱延焼鈍板の遷移温度が低かった。Ｓｎ量が０．０１０％以上の符号ｄ２～ｄ５、ｄ７～ｄ１０、ｄ１２～ｄ１５、ｄ１７～ｄ２０、及びｄ２２～ｄ２５では、高い磁束密度が得られた。なお、Ｂ量が０．００５０％を超える符号ｄ２１～ｄ２５では、スラブ割れが発生し、Ｓｎ量が０．０１０％を超えるｄ５、ｄ１０、ｄ１５、ｄ２０、及びｄ２５では、ヘゲ疵が発生した。
　（実施例５）
　真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ：０．０２８％、Ｓｉ：２．９％、Ｍｎ：０．８％、Ａｌ：１．４％、Ｎ：０．０１２％、Ｎｉ：１．４％、Ｎｂ：０．００３％、Ｚｒ：０．０４％、Ｔｉ：０．００３％、及びＶ：０．００３％を含有し、Ｃｕ量を変化させた鋼を作製し、１１２０℃で９０分加熱した後、直ちに熱間圧延して、板厚が２．０ｍｍの熱間熱延板を得た。その後、この熱間圧延板に、９５０℃で６０秒の熱延板焼鈍を施し、更に酸洗を施し、一回の冷間圧延にて、板厚が０．３５ｍｍの冷間圧延板を得た。この冷間圧延板に、均熱温度を変化させて、仕上焼鈍を施した。表９に、Ｃｕ量、仕上焼鈍の温度及び諸特性の結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　均熱温度が式（４）を満たすサンプル（符号ｅ１～ｅ１０、ｅ１３～ｅ１５、ｅ１８～ｅ２０、及びｅ２３では、降伏応力、破断伸び、及びＷｅ１０／４００が、本発明で規定する範囲内にあり、良好な特性が得られた。
　均熱温度が式（４）を満たさないサンプル（符号ｅ１１、ｅ１２、ｅ１６、ｅ１７、ｅ２１、及びｅ２２）では、再結晶面積率が５０％未満及び／又は破断伸びが１０％未満であり、本発明で規定する範囲から外れていた。
　（実施例６）
　真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ：０．０２７％、Ｓｉ：３．６％、Ｍｎ：０．１％、Ａｌ：１．８％、Ｎ：０．００５％、Ｎｉ：２．０％、Ｎｂ：０．００３％、Ｚｒ：０．００４％、Ｔｉ：０．０３％、及びＶ：０．０１％を含有する複数の鋼片を作製した。これらの鋼片を、１１７０℃で９０分加熱した後、直ちに熱間圧延して、板厚が２．５ｍｍの熱間圧延板を得た。この熱間圧延板の作製に際し、巻取温度を変化させた。更に、作製した熱間圧延板に、１０００℃で６０秒の焼鈍を施して、焼鈍板を得た。この焼鈍に際し、９００℃から５００℃までの冷却速度を変化させた。これらの熱間圧延板及び焼鈍板から、シャルピー試験片を製作し、衝撃試験によって、遷移温度を測定した。この結果を表１０に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　巻取温度が５５０℃以下のサンプル（符号ｆ１～ｆ３）において、遷移温度が７０℃以下の良好な靭性が得られた。また、焼鈍板については、巻取温度にかかわらず、９００℃から５００℃までの冷却速度が５０℃／ｓｅｃ以上のサンプル（符号ｆ８～ｆ１０、ｆ１３～ｆ１５及びｆ１８～ｆ２０）において、遷移温度が７０℃以下の良好な靭性が得られた。
　本発明によれば、モータコアや鋼板製造時の歩留まりや生産性を犠牲にすることなく、強度に優れた無方向性電磁鋼板を、低コストで提供することができる。

Claims (12)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．００２％以上０．０５％以下、
    　Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、
    　Ｍｎ：０．０５％以上１．０％以下、
    　Ｎ：０．００２％以上０．０５％以下、及び
    　Ｃｕ：０．５％以上３．０％以下を含有し、
    　Ａｌの含有量が３．０％以下であり、
    　Ｎｂの含有量（％）を［Ｎｂ］、Ｚｒの含有量（％）を［Ｚｒ］、Ｔｉの含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｖの含有量（％）を［Ｖ］、Ｃの含有量（％）を［Ｃ］、Ｎの含有量（％）を［Ｎ］としたとき、式（１）及び式（２）が満たされ、
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　再結晶面積率が５０％以上であり、
    　引張試験の降伏応力が７００ＭＰａ以上であり、
    　破断伸びが１０％以上であり、
    　渦電流損Ｗｅ１０／４００（Ｗ／ｋｇ）が鋼板の板厚ｔ（ｍｍ）との関係において、式（３）を満足することを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。
    　２．０×１０－４≦［Ｎｂ］／９３＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１　　・・・（１）
    　１．０×１０－３≦［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４－（［Ｎｂ］／９３＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１）≦３．０×１０－３　　・・・（２）
    　Ｗｅ１０／４００≦７０×ｔ２　　・・・（３）
  2. 　さらに、質量％で、Ｎｉ：０．５％以上３．０％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度無方向性電磁鋼板。
  3. 　さらに、質量％で、Ｓｎ：０．０１％以上０．１０％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度無方向性電磁鋼板。
  4. 　さらに、質量％で、Ｓｎ：０．０１％以上０．１０％以下を含有することを特徴とする請求項２に記載の高強度無方向性電磁鋼板。
  5. 　さらに、質量％で、Ｂ：０．００１０％以上０．００５０％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度無方向性電磁鋼板。
  6. 　さらに、質量％で、Ｂ：０．００１０％以上０．００５０％以下を含有することを特徴とする請求項２に記載の高強度無方向性電磁鋼板。
  7. 　さらに、質量％で、Ｂ：０．００１０％以上０．００５０％以下を含有することを特徴とする請求項３に記載の高強度無方向性電磁鋼板。
  8. 　さらに、質量％で、Ｂ：０．００１０％以上０．００５０％以下を含有することを特徴とする請求項４に記載の高強度無方向性電磁鋼板。
  9. 　質量％で、
    　Ｃ：０．００２％以上０．０５％以下、
    　Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、
    　Ｍｎ：０．０５％以上１．０％以下、
    　Ｎ：０．００２％以上０．０５％以下、及び
    　Ｃｕ：０．５％以上３．０％以下を含有し、
    　Ａｌの含有量が３．０％以下であり、
    　Ｎｂの含有量（％）を［Ｎｂ］、Ｚｒの含有量（％）を［Ｚｒ］、Ｔｉの含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｖの含有量（％）を［Ｖ］、Ｃの含有量（％）を［Ｃ］、Ｎの含有量（％）を［Ｎ］としたとき、式（１）及び式（２）が満たされ、
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製する工程と、
    　前記鋼の熱間圧延を行うことにより、熱間圧延板を得る工程と、
    　前記熱延圧延板の酸洗を行う工程と、
    　次に、前記熱延圧延板の冷間圧延を行うことにより、冷間圧延板を得る工程と、
    　前記冷間圧延板の仕上焼鈍を行う工程と、
    　を有し、
    　前記仕上焼鈍の均熱温度Ｔ（℃）と前記冷間圧延板のＣｕ含有量ａ（質量％）が式（４）を満たすことを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板の製造方法。
    　２．０×１０－４≦［Ｎｂ］／９３＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１　　・・・（１）
    　１．０×１０－３≦［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４－（［Ｎｂ］／９３＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１）≦３．０×１０－３　　・・・（２）
    　Ｔ≧２００×ａ＋５００　　・・・（４）
  10. 　前記熱間圧延板を得る工程と前記酸洗を行う工程との間に、前記熱間圧延板の焼鈍を行う工程を有することを特徴とする請求項９に記載の高強度無方向性電磁鋼板の製造方法。
  11. 　質量％で、
    　Ｃ：０．００２％以上０．０５％以下、
    　Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、
    　Ｍｎ：０．０５％以上１．０％以下、
    　Ｎ：０．００２％以上０．０５％以下、及び
    　Ｃｕ：０．５％以上３．０％以下を含有し、
    　Ａｌの含有量が３．０％以下であり、
    　Ｎｂの含有量（％）を［Ｎｂ］、Ｚｒの含有量（％）を［Ｚｒ］、Ｔｉの含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｖの含有量（％）を［Ｖ］、Ｃの含有量（％）を［Ｃ］、Ｎの含有量（％）を［Ｎ］としたとき、式（１）及び式（２）が満たされ、
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製する工程と、
    　前記鋼の熱間圧延を行うことにより、熱間圧延板を得る工程と、
    　次に、前記熱延圧延板の酸洗を行う工程と、
    　次に、前記熱延圧延板の冷間圧延を行うことにより、冷間圧延板を得る工程と、
    　前記冷間圧延板の仕上焼鈍を行う工程と、
    　を有し、
    　前記熱間圧延の巻取温度が５５０℃以下で、かつ、前記熱間圧延板のシャルピー衝撃試験における延性脆性破面遷移温度が７０℃以下であ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。
    　２．０×１０－４≦［Ｎｂ］／９３＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１　　・・・（１）
    　１．０×１０－３≦［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４－（［Ｎｂ］／９３＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１）≦３．０×１０－３　　・・・（２）
  12. 　質量％で、
    　Ｃ：０．００２％以上０．０５％以下、
    　Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、
    　Ｍｎ：０．０５％以上１．０％以下、
    　Ｎ：０．００２％以上０．０５％以下、及び
    　Ｃｕ：０．５％以上３．０％以下を含有し、
    　Ａｌの含有量が３．０％以下であり、
    　Ｎｂの含有量（％）を［Ｎｂ］、Ｚｒの含有量（％）を［Ｚｒ］、Ｔｉの含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｖの含有量（％）を［Ｖ］、Ｃの含有量（％）を［Ｃ］、Ｎの含有量（％）を［Ｎ］としたとき、式（１）及び式（２）が満たされ、
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製する工程と、
    　前記鋼の熱間圧延を行うことにより、熱間圧延板を得る工程と、
    　次に、前記熱延圧延板の焼鈍を行う工程と、
    　次に、前記熱延圧延板の酸洗を行う工程と、
    　次に、前記熱延圧延板の冷間圧延を行うことにより、冷間圧延板を得る工程と、
    　前記冷間圧延板の仕上焼鈍を行う工程と、
    　を有し、
    　前記焼鈍の９００℃から５００℃までの冷却速度が５０℃／ｓｅｃ以上で、かつ、前記熱間圧延板のシャルピー衝撃試験における延性脆性破面遷移温度が７０℃以下であ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。
    　２．０×１０－４≦［Ｎｂ］／９３＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１　　・・・（１）
    　１．０×１０－３≦［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４－（［Ｎｂ］／９３＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１）≦３．０×１０－３　　・・・（２）
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