(57)【要約】【課題】強度と磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板について、鋼板製造におけるコストや生産性を犠牲にすることなく提供する。【解決手段】Ｃ:０．０１％以下、Ｓｉ:２．０％以上４．０％以下、Ｍｎ:０．０５％以上１．０％以下、Ａｌ:０．２％以上３．０％以下、Ｎ:０．００５％以上０．０５％以下、Ｍｇ:０．０００５％以上０．００５％以下、Ｃｕ:０．５％以上３．０％以下、Ｎｉ:０．５％以上３．０％以下、Ｓｎ:０．０１％以上０．１０％以下、Ｂ:０．００１０％以上０．００５０％以下を含有し、Ｎｂ、Ｚｒ、ＴｉおよびＶの４元素が式Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51＜2.0×10-4を満足し、製品板の再結晶面積率が５０％以上、引張試験の降伏応力が７００ＭＰａ以上、破断伸びが１０％以上、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We10/400≦70×t2を満足する高強度無方向性電磁鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０1％以下、Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、Ｍｎ：０．０５％以上１．０％以下、Ａｌ：０．２％以上３．０％以下、Ｎ：０．００５％以上０．０５％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５％以下、Ｃｕ：０．５％以上３．０％以下を含有し、Ｎｂ、Ｚｒ、ＴｉおよびＶの４元素の含有量（質量％）が式（１）を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板の再結晶面積率が５０％以上、引張試験の降伏応力が７００ＭＰａ以上、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（２）を満足することを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。
Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51＜2.0×10-4                          （１）
We10/400≦70×t2                                         （２）
【請求項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。
【請求項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または２に記載の高強度無方向性電磁鋼板。
【請求項４】
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１〜３の何れか１項に記載の高強度無方向性電磁鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４の何れか１項に記載の高強度無方向性電磁鋼板を、製鋼、熱延、酸洗、冷延、仕上焼鈍からなる製造工程、または、製鋼、熱延、熱延板焼鈍、酸洗、冷延、仕上焼鈍からなる製造工程によって製造する際、仕上焼鈍の均熱温度Ｔ（℃）とＣｕ含有量ａ（質量％）が式（３）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      （３）
【請求項６】
請求項１〜４の何れか１項に記載の高強度無方向性電磁鋼板を、製鋼、熱延、酸洗、冷延、仕上焼鈍からなる製造工程、または、製鋼、熱延、熱延板焼鈍、酸洗、冷延、仕上焼鈍からなる製造工程によって製造する際、製鋼後の鋼片より採取した試験片のグリーブル試験において、８００℃での絞り値が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の製造方法。
【請求項７】
請求項１〜４の何れか１項に記載の高強度無方向性電磁鋼板を、製鋼、熱延、酸洗、冷延、仕上焼鈍からなる製造工程によって製造する際、熱延の巻取温度が５５０℃以下で、かつ、熱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。
【請求項８】
請求項１〜４の何れか１項に記載の高強度無方向性電磁鋼板を、製鋼、熱延、熱延板焼鈍、酸洗、冷延、仕上焼鈍からなる製造工程によって製造する際、熱延板焼鈍における９００℃から５００℃までの冷却速度が５０℃/ｓｅｃ以上で、かつ、熱延焼鈍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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電気自動車用モータや電気機器用モータの鉄心材料として使用される高強度無方向性電磁鋼板とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、世界的な電気機器の省エネルギー化の高まりにより、回転機の鉄心材料として用いられる無方向性電磁鋼板に対しても、より高性能な特性が要求されてきている。
特に、最近では、電気自動車用モータ等において、小型高出力モータのニーズが強く、モータ回転数を高速化することで、モータトルクを稼ぐ設計がなされるようになってきた。
【０００３】
これまで、高速回転モータと言えば、工作機械や掃除機用に代表されていたが、電気自動車用モータは、それらの従来モータよりも外形が大きく、さらにＤＣブラシレスモータと呼ばれるロータ外周近傍に磁石を埋め込んだ構造であるため、ロータ外周部のブリッジ部（ロータ最外周〜磁石間の鋼板幅）が、場所によっては、１〜２ｍｍと非常に狭いため、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た。
【０００４】
従来、無方向性電磁鋼板の強度を高めるために、次のような方法が提案されている。
例えば、特許文献１では、ＳｉにＭｎやＮｉの元素を加えて固溶体強化を図って高強度化する方法が提案されている。しかしながら、添加合金のコストが高く、特に、Ｎｉについては、世界的な需給バランスから価格が高騰しており、また添加とともに靭性が低下して生産性や歩留まりを悪化させるという課題があった。
【０００５】
特許文献２や３では、炭窒化物を鋼中に分散させて強化を図る方法が提案されている。しかしながら、そうして得られる強度には限界があり、十分とは言えない。
【０００６】
特許文献４では、Ｃｕ析出物を鋼板の強化法として適用する方法が提案されている。この方法では、鉄損をほとんど悪化させずに鋼板の強化を図ることができるが、その強化効果を得るためには、熱処理条件が制約され、そのために要求される強度や磁気特性が得られないという課題があった。
【０００７】
【特許文献１】特開昭６２−２５６９１７号公報
【特許文献２】特開平０６−３３０２５５号公報
【特許文献３】特開平１０−１８００５号公報
【特許文献４】特開２００４−０８４０５３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、高速回転モータ用の鉄心材料として、強度と磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板について、モータコアの打抜き加工および鋼板製造におけるコストや生産性を犠牲にすることなく提供しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明は、上記課題を解決するため、以下を要旨とするものである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０1％以下、Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、Ｍｎ：０．０５％以上１．０％以下、Ａｌ：０．２％以上３．０％以下、Ｎ：０．００５％以上０．０５％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５％以下、Ｃｕ：０．５％以上３．０％以下を含有し、Ｎｂ、Ｚｒ、ＴｉおよびＶの４元素の含有量（質量％）が式（１）を満足し、残部ＦＥおよび不可避的不純物からなり、かつ、鋼板の再結晶面積率が５０％以上、引張試験の降伏応力が７００ＭＰａ以上、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（２）を満足することを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。
Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51＜2.0×10-4               （１）
We10/400≦70×t2                                     （２）
【００１０】
（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前記（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前記（１）または（２）に記載の高強度無方向性電磁鋼板。
（４）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前記（１）〜（３）の何れかに記載の高強度無方向性電磁鋼板。
【００１１】
（５）前記（１）〜（４）の何れかに記載の高強度無方向性電磁鋼板を、製鋼、熱延、酸洗、冷延、仕上焼鈍からなる製造工程、または、製鋼、熱延、熱延板焼鈍、酸洗、冷延、仕上焼鈍からなる製造工程によって製造する際、仕上焼鈍の均熱温度Ｔ（℃）とＣｕ含有量ａ（質量％）が式（３）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      （３）
（６）前記（１）〜（４）の何れかに記載の高強度無方向性電磁鋼板を、製鋼、熱延、酸洗、冷延、仕上焼鈍からなる製造工程、または、製鋼、熱延、熱延板焼鈍、酸洗、冷延、仕上焼鈍からなる製造工程によって製造する際、スラブ鋼片より採取したグリーブル試験において、８００℃での絞り値が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の製造方法。
（７）前記（１）〜（４）の何れかに記載の高強度無方向性電磁鋼板を、製鋼、熱延、酸洗、冷延、仕上焼鈍からなる製造工程によって製造する際、熱延の巻取温度が５５０℃以下で、かつ、熱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。
（８）前記（１）〜（４）の何れかに記載の無方向性電磁鋼板を、製鋼、熱延、熱延板焼鈍、酸洗、冷延、仕上焼鈍からなる製造工程によって製造する際、熱延板焼鈍における９００℃から５００℃までの冷却速度が５０℃/ｓｅｃ以上で、かつ、熱延焼鈍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。
【発明の効果】
【００１２】
本発明は、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。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
本発明者らは、Ｃｕ析出物を活用した鋼の強化法について、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、最終の仕上焼鈍工程において、Ｃｕを一旦固溶させる高い焼鈍温度が必要なことを見い出した。
【００１４】
ところが、単に最終の仕上焼鈍温度を高くしただけでは、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、さらに悪いことに、結晶粒の粗大化とＣｕの析出強化が重畳すると、引張試験における破断伸びが著しく低下することを知見した。
【００１５】
このような破断伸びの著しい低下は、特に、鋼板をモータコアに打ち抜いた際、打抜き端面に亀裂が入り、モータコアの歩留まりや生産性を著しく悪化させるという問題に発展するため、改善は必至であった。
【００１６】
また、鋼片を８００℃に保定すると靭性が著しく低下することを見い出し、スラブの鋳造性に課題を有することも知見した。
【００１７】
そこで、本発明者らは、Ｃｕの析出強化を最大限享受しつつ、これらの諸問題を解決する方法について鋭意研究を進めた。その結果、Ｎｂ、Ｚｒ、ＴｉおよびＶの含有量を抑えつつ、Ｍｇ、ＡｌおよびＮを適量含有させることで、鋳造課題である８００℃脆性が改善することを知見した。さらに、ＡｌとＮによる結晶粒の微細化効果によって、Ｃｕの析出強化と細粒強化を複合し、製品強度と延性が高次元で両立すること、また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かあるいはそれ以上の高周波における渦電流損（Ｗｅ）であり、その低減においてはＡｌ、Ｎの含有による結晶粒微細化の有効性を知見し、本発明を完成させた。
【００１８】
以下に、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、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．１％、Ｍｎ：０．２％、Ｃｕ：２．０％、Ｍｇ：０．００１０％、Ｎｂ：０．００２％、Ｚｒ：０．００２％、Ｔｉ：０．００２％、Ｖ：０．００２％を含有し、かつ、ＡｌとＮの含有量を質量％で表１のように変化させた鋼片を作製し、これを１１００℃で６０分の加熱を施した後、直ちに熱延して板厚２．０ｍｍとした。その後、酸洗を施し、一回の冷延にて、板厚０．３５ｍｍとした。こうして得られた冷延板に対し、８００〜１０００℃で３０秒間の仕上焼鈍を施した。表１に鋼片の成分とグリーブル試験結果を、表２に仕上焼鈍後の鋼板（以下、製品板と記載する）の諸特性の結果を示す。
【００１９】
【表１】
2010024509.tif 000002
【００２０】
【表２】
2010024509.tif 000003
【００２１】
表２に示す通り、Ａｌが０．２％以上でかつ、Ｎが０．００５％以上を満たす素材Ｃ、Ｄ、Ｅにおいて、降伏強度と破断伸びが高く、かつ渦電流損の低い、良好な特性が得られた。
【００２２】
素材Ａでは９００℃焼鈍における再結晶率が低いが、これはＡｌが０．１５％と低く、ＡｌＮが仕上焼鈍の再結晶直前に析出するため、再結晶が遅延したものと推察される。また１０００℃焼鈍ではＡｌＮが固溶してしまい、結晶粒が粗大化したために降伏強度と破断伸びが低くなったものと推察される。降伏強度と破断伸びともに低く、渦電流損は高かった。素材Ｂについては、Ｎが低いため９００℃及び１０００℃の焼鈍において結晶粒が粗大化し、降伏強度と破断伸びが低くなったものと推察される。
【００２３】
良好な特性の得られた素材Ｃ、Ｄ、ＥについてはＡｌＮが適度な分散で析出し、また焼鈍時もほとんど変化することがないため、９００℃及び１０００℃焼鈍における結晶粒成長を抑制することができる。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析出するため、Ｃｕの析出強化を最大限活用できる。その結果、高い降伏強度と破断伸び、および低い渦電流損が得られたものと推察される。
【００２４】
なお、いずれの条件においても８００℃焼鈍では再結晶していないが、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。
【００２５】
さらに表１に示したグリーブル試験であるが、素材Ｃ、Ｄ、Ｅで絞り値５０％以上の良好な値が得られている。これはＡｌＮによって鋳造組織が微細化した効果と推察される。素材Ａ、Ｂで絞り値が低かったのは、高温におけるＡｌＮの析出が不十分なため、鋳造組織が微細化しなかったものと推察される。
【００２６】
（実験２）
実験室の真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．１％、Ｍｎ：０．２％、Ａｌ：０．６、Ｎ：０．００６％、Ｃｕ：２．０％、Ｎｂ：０．００２％、Ｚｒ：０．００２％、Ｔｉ：０．００２％、Ｖ：０．００２％を含有し、かつ、Ｍｇ含有量を質量％で表３のように変化させた鋼片を作製し、得られた鋼片から長さ１００ｍｍ、直径１０ｍｍのグリーブル試験片を作製した。グリーブル試験片は不活性ガス雰囲気にて、一旦、１３５０℃まで加熱した後、降温して８００℃に保定の上、引張試験を行なった。表３にＭｇ含有量とグリーブル試験結果を示すが、Ｍｇを０．０００５％以上含む素材Ｈ、Ｉ、Ｊでは８００℃にけるグリーブル試験の絞りが５０％以上の良好な値が得られた。
【００２７】
この結果については、以下のように考えている。Ｍｇは酸化物を生成する元素であり、その生成力はＡｌよりも強力である。すなわち、溶製時、Ａｌ脱酸された鋼の酸化物Ａｌ2Ｏ3は、その後のＭｇ添加によってＭｇを含む酸化物に変化する。この酸化物が変化する際、酸化物からＡｌが排出されることになるが、その際にＡｌとＮが結びつくため、Ｍｇ酸化物にＡｌＮが複合化した介在物が形成される。ＡｌあるいはＭｇの単独酸化物では鋼片の組織微細化の効果は十分とは言えない。しかし、Ｍｇ酸化物にＡｌＮが複合析出した介在物の場合、そのサイズおよび形状から鋼片の組織微細化の効果は飛躍的に高まるものと考えら、その結果として８００℃におけるグリーブルの絞り値が改善するものと推察される。
【００２８】
【表３】
2010024509.tif 000004
【００２９】
（実験３）
実験室の真空溶解炉にて質量％でＣ：０．００２％、Ｓｉ：３．１％、Ｍｎ：０．２％、Ａｌ：０．６％、Ｎ：０．００６％、Ｃｕ：２．０％、Ｍｇ：０．０００９％を含有し、かつ、Ｎｂ、Ｚｒ、ＴｉおよびＶの含有量を質量％で表４のように変化させた鋼片を作製し、得られた鋼片から長さ１００ｍｍ、直径１０ｍｍのグリーブル試験片を作製した。グリーブル試験片は不活性ガス雰囲気にて一旦１３５０℃まで加熱した後、降温して８００℃に保定の上、引張試験を行なった。表４にＮｂ、Ｚｒ、ＴｉおよびＶ含有量とグリーブル試験結果を示すが、式（１）、すなわちNb/93+Zr/91+Ti/48+V/51＜2.0×10-4を満足する素材Ｋ、Ｌでは８００℃にけるグリーブル試験の絞りが５０％以上の良好な値が得られた。
【００３０】
この結果については、以下のように考えている。Ｎｂ、Ｚｒ、ＴｉおよびＶは炭化物を生成する元素である。グリーブル試験８００℃において、これらの炭化物が生成する場合、鋼片の結晶粒界に選択的に析出し、鋼片の靭性すなわち絞り値を著しく低下させると推察される。式（１）を満たす元素含有量の範囲であれば、８００℃における炭化物が生成しない、あるいは生成しても鋼片の靭性には影響を与えない程度に軽減できるものと推察される。
【００３１】
【表４】
2010024509.tif 000005
【００３２】
次に、本発明の限定理由について述べる。
鋼の組成の限定理由は以下のとおりである。なお、％は質量％を意味する。
【００３３】
Ｃは、結晶粒微細化には有効なものの、微細な炭化物は、鉄損を悪化させる。本発明においては、ＡｌとＮで結晶粒を微細化するため、Ｃは言わば不純物でしかなく、鉄損を悪化させない量として０．０１％以下に規定する。より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。
【００３４】
Ｓｉは、渦電流損を低減するために有効であると同時に、固溶体強化としても有効な元素であるが、過度に添加すると冷延性を著しく悪くするため、４．０％を上限とした。一方、固溶体強化と渦電流損の観点から下限を２．０％とした。
【００３５】
Ｍｎは、Ｓｉ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が、添加量が１．０％を超えても効果が飽和するため、１．０％を上限とした。一方、硫化物生成の観点から下限を０．０５％とした。
【００３６】
Ａｌは、Ｓｉ同様に固有抵抗を増加させるのに有効な元素であり、さらに本発明においてはグリーブル試験の改善、および結晶粒微細化による高強度化や延性改善に図るために重要な元素である。０．２％未満では、ＡｌＮが焼鈍温度８００℃以上で固溶し、グリーブル試験および強度や延性に対する効果がなくなるため、下限を０．２％とした。また、添加量が３．０％を超えると鋳造性を悪化させるため、生産性を考慮して３．０％を上限とした。
【００３７】
Ｎは、ＡｌＮを形成によって結晶粒を微細化するのに必要な元素で、効果を享受するためには０．００５％以上のＮを含有していなければならない。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ため、０．０５％を上限とした。
【００３８】
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ため、下限を０．５％とした。上限は強度が飽和することを勘案して３．０％とした。
【００３９】
Ｍｇは、８００℃のグリーブル試験における絞り値を改善するために必要な元素である。Ａｌで脱酸された酸化物を改質するとともにＡｌＮを複合析出させ、鋼片組織の粗大化を抑制することで、８００℃グリーブル試験における絞り値を改善させる。このような効果を享受するためには０．０００５％以上のＭｇを含有させなければならない。なお、上限については、鋼中酸素量やコストを勘案し、０．００５％とした。Ｍｇの溶鋼への添加方法については、特に規定するものではなく、Ｍｇを含む合金をワイヤー添加しても構わないし、スラグや耐火物からの還元作用を活用しても構わない。
【００４０】
Ｎｉは、鋼板をあまり脆化させずに高強度化できる有効な元素である。ただし、高価であることから、必要強度に応じて添加することとする。添加する場合、その効果が十分得られる添加量として０．５％を下限とした。上限は、コストを考慮して３．０％とした。また、Ｃｕ添加で発生し得るヘゲ疵を抑制する観点からは、Ｃｕ添加量の１／２以上を添加するのが好ましい。
【００４１】
Ｓｎは、集合組織改善、および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ので、添加量は０．０１％以上０．１０％以下に規定した。
【００４２】
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から、添加量は０．００１０％以上０．００５０％以下に規定した。
【００４３】
Ｎｂ、Ｚｒ、ＴｉおよびＶの４元素はグリーブル試験において、炭化物として結晶粒界に析出し、絞り値を著しく悪化させるため、極力低減する必要がある。その析出量を規定する方法として、各元素の質量%を原子量で除した値を用いた。式（１）において、２．０×１０-4未満になるように制御すれば、これらの問題は改善されるため、２．０×１０-4未満を上限とした。
【００４４】
製品板の特性の限定理由は以下のとおりである。
【００４５】
再結晶面積率については、５０％未満では、製品特性、特に、破断伸びが著しく低下するため、５０％以上に規定した。
【００４６】
引張試験の降伏応力については、高速回転するロータの必要強度を勘案して、７００ＭＰａ以上に規定した。なお、ここで規定する降伏応力は下降伏点とする。
【００４７】
破断伸びについては、モータコア打ち抜き端面の亀裂を抑制する観点から１０％以上に規定した。
【００４８】
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、モータコアが発熱して、磁石の減磁を引きおこす。渦電流損は、鋼板板厚の依存性が大きいため、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、前記式（２）のように７０×ｔ2以下に規定した。
【００４９】
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、Ｂｍａｘ１．０Ｔ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で計算できる。
【００５０】
Ｂｍａｘ＝１．０Ｔで、周波数の異なる複数の鉄損値があれば計算は可能であるため、測定周波数は特に規定するものではないが、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、Ｂｍａｘとは、鉄損測定の際、励磁する最大磁束密度である。
【００５１】
本発明の製造方法における限定理由は以下のとおりである。
【００５２】
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。これにより高強度な製品板が得られる。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は完全に固溶するため、仕上焼鈍の均熱温度Ｔ（℃）を前記式（３）として２００×ａ＋５００以上に規定した。
【００５３】
グリーブル試験については、鋳造時のスラブ割れを回避する観点から、８００℃において絞り値５０％以上と規定した。５０％未満の場合、連続鋳造におけるスラブの曲げ戻しにおいて、スラブのエッジ部などに割れが入り、歩留まりや生産性を著しく悪化させる。なお、試験片の作製方法は特に規定するものではないが、例えば、実験室の溶解で得られた鋳片あるいは実際のスラブ片を供試材として、長さ１００ｍｍで１０ｍｍφの丸棒を作製し、熱処理方法としては、一旦、１３００℃程度まで加熱し、８００℃まで降温の上、引張試験する。なお、絞り値とは、試験前の断面積から試験後の断面積を差し引き、試験前の断面積で除したものを百分率で表示するものとする。
【００５４】
熱延の巻取温度は、５５０℃を超えると、炭窒化物やＣｕ析出物が、熱延板によっては、熱延板の靭性を著しく悪化させるので、５５０℃以下に規定した。熱延板の靭性については、冷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を７０℃以下と規定した。
【００５５】
熱延板焼鈍については、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悪化するので、冷却速度を５０℃／ｓｅｃ以上に規定した。熱延焼鈍板の靭性については、冷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を７０℃以下と規定した。
【００５６】
なお、熱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、熱延板焼鈍の目的が熱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。
【００５７】
ここで規定した遷移温度とは、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５０％と内挿できる温度である。または、延性破面率０％と１００％の吸収エネルギーの平均値となる温度を内挿しても構わない。なお、試験片は、ＪＩＳに規定されたサイズを基本とするが、試験片の幅については熱延板の厚みとする。
【００５８】
従って、サイズとしては、圧延方向に長さ５５ｍｍ、高さ１０ｍｍ、幅は熱延板の厚みに応じて１．５〜３．０ｍｍ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】
【００５９】
（実施例１）
実験室の真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ:０．００３％、Ｓｉ:２．７％、Ｍｎ:０．３％、Ｃｕ:１．９％、Ｍｇ:０．００１２％を含有し、Ａｌ、Ｎ、Ｎｂ,Ｚｒ、ＴｉおよびＶの含有量（質量％）が異なる鋼片を作製し、これに１１５０℃で６０分の加熱を施した後、直ちに熱延して、板厚２．３ｍｍとした。その後、酸洗を施し、一回の冷延にて板厚０．５ｍｍとした。こうして得られた冷延板に対し、９００℃で６０秒間の仕上焼鈍を施した。
【００６０】
表５に、Ａｌ〜Ｖの含有量と、鋼片あるいは製品板の諸特性の測定結果を示す。Ａｌが０．２％未満の符号ａ１〜ａ１０では降伏応力、破断伸び、Ｗｅ１０／４００が本発明で規定する範囲の範囲外であった。Ａｌが０．２％以上で式（１）を満足しない符号ａ１２,ａ１４,ａ１６,ａ１８,ａ２０では８００℃絞り値が本発明で規定する範囲の範囲外であった。Ａｌが０．２％以上でもＮが０．００５％未満の符号ａ１１では降伏応力、破断伸び、Ｗｅ１０／４００が本発明で規定する範囲の範囲外であった。Ａｌが０．２％以上でもＮが０．０５％を超える符号ａ１９では破断伸びが本発明で規定する範囲の範囲外であった。その他のサンプルａ１３,ａ１５,ａ１７では、８００℃絞り値、降伏応力、破断伸び、Ｗｅ１０／４００ともに良好な特性が得られた。
【００６１】
【表５】
2010024509.tif 000006
【００６２】
（実施例２）
実験室の真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ:０．００９％、Ｓｉ:３．８％、Ｍｎ:０．８％、Ａｌ:１．５％、Ｎ:０．００６％、Ｃｕ:０．８％、Ｎｂ:０．００２％,Ｚｒ:０．００２％、Ｔｉ:０．００３％およびＶ:０．００２％を含有し、かつ、Ｍｇ含有量（質量％）を変化させた鋼片を作製し、得られた鋼片から長さ１００ｍｍ、直径１０ｍｍのグリーブル試験片を作製した。グリーブル試験片は不活性ガス雰囲気にて、一旦、１３５０℃まで加熱した後、降温して８００℃に保定の上、引張試験を行なった。
【００６３】
表６にＭｇ含有量とグリーブル試験結果を示す。Ｍｇを０．０００５％以上含む符ｂ３〜ｂ５では、８００℃にけるグリーブル試験の絞りが５０％以上の良好な値が得られた。
【００６４】
【表６】
2010024509.tif 000007
【００６５】
（実施例３）
実験室の真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ:０．００４％、Ｍｎ:０．６％、Ａｌ:２．０％、Ｎ:０．０００８％、Ｍｇ:０．００８％、Ｎｉ:１．０％、Ｎｂ:０．００１％,Ｚｒ:０．００２％、Ｔｉ:０．００３％およびＶ:０．００３％を含有し、ＳｉとＣｕの含有量（質量％）を変化させた鋼片を作製し、これに１１００℃で１００分の加熱を施した後、直ちに熱延して板厚２．０ｍｍとした。その後、酸洗を施し、板厚０．２５ｍｍに冷延した。こうして得られた冷延板について、９７５℃で３０秒間の仕上焼鈍を施した。
【００６６】
表７にＳｉとＣｕ成分と製品板の諸特性の測定結果を示すが、Ｓｉが１．９％と範囲以下のサンプルｃ１〜ｃ５では、降伏応力とＷｅ１０／４００が本発明で規定する範囲の範囲外、Ｓｉが４．２％と本発明で規定する範囲の範囲以上のサンプルｃ２１〜ｃ２５では破断伸びが著しく低かった。さらに、Ｓｉは本発明で規定する範囲の範囲内でも、Ｃｕが０．５％未満のサンプルｃ６、ｃ１１、ｃ１６では降伏応力が低く、本発明で規定する範囲の範囲外であった。また、Ｎｉ／Ｃｕが０．５以上のサンプルについてはヘゲ疵がみられなかった。
【００６７】
【表７】
2010024509.tif 000008
【００６８】
（実施例４）
実験室の真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ:０．００３％、Ｓｉ:３．５％、Ｍｎ:０．２％、Ａｌ:０．７％、Ｎ:０．０２２％、Ｍｇ:０．００３２％、Ｎｉ:１．５％、Ｎｂ:０．００２％、Ｚｒ:０．００３％、Ｔｉ:０．００２％、Ｖ:０．００２％を含有し、ＢおよびＳｎ添加量（質量％）を変化させた鋼片を作製し、これに１１２０℃で７０分の加熱を施した後、直ちに熱延して板厚２．５ｍｍとした。この熱延における巻取温度は５２０℃であった。その後、１０２５℃で６０秒の熱延板焼鈍を施し、酸洗後に板厚０．３５ｍｍに冷延し、仕上焼鈍を９２５℃で６０秒処理した。
【００６９】
表８に、ＢおよびＳｎ添加量と熱延焼鈍板の遷移温度と製品板の磁束密度を示す。Ｂ添加量が０．００１０％以上の符号ｄ６〜ｄ２５では、熱延焼鈍板の遷移温度が低く、Ｓｎ添加量が０．０１０％以上の符号ｄ２〜ｄ５、ｄ７〜ｄ１０、ｄ１２〜ｄ１５、ｄ１７〜ｄ２０、ｄ２２〜ｄ２５では、高い磁束密度が得られた。なお、Ｂ添加量が０．００５０％を超えるｄ２１〜ｄ２５ではスラブ割れが発生し、Ｓｎ添加量が０．１０％を超えるｄ５、ｄ１０、ｄ１５、ｄ２０、ｄ２５ではヘゲ疵が発生した。
【００７０】
【表８】
2010024509.tif 000009
【００７１】
（実施例５）
実験室の真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ:０．００２％、Ｓｉ:２．４％、Ｍｎ:０．５％、Ａｌ:２．３％、Ｎ:０．０１２％、Ｍｇ:０．００４４％、Ｎｉ:１．４％、Ｎｂ:０．００３％、Ｚｒ:０．００４％、Ｔｉ:０．００３％、Ｖ:０．００３％を含有し、Ｃｕ含有量（質量％）を変化させた鋼片を作製し、これに１１２０℃で９０分の加熱を施した後、直ちに熱延して板厚２．０ｍｍとした。その後、９５０℃で６０秒の熱延板焼鈍を施し、酸洗後に板厚０．３５ｍｍ冷延し、仕上焼鈍における均熱温度を変化させて処理した。
【００７２】
表９にＣｕ量、仕上焼鈍温度と、製品板の諸特性の測定結果を示す。均熱温度が式（３）の値以上のサンプルに関しては、降伏応力、破断伸び、Ｗｅ１０／４００が本発明で規定する範囲の範囲内の良好な特性が得られた。均熱温度が式（３）の値を下回るサンプルｅ１１、ｅ１２、ｅ１６、ｅ１７、ｅ２１、ｅ２２については再結晶面積率が５０％未満、破断伸びが１０％未満で本発明で規定する範囲の範囲外であった。
【００７３】
【表９】
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【００７４】
（実施例６）
実験室の真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ:０．００７％、Ｓｉ:３．２％、Ｍｎ:０．３％、Ａｌ:１．６％、Ｎ:０．００５％、Ｍｇ:０．００１５％、Ｎｉ:２．０％、Ｎｂ:０．００３％,Ｚｒ:０．００４％、Ｔｉ:０．００３％、Ｖ:０．００１％を含有した鋼片を作製した。これらの鋼片に対し、１１２０℃で８０分の加熱を施した後、直ちに熱延して、板厚２．５ｍｍとした。この熱延板の作製に際し、熱延板の巻取温度を変化させた。
【００７５】
さらに、作製した熱延板について、１０００℃で６０秒の熱延板酸洗を施し、９００℃から５００℃までの冷却速度を変化させた。これらの熱延板および熱延板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。
【００７６】
表１０に示す通り、熱延の巻取温度５５０℃以下のサンプルｆ１〜ｆ３で、遷移温度７０℃以下の良好な靭性が得られた。また、熱延焼鈍板については、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ｆ８〜ｆ１０、ｆ１３〜ｆ１５、ｆ１８〜ｆ２０では、遷移温度７０℃以下の良好な靭性が得られた。
【００７７】
【表１０】
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