(57)【要約】【課題】高速回転機器に用いて好適な、高強度で高周波鉄損の低いＣｒ添加高Ｓｉ無方向性電磁鋼板とその製造方法を提案する。【解決手段】Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％超０．０２０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０１ｍａｓｓ％以下、（Ｃ＋Ｎ）：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：４．０ｍａｓｓ％超１０．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：２．０〜１０．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０４ｍａｓｓ％以下を含有し、さらに、Ｔｉを下記式；  −０．０２≦Ｔｉ−４（Ｃ＋Ｎ）≦０．０４を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である高強度無方向性電磁鋼板。【選択図】図２
2008240104.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％超０．０２０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０１ｍａｓｓ％以下、（Ｃ＋Ｎ）：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：４．０ｍａｓｓ％超１０．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：２．０〜１０．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０４ｍａｓｓ％以下を含有し、さらに、Ｔｉを下記（１）式を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である高強度無方向性電磁鋼板。
記
−０．０２≦Ｔｉ−４（Ｃ＋Ｎ）≦０．０４  ・・・（１）
【請求項２】
上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ群〜Ｃ群のうちの少なくとも１群の成分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。
記
Ａ群：ＳｂおよびＳｎのいずれか１種または２種を合計で０．１ｍａｓｓ％以下、
Ｂ群：Ａｌ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｏのいずれか１種または２種以上を合計で５．０ｍａｓｓ％以下、
Ｃ群：Ｃａ，希土類元素（ＲＥＭ）およびＢのいずれか１種または２種以上を合計で０．０１ｍａｓｓ％以下
【請求項３】
Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％超０．０２０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０１ｍａｓｓ％以下、（Ｃ＋Ｎ）：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：４．０ｍａｓｓ％超１０．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：２．０〜１０．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０４ｍａｓｓ％以下を含有し、さらに、Ｔｉを下記（１）式を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍を施した後あるいは施すことなく酸洗し、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟んで２回以上の冷間圧延し、下記（２）式で表されるＴｍｉｎ℃以上、１０５０℃以下の温度で仕上焼鈍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。
記
−０．０２≦Ｔｉ−４（Ｃ＋Ｎ）≦０．０４  ・・・（１）
Ｔｍｉｎ（℃）＝３０００×（Ｃ＋Ｎ）＋７５０  ・・・（２）
【請求項４】
上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ群〜Ｃ群のうちの少なくとも１群の成分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の製造方法。
記
Ａ群：ＳｂおよびＳｎのいずれか１種または２種を合計で０．１ｍａｓｓ％以下、
Ｂ群：Ａｌ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｏのいずれか１種または２種以上を合計で５．０ｍａｓｓ％以下、
Ｃ群：Ｃａ，希土類元素（ＲＥＭ）およびＢのいずれか１種または２種以上を合計で０．０１ｍａｓｓ％以下
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度無方向性電磁鋼板とその製造方法に関し、特に高速回転機のロータやステータコアに用いて好適な、高周波鉄損が低い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、モータの駆動制御システムが発達し、駆動電源の周波数制御が可能となったことから、可変速運転や商用周波数域以上で使用される高速回転モータが増加している。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。そのため、斯かる高速回転モータ、特に、中・大型の高速回転するモータのロータ材に用いられる電磁鋼板は、高強度であることが必要となる。
【０００３】
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へ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。そのため、モータ回転時には、狭いブリッジ部（ロータ外周とスリットの間部）に応力が集中するため、ロータに使用されるコア材は高強度であることが要求される。
【０００４】
さらに、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）の素材には、当然のことながら磁気特性に優れることも求められる。特に、高速回転するモータでは、高周波磁束により渦電流が発生し、モータ効率低下の原因となるため、高周波域での鉄損が低いことが重要となる。
【０００５】
モータのロータコアには、通常、打ち抜きプレスした無方向性電磁鋼板を積層したものが用いられるが、その鋼板強度が、高速回転するモータに求められる機械強度を満たさない場合には、より高強度な鋳鋼製ロータなどを使用せざるを得ない。しかし、鋳物製ロータは一体物であるため、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。従って、高速回転するロータ用素材として、磁気特性に優れかつ高強度な電磁鋼板の開発が望まれている。
【０００６】
上記要求に応えるため、今日までに高強度無方向性電磁鋼板がいくつか検討され、提案されている。例えば、特許文献１には、Ｓｉ含有量を３．５〜７．０ｍａｓｓ％に高め、さらに固溶強化元素としてＴｉ，Ｗ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ａｌなど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、上記強化法に加えて、仕上げ焼鈍条件を工夫することにより、平均結晶粒径を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。
【０００７】
しかしながら、これらの方法は、これを電磁鋼板の実生産に適用した場合には、熱間圧延後の製造ラインで、板破断などのトラブルが発生し易く、歩留まりの低下やラインの生産性の低下を招くなどの問題があった。この問題に対しては、例えば、冷間圧延の場合には、板温を数百℃に昇温制御して温間圧延することにより板破断を軽減することはできるが、温間圧延のための設備が必要となること、製造上の制約が大きいことなどの問題も多い。
【０００８】
また、特許文献３には、Ｓｉを２．０ｍａｓｓ％以上４．０ｍａｓｓ％未満含有する鋼に、Ｍｎ，Ｎｉを添加して固溶強化する方法が、特許文献４には、Ｓｉを２．０ｍａｓｓ％以上４．０ｍａｓｓ％未満含有する鋼に、Ｍｎ，Ｎｉを添加して固溶強化し、さらにＮｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｖ等の炭窒化物形成元素を添加して、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、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の方法では、高い強度を得られるものの、磁気特性の低下が大きいという問題がある。
【０００９】
一方、発明者らは、高Ｓｉ鋼の加工性を改善するための検討を別途行ってきた。その結果、特許文献５に開示したように、無方向性電磁鋼板の基本組成であるＦｅ−Ｓｉ合金やＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ合金の加工性（加工性は、ほぼ、靭性によって評価することができる）の向上を図るためには、鋼自体を十分に高純度化し、鋼中のＣ，Ｎを合計量で１００ｍａｓｓｐｐｍ以下に低減した上で、さらに、一定量以上のＣｒを添加することが有効であることを見出した。また、磁気特性に関しても、ＣｒとＳｉまたはＡｌを同時に含有させることにより、電気抵抗の増大に相乗的な効果が現れること、その結果、渦電流損が低減し、特に高周波域での鉄損を、Ｃｒを含有しないＦｅ−Ｓｉ合金やＦｅ−Ａｌ合金、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ合金に比べて格段に低減できることを見出している。
【特許文献１】特開昭６０−２３８４２１号公報
【特許文献２】特開昭６２−１１２７２３号公報
【特許文献３】特開平０２−０２２４４２号公報
【特許文献４】特開平０２−００８３４６号公報
【特許文献５】特許第３７５８４２５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
上記特許文献５の技術によれば、鋼中のＳｉ濃度を高めることで、高強度でかつ磁気特性にも優れた電磁鋼板を安定して製造することが可能となる。しかし、この技術は、鋼の高純度化を必須の要件としており、特に鋼中のＣとＮは、合計量で０．０１ｍａｓｓ％以下とする必要がある。
【００１１】
しかしながら、Ｃｒ添加鋼を溶製する場合、添加するＣｒ源（フェロクロムや金属Ｃｒ）には、不純物としてＣが多量に含まれているため、通常のＦｅ−Ｓｉ系の電磁鋼板よりもＣ混入量が多くなる。しかも、Ｃｒは強力な酸化物形成元素であるため、現在の一貫製鉄所で高純度鋼の大量生産に使われているＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ−Ｈａｕｓｅｎ）真空脱ガス装置やＬＦ（Ｌａｄｌｅ  Ｆｕｒｎａｃｅ）などの２次精錬設備では、Ｃｒ添加後に、Ｃｒの酸化損失を防止しながら極低炭素域まで脱炭するのは難しいという問題がある。例えば、２次精錬装置としてＲＨを用いた場合、２〜５ｍａｓｓ％のＣｒ添加鋼で得られる純度は、Ｃが０．００５〜０．０１ｍａｓｓ％、Ｎが０．００２〜０．００５ｍａｓｓ％程度であり、ＣとＮの合計量で０．０１ｍａｓｓ％以下を安定的に達成するのは難しい。
【００１２】
なお、Ｃｒ存在下で炭素の優先脱炭を進行させるには、精錬雰囲気中の一酸化炭素分圧を下げることが有効であり、そのためには、ステンレス鋼の製造に用いられているＶＯＤ炉（Ｖａｃｕｕｍ  Ｏｘｙｇｅｎ  Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）やＡＯＤ炉（ＡｒｇｏＮｏ．ｘｙｇｅｎ  Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）のような特殊な脱ガス精錬設備を用いて長時間の精錬を必要とするため、製造設備が限定されまた生産性が劣るため、製造コストが上昇するといった問題がある。
【００１３】
上記のように、高強度の無方向性電磁鋼板に関する提案は幾つかなされてはいるものの、現状では、高速回転機器に必要とされる高強度と磁気特性を確保した電磁鋼板を、通常の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実情である。
【００１４】
そこで、本発明の目的は、高速回転機器のロータ材等に用いて好適な、高強度で高周波鉄損の低いＣｒ添加高Ｓｉ無方向性電磁鋼板を提供すること、およびその鋼板を、ステンレス鋼で用いられているような特殊な２次精錬設備での長時間処理を必要とすることなく、ＲＨやＬＦといった通常の２次精錬設備を用いて、工業的に安定して高い生産性のもとで製造する方法を提案することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
発明者らは、上記課題の解決に向けて、Ｃｒを添加した高Ｓｉ鋼の製造方法に関して種々の実験を行い、検討を重ねた。その結果、Ｃｒ添加とともに一定量のＴｉを添加すれば、通常のＲＨ脱ガス設備で低減できるレベルのＣやＮの純度でも、その後の鋼板製造を安定的に行える加工性（靭性）を付与できること、高強度化と優れた磁気特性を両立させるためには、固溶強化が有効であり、中でもＳｉの添加による固溶強化が有効であることを見出した。そして、上記技術を用いることにより、従来技術では安定製造が難しかった４ｍａｓｓ％を超える高Ｓｉ鋼を、通常の無方向性電磁鋼板の製造設備を用いて安定的に製造することが可能であることを知見し、本発明を開発するに至った。
【００１６】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％超０．０２０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０１ｍａｓｓ％以下、（Ｃ＋Ｎ）：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：４．０ｍａｓｓ％超１０．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：２．０〜１０．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０４ｍａｓｓ％以下を含有し、さらに、Ｔｉを下記（１）式；
−０．０２≦Ｔｉ−４（Ｃ＋Ｎ）≦０．０４  ・・・（１）
を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である高強度無方向性電磁鋼板である。
【００１７】
本発明の電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ群〜Ｃ群のうちの少なくとも１群の成分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。
記
Ａ群：ＳｂおよびＳｎのいずれか１種または２種を合計で０．１ｍａｓｓ％以下、
Ｂ群：Ａｌ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｏのいずれか１種または２種以上を合計で５．０ｍａｓｓ％以下、
Ｃ群：Ｃａ，希土類元素（ＲＥＭ）およびＢのいずれか１種または２種以上を合計で０．０１ｍａｓｓ％以下
【００１８】
また、本発明は、Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％超０．０２０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０１ｍａｓｓ％以下、（Ｃ＋Ｎ）：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：４．０ｍａｓｓ％超１０．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：２．０〜１０．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０４ｍａｓｓ％以下を含有し、さらに、Ｔｉを下記（１）式；
−０．０２≦Ｔｉ−４（Ｃ＋Ｎ）≦０．０４  ・・・（１）
を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍を施した後あるいは施すことなく酸洗し、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟んで２回以上の冷間圧延し、下記（２）式；
Ｔｍｉｎ（℃）＝３０００×（Ｃ＋Ｎ）＋７５０  ・・・（２）
で表されるＴｍｉｎ℃以上、１０５０℃以下の温度で仕上焼鈍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を提案する。
【００１９】
本発明の製造方法は、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ群〜Ｃ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする。
記
Ａ群：ＳｂおよびＳｎのいずれか１種または２種を合計で０．１ｍａｓｓ％以下、
Ｂ群：Ａｌ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｏのいずれか１種または２種以上を合計で５．０ｍａｓｓ％以下、
Ｃ群：Ｃａ，希土類元素（ＲＥＭ）およびＢのいずれか１種または２種以上を合計で０．０１ｍａｓｓ％以下
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、ロータの高速回転に耐え得る高強度を有しかつ磁気特性にも優れた無方向性電磁鋼板を、通常の電磁鋼板製造設備、例えば、ＲＨやＬＦといった一貫製鉄所で高純度鋼の大量生産に使用される一般的な２次精錬設備を用いて、しかも、温間圧延のような特殊な圧延設備を用いることなく、工業的に安定して高い生産性で製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
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。
Ｓｉ，Ｃｒをそれぞれ５ｍａｓｓ％ずつ含有し、残部は実質的にＦｅからなり、Ｃ，Ｎの合計含有量を０．００３〜０．０４ｍａｓｓ％の範囲で変化させた種々の鋼を実験室的に溶製し、鋼塊とし、次いで、これらの鋼塊を熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、１０００℃で熱延板焼鈍した。次いで、この熱延板の圧延方向から厚さ２ｍｍ×幅３０ｍｍ×長さ１００ｍｍの試験片を切り出し、室温（２５℃）にて、曲げ半径１５ｍｍ、曲げ角度９０度の繰り返し曲げ試験を行い、亀裂が発生するまでの曲げ回数を求めることにより熱延板の靭性を評価した。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、製造ラインでの破断頻度が高いことがわかっている。
【００２２】
図１は、上記測定の結果を、ＣとＮの合計量と破断までの繰り返し曲げ回数との関係として示したものである。図１から、熱延板の靭性は、（Ｃ＋Ｎ）量と明らかな相関が見られ、（Ｃ＋Ｎ）量の増加によって靭性は急激に低下するが、（Ｃ＋Ｎ）≦０．０１ｍａｓｓ％であれば、曲げ回数２０回以上が得られ、十分な靭性を有することがわかる。
【００２３】
そこで、この靭性の改善の原因は、Ｃ，Ｎの存在状態が影響しているものと考え、良好な靭性を示した（Ｃ＋Ｎ）量が０．００５６ｍａｓｓ％の試料と、靭性が劣っていた（Ｃ＋Ｎ）量が０．０１３８ｍａｓｓ％の試料について、電子顕微鏡を用いて組織観察を行った。その結果、靭性が劣っていた試料では、良好な靭性を示した試料と比較して、粒界上にＣｒ炭窒化物の析出が多く存在していることが確認された。この結果から、Ｃｒは、高Ｓｉ鋼の加工性を改善する元素ではあるものの、鋼中Ｃ，Ｎの低減が不充分であると、結晶粒界にＣｒ系炭窒化物を形成して析出し、これが曲げ変形の際の破壊起点となるものと推定された。
【００２４】
そこで、Ｃｒ以外の元素でＣ，Ｎを固定することによって、Ｃｒ系炭窒化物の粒界析出を抑制することを検討した。（Ｃ＋Ｎ）の量を、ＲＨ真空脱ガス装置による２次精錬で大量かつ高効率な生産が可能なレベルである０．０１〜０．０２ｍａｓｓ％の範囲とし、これにＴｉの添加量を変化させた鋼を実験室的に溶製し、上記実験と同様にして熱延板を作製し、繰り返し曲げ試験を行い、靭性を評価した。
【００２５】
図２は、上記曲げ試験の結果を、ＴｉとＣ，Ｎ量との関係において示したものであり、この図から、Ｔｉ−４（Ｃ＋Ｎ）が−０．０２〜０．０４ｍａｓｓ％となる範囲で、靭性が大きく改善されることがわかる。また、電子顕微鏡による組織観察によって、靭性が改善した範囲では、主としてＴｉ系の炭窒化物が結晶粒内に析出しており、Ｃｒ系の粒界析出物は大幅に減少していることが確認された。なお、Ｔｉを上記範囲より過剰に添加した試料では、粒界上のＣｒ析出物が少ないにもかかわらず、靭性の改善が見られなかった。この理由は、明らかとはなっていないが、固溶した過剰Ｔｉが靭性を低下させたものと考えている。
以上の結果より、通常用いられるＲＨで製造可能な高純度レベルでも、Ｃｒ添加高Ｓｉ鋼の製造性を大幅に改善できることがわかった。
【００２６】
次に、本発明の電磁鋼板の成分組成を上記範囲に限定する理由について説明する。
Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％超０．０２０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０１ｍａｓｓ％以下
ＣおよびＮは、Ｃｒ添加高Ｓｉ鋼の靱性を劣化させる成分であるため、できる限り低減するのが好ましいが、従来技術では、高純度化するには精錬設備や操業性の面からの制約があった。しかし、上述したように、本発明では、Ｔｉを適量添加することによって、ＲＨやＬＦといった一貫製鉄所で高純度鋼の大量生産に通常使用している２次精錬設備を用いて溶製可能なレベルのＣ，Ｎ含有量でも許容することができる。
【００２７】
本発明は、通常の製鋼設備を用いてＣｒ添加高Ｓｉ鋼の靱性を安定生産すること目的としているが、２次精錬装置としてＲＨを用いた場合、通常の操業条件での脱炭能力には限界があり、２〜５ｍａｓｓ％Ｃｒ添加鋼の脱炭下限は０．００５ｍａｓｓ％程度である。そこで、本発明では、Ｃの許容範囲を、ＲＨでも十分達成可能な０．００５ｍａｓｓ％超０．０２０ｍａｓｓ％以下とする。また、Ｎ含有量は、同様に、ＲＨでも十分達成可能な０．０１ｍａｓｓ％以下とする。
【００２８】
（Ｃ＋Ｎ）：０．０３０ｍａｓｓ％以下
熱延板の曲げ性（靭性）に代表される製造性は、ＣとＮの合計量にも依存し、また、（Ｃ＋Ｎ）量が増すほど添加するＴｉ量も増加するので好ましくない。よって、（Ｃ＋Ｎ）量は、０．０３０ｍａｓｓ％以下、好ましくは０．０２ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．０１５ｍａｓｓ％以下とする。なお、通常の製鋼設備による高純度化能力は、添加するＣｒ源の純度にも依存するところが大きいが、Ｃ：０．００８ｍａｓｓ％程度、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％程度、従って、（Ｃ＋Ｎ）：０．０１３ｍａｓｓ％程度までであれば、通常電磁鋼板の製造に用いられるＲＨタイプの脱ガス精錬設備でも、問題なく製造することが可能である。
【００２９】
Ｓｉ：４．０ｍａｓｓ％超え１０．０ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、脱酸剤として添加される他、鋼の電気抵抗を高めて鉄損を低減する効果を有するため、無方向性電磁鋼板を構成する重要な元素である。また、Ｓｉは、高い固溶強化能を有する元素でもあり、無方向性電磁鋼板に添加される他のＭｎ，Ａｌ，Ｎｉ等の固溶強化元素と比較して、高強度化、耐疲労特性の改善および鉄損低減の３つを最もバランスよく両立させることができる元素である。そこで、本発明では、Ｓｉを、４．０ｍａｓｓ％を超えて積極的に添加する。一方、１０ｍａｓｓ％を超えると、Ｃｒを添加しても、圧延可能な靱性を十分に確保することができなくなる。よって、本発明では、Ｓｉの範囲を４．０ｍａｓｓ％超え１０．０ｍａｓｓ％以下とする。なお、強度、磁気特性の改善効果と製造性とを両立させる観点からは、Ｓｉ含有量は４．２〜７．０ｍａｓｓ％の範囲が好ましく、より好ましくは４．５〜６．５ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３０】
Ｃｒ：２．０〜１０．０ｍａｓｓ％
Ｃｒは、高Ｓｉ鋼の加工性を向上するのに有効な元素であり、さらに、Ｓｉおよび／またはＡｌとの相乗効果によって、電気抵抗を大幅に向上して高周波域での鉄損を低減する他、耐食性を向上する効果を有する基本的な合金成分である。よって、Ｓｉを４ｍａｓｓ％以上含有する本発明鋼では、Ｃｒを２．０ｍａｓｓ％以上添加する必要である。一方、１０ｍａｓｓ％を超えると、靱性向上の効果が飽和し、コストの上昇を招くだけである。よって、Ｃｒの含有量は、２．０〜１０ｍａｓｓ％、好ましくは３．０〜７．０ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００３１】
Ｐ：０．０４ｍａｓｓ％以下
Ｐは、鋼の電気抵抗を高める元素であるが、結晶粒界に偏析して鋼を脆化させる元素でもあるため、０．０４ｍａｓｓ％以下、好ましくは０．０３ｍａｓｓ％以下とする。
【００３２】
Ｔｉ−４（Ｃ＋Ｎ）：−０．０２〜０．０４ｍａｓｓ％
Ｔｉは、鋼中に存在する固溶Ｃ，Ｎを固定して、Ｃｒ炭窒化物の粒界への析出を抑制し、Ｃｒ添加高Ｓｉ鋼の製造性（靭性）を改善する効果を有する。この効果を発現させるためには、Ｃ，Ｎとの関係において、Ｔｉ−４（Ｃ＋Ｎ）を−０．０２ｍａｓｓ％以上とすることが必要である。さらに、Ｃ，Ｎの固定に消費されない過飽和分は、固溶強化元素としても作用し、高強度化にも寄与する。しかしながら、Ｔｉが過剰となり過ぎると、逆に鋼の靭性を低下させるので、Ｔｉ−４（Ｃ＋Ｎ）の上限は０．０４ｍａｓｓ％とする。
【００３３】
本発明の電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、下記の群から選ばれる１種または２種以上の成分を添加することができる。
Ｓｎ，Ｓｂ：合計で０．１ｍａｓｓ％以下
ＳｂおよびＳｎは、いずれも集合組織を改善する作用を有し、高周波鉄損特性の向上に寄与する。しかし、Ｓｂ，Ｓｎは、鋼の結晶粒界や表層に偏析し、粒界を脆化させる作用があり、特に、Ｓｂ，Ｓｎの添加量が０．１ｍａｓｓ％を超えると、材料が脆くなり熱延板の靭性を低下させる。したがって、ＳｂおよびＳｎの添加量は、その１種または２種の合計で０．１ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。なお、Ｓｂ，Ｓｎの添加量の下限は、特に限定しないが、前述したＳｂ，Ｓｎ添加による特性改善効果を発現させるためには、０．０１ｍａｓｓ％以上添加することが好ましい。
【００３４】
Ａｌ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｏ：合計で５．０ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様、Ｃｒとの相乗効果によって電気抵抗を高めて、高周波域での鉄損を低減するのに有効な成分である。Ｍｎは、鋼の熱間加工性を改善する元素であるとともに、鋼の電気抵抗を高めて高周波域での鉄損を改善する効果を有する。Ｃｕ，Ｍｏも、鋼の電気抵抗を高めて鉄損を改善する効果を有する。Ｎｉ，Ｃｏは、電気抵抗を高めて鉄損を改善するとともに、鋼の飽和磁束密度を高める効果を有する。しかし、これらの元素は、いずれもＳｉと比較すると強度を高める効果が小さく、添加量が過剰になると、熱延板の靭性を低下させるため、高強度特性を重視する場合には、Ｓｉ量を高める方が効果的である。また、本発明では、高強度を得るために、Ｓｉ含有量を４．０ｍａｓｓ％以上とするため、上記元素を合計で５．０ｍａｓｓ％超え添加すると、ＣｒやＴｉを含有させても十分な熱延板の靭性を確保できなくなる場合がある。そこで、Ａｌ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｏの含有量は合計で５．０ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
【００３５】
Ｃａ，希土類元素（ＲＥＭ），Ｂ：合計で０．０１ｍａｓｓ％以下
Ｃａ，希土類元素（ＲＥＭ）は、鋼中の不純物であるＳを固定することで、また、Ｂは、結晶粒界に偏析して粒界を強化することで、鋼の加工性を改善する作用のある元素である。しかし、これらの元素は、過剰に添加すると、酸化物、窒化物として鋼中に残存し、磁気特性を劣化させる。よって、本発明では、これらの元素を合計で０．０１ｍａｓｓ％以下添加するのが好ましい。
【００３６】
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ついて説明する。
鋼の溶解は、転炉法、電炉法等、通常公知の方法で行うことができる。また、２次精錬は、従来技術では、高ＳｉのＣｒＳｉ鋼を製造する場合には、鋼中のＣ，Ｎをできる限り低減する必要があったため、ステンレス鋼や高純度鋼の精錬に用いられているＶＯＤ炉やＡＯＤ炉を用いて長時間の処理が必要であったが、本発明では、一貫製鉄所で高純度鋼の生産に通常用いているＲＨやＬＦ等の２次精錬設備を用いることができる。なお、ＶＯＤ炉やＡＯＤ炉を用いることは勿論可能であり、その場合には、従来よりも精錬時間を短くした効率的な生産が可能となる。
【００３７】
上記の方法で、前述した成分組成範囲に調整した溶鋼は、その後、連続鋳造法または造塊−分塊圧延法によりスラブとする。また、薄スラブ連続鋳造法を用いて、薄スラブを製造してもよい。上記のようにして得たスラブは、その後、均熱炉で加熱保持したのち熱間圧延に供するか、あるいは、ＣＣ−ＤＲ法やＨＣＲ法のように、連続鋳造時の顕熱を保持したまま加熱することなく熱間圧延に供することもできる。熱間圧延条件については、特に制限はないが、省エネルギーの観点から、スラブ加熱温度は１２００℃以下とするのが望ましい。
【００３８】
熱間圧延後の熱延板は、必要に応じて熱延板焼鈍を行う。この熱延板焼鈍によって、熱間圧延により形成された集合組織が改善され、鉄損特性が向上する。また、熱延板焼鈍を行うことにより、圧延素材を軟化できるため、引き続いて行う冷間圧延性を改善することができる。熱延板焼鈍の条件は、温度が７００〜１１００℃、均熱時間が１秒〜２時間の範囲で適宜決定することができる。上記範囲より焼鈍温度が高い場合や焼鈍時間が長い場合には、鉄損特性の改善効果が飽和してしまい、コスト上昇の原因となる。一方、上記範囲より焼鈍温度が低い場合や焼鈍時間が短い場合には、鉄損特性の向上効果が小さい。
【００３９】
熱延板または熱延焼鈍板は、その後、酸洗もしくはショットブラスト等で熱延スケールを除去した後、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（製品板厚）とする。上記中間焼鈍は、冷延材の集合組織の改善を通じて鉄損特性の向上に有利に作用するとともに、冷間圧延性や温間圧延性を改善する効果がある。中間焼鈍の条件は、例えば、温度が６００〜１１００℃で均熱時間が１秒〜１０分の範囲で適宜決めればよい。焼鈍温度が低い場合や焼鈍時間が短い場合には、鉄損特性の向上効果が小さく、一方、焼鈍温度が高い場合や焼鈍時間が長い場合には、焼鈍による鉄損向上効果が飽和し、コスト上昇要因となる。なお、上記冷間圧延に代えて、温間圧延を行ってもよいことは勿論である。
【００４０】
冷間圧延後の板厚（製品板厚）は、高周波磁気特性、鋼板の製造性および電気機器の加工工数に大きく影響する。すなわち、高周波鉄損を低減するには、板厚は薄い方が有利であり、板厚は０．５ｍｍ以下、好ましくは０．３０ｍｍ以下とするのが望ましい。一方、鋼板製造性および電気機器の加工工数の観点からは、板厚は厚い方が好ましく、特に、板厚を０．０５ｍｍよりも薄くすることは、現在の鋼板製造技術および加工技術では、著しいコストの増加を招くので、板厚は０．０５ｍｍ以上とするのが望ましい。
【００４１】
圧延後の鋼板は、仕上焼鈍を施し、さらに必要に応じて絶縁被膜を被成して製品とする。鋼の再結晶挙動は、その成分組成に依存する。発明者らの調査の結果、本発明条件を満たす成分系の場合、鋼の再結晶挙動は、主としてＣとＮの合計量に依存し、電磁鋼板の製造に一般的に用いられている均熱時間が１秒から２分程度の連続焼鈍設備を用いて再結晶を完了させるためには、均熱温度を下記（２）式；
Ｔｍｉｎ（℃）＝３０００×（Ｃ＋Ｎ）＋７５０  ・・・（２）
で表されるＴｍｉｎ以上とすることが必要であることがわかった。一方、焼鈍温度が１０５０℃を超えると、結晶粒が粗大化し、強度低下や高周波鉄損特性の劣化を招くので好ましくない。
【実施例１】
【００４２】
表１に示す成分組成を有する鋼を実験室的に溶製して鋳塊とし、この鋳塊を１１００℃に加熱後、熱間圧延し、板厚２．０ｍｍの熱延板とした。この熱延板から、あるいは、表２に記載した条件で熱延板焼鈍を施した熱延板から、圧延方向に平行に、板厚２．０ｍｍ×幅３０ｍｍ×長さ１００ｍｍの試験片を切り出し、室温（２５℃）にて、曲げ半径１５ｍｍ、曲げ角度９０度の条件で繰り返し曲げ試験を行い、亀裂発生までの曲げ回数を求めることにより、熱延板の靭性を評価した。次いで、上記熱延板あるいは熱延板焼鈍後の熱延板を酸洗し、最終板厚を０．２０ｍｍとする冷間圧延を施した。この際、割れ、破断などの発生を調査し、冷間圧延性の面から製造性を評価した。さらに、０．２０ｍｍまで冷間圧延が可能であった試料については、表２に記載の条件で仕上焼鈍を行った。
【００４３】
【表１】
2008240104.tif 000003
【００４４】
上記のようにして得た冷延焼鈍板より、エプスタイン試験片を採取して周波数１ｋＨｚ、磁束密度１．０Ｔにおける鉄損値を測定した。また、圧延方向と平行にＪＩＳ  ５号引張試験片を採取し、引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎの引張速度で引張試験を行った。上記測定の結果を表２に示した。
【００４５】
【表２】
2008240104.tif 000004
【００４６】
表２から、以下のことがわかる。
従来の高Ｓｉ無方向性電磁鋼板レベルのＳｉを３．１１ｍａｓｓ％含有するＮｏ．１の鋼板は、引張強さ（ＴＳ）が４８５ＭＰａしかなく、高速回転用ロータ材料としては不充分である。また、３．０５ｍａｓｓ％Ｓｉに、Ｍｎ，Ｎｉを加えて固溶強化を図り、さらにＮｂ，Ｔｉで析出強化したＮｏ．２の鋼板は、Ｎｏ．１の鋼板と比較して高い強度が得られるものの、熱延板の靭性が低下し、冷間圧延でも割れが生じた。また、１ｋＨｚでの鉄損も６０Ｗ／ｋｇを超えている。５．１ｍａｓｓ％のＳｉとともに５．１ｍａｓｓ％のＣｒを含有し、かつ（Ｃ＋Ｎ）量を０．００３３ｍａｓｓ％に低減したＮｏ．３の鋼板は、熱延焼鈍板の曲げ回数は５０回以上でかつ良好な冷間圧延性を有し、さらに高強度と５０Ｗ／ｋｇ以下の低鉄損を実現しているが、Ｃ，Ｎを上記レベルまで工業的に安定して低減するには専用設備と長時間の精錬が必要となる。Ｎｏ．３の鋼板より（Ｃ＋Ｎ）量が高いＮｏ．４の鋼板は、熱延板の靭性が大幅に低下している。一方、Ｎｏ．４の鋼板とほぼ同じＳｉ，Ｃｒ，（Ｃ＋Ｎ）量であるが、Ｔｉを適量添加した本発明のＮｏ．５の鋼板は、良好な熱延板の靭性と冷間圧延性を示し、仕上げ焼鈍後の特性についても高強度で低鉄損が得られている。さらに、本発明の条件を満たすＮｏ．６，８〜１０および１３〜１６の鋼板についても同様である。一方、Ｔｉ添加量が不足しているＮｏ．７の鋼板、Ｓｉ添加量が１０ｍａｓｓ％を超えているＮｏ．１１の鋼板、Ｔｉ添加量が過剰なＮｏ．１２の鋼板は、いずれも熱延板の靭性が低く、冷間圧延時には割れも発生した。特にＮｏ．７および１１の鋼板は、圧延初期から激しい板割れが発生し、少量のサンプルを採取する圧延も不可能であった。
【実施例２】
【００４７】
転炉による１次精錬およびＲＨ脱ガスによる２次精錬によって、Ｃ：０．００９６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３６ｍａｓｓ％、（Ｃ＋Ｎ）：０．０１３２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：６．３２ｍａｓｓ％、Ｃｒ：４．０３ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．００７ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１１ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０４２ｍａｓｓ％、Ｔｉ−４（Ｃ＋Ｎ）：−０．０１０８ｍａｓｓ％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、連続鋳造して鋼スラブとし、このスラブを１１００℃に加熱後、熱間圧延し、板厚１．５ｍｍの熱延板とした。この熱延板について、実施例１と同様にして、繰り返し曲げ試験を実施したところ、割れ発生までの曲げ回数が３７回と十分な靭性を示した。
【００４８】
次いで、上記熱延板を、冷間圧延して板厚が０．１５ｍｍまたは０．３５ｍｍの冷延板とし、表３に示す焼鈍温度で３０秒の仕上焼鈍を施したのち絶縁被膜をコーティングし、製品（電磁鋼板）とした。この電磁鋼板について、実施例１と同様の条件で、磁気特性および機械的特性を評価した。
【００４９】
上記結果を表３に示した。仕上げ焼鈍温度が７５０℃のＮｏ．１７の鋼板は、高い強度が得られるものの、一部に未再結晶組織が残存しており、やや鉄損が高い。これに対して、本発明の製造条件を満たすＮｏ．１８〜２０の鋼板は、いずれも製造性に優れ、かつ、鉄損、強度がともに良好である。また、仕上げ焼鈍温度が１１００℃と高いＮｏ．２１の鋼板は、発明例のＮｏ．２０の鋼板に対して、ほぼ同等の鉄損であるものの、強度がやや低下する傾向にある。
【００５０】
【表３】
2008240104.tif 000005
【図面の簡単な説明】
【００５１】
【図１】Ｃｒ添加高Ｓｉ熱延板の脆性におよぼす（Ｃ＋Ｎ）量の影響を示すグラフである。
【図２】Ｃｒ添加高Ｓｉ熱延板の脆性におよぼすＴｉと（Ｃ＋Ｎ）の影響を示すグラフである。
【図１】
2008240104.tif 000006
【図２】
2008240104.tif 000007