(57)【要約】【課題】良好な磁気特性と高強度とを両立した無方向性電磁鋼板およびこの鋼板を工業的に安定して生産することを可能とする製造方法について提案する。【解決手段】Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：４．５％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．０％以下、Ｐ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５％以上５．０％以下およびＣｕ：０．２％以上４．０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、引張強さを下記式で示されるＣＴＳ（ＭＰａ）以上とする。記ＣＴＳ＝５６００［％Ｃ］＋８７［％Ｓｉ］＋１５［％Ｍｎ］＋７０［％Ａｌ］＋４３０［％Ｐ］＋３７［％Ｎｉ］＋２２ｄ−１／２＋２３０ただし、ｄ：結晶粒の平均粒径（ｍｍ）【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２％以下、
Ｓｉ：４．５％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、
Ａｌ：３．０％以下、
Ｐ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５％以上５．０％以下および
Ｃｕ：０．２％以上４．０％以下
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、引張強さが下記式で示されるＣＴＳ（ＭＰａ）以上であることを特徴とする磁気特性の優れた高強度無方向性電磁鋼板。
記
ＣＴＳ＝５６００［％Ｃ］＋８７［％Ｓｉ］＋１５［％Ｍｎ］＋７０［％Ａｌ］＋４３０［％Ｐ］＋３７［％Ｎｉ］＋２２ｄ−１／２＋２３０
ただし、ｄ：結晶粒の平均粒径（ｍｍ）
【請求項２】
請求項１において、成分組成として、さらにＺｒ、Ｖ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｂ、Ｃａ、希土類元素およびＣｏから選んだ１種または２種以上を、
ＺｒおよびＶについてはそれぞれ０．１〜３．０％、
Ｓｂ、ＳｎおよびＧｅについてはそれぞれ０．００２〜０．５％、
Ｂ，Ｃａおよび希土類元素についてはそれぞれ０．００１〜０．０１％、そして
Ｃｏについては０．２〜５．０％
にて含有することを特徴とする磁気特性の優れた高強度無方向性電磁鋼板。
【請求項３】
質量％で、
Ｃ：０．０２％以下、
Ｓｉ：４．５％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、
Ａｌ：３．０％以下、
Ｐ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５％以上５．０％以下および
Ｃｕ：０．２％以上４．０％以下
を含有する鋼スラブに、熱間圧延を施した後、冷間圧延あるいは温間圧延を施して最終板厚とした後、最終到達温度が６５０〜１１５０℃かつ９００℃〜４００℃の温度域での冷却速度が１℃／ｓ以上である、仕上げ焼鈍を施した後、４００℃以上６５０℃以下の温度にて時効処理を施すことを特徴とする磁気特性の優れた高強度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ：０．０２％以下、
Ｓｉ：４．５％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、
Ａｌ：３．０％以下、
Ｐ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５％以上５．０％以下および
Ｃｕ：０．２％以上４．０％以下
を含み、さらにＺｒ、Ｖ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｂ、Ｃａ、希土類元素およびＣｏから選んだ１種または２種以上を、
ＺｒおよびＶについてはそれぞれ０．１〜３．０％、
Ｓｂ、ＳｎおよびＧｅについてはそれぞれ０．００２〜０．５％、
Ｂ，Ｃａおよび希土類元素についてはそれぞれ０．００１〜０．０１％、そして
Ｃｏについては０．２〜５．０％
にて含有する鋼スラブに、熱間圧延を施した後、冷間圧延あるいは温間圧延を施して最終板厚とした後、最終到達温度が６５０〜１１５０℃かつ９００℃〜４００℃の温度域での冷却速度が１℃／ｓ以上である、仕上げ焼鈍を施した後、４００℃以上６５０℃以下の温度にて時効処理を施すことを特徴とする磁気特性の優れた高強度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、無方向性電磁鋼板、特に高速回転モータ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、高強度でかつ低鉄損の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。
【０００２】
【従来技術】
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、高速回転に耐え得るロータが必要になる。すなわち、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、中・大型の高速モータではロータに作用する応力が６００ＭＰａを超える場合もある。従って、こうした高速回転モータでは、ロータの強度が高いことが必要となる。
【０００３】
また、近年のモータ効率向上の観点から増加した、ロータに永久磁石を埋め込んだ磁石埋設型ＤＣインバータ制御モータでは、遠心力でロータから磁石が飛び出そうとするが、これを抑える際に、ロータに使用された電磁鋼板には大きな力が掛かる。このためにも、モータ、特にロータに使用される電磁鋼板には、高強度が必要とされている。
【０００４】
モータ、発電機などの回転機器は、電磁気現象を利用するため、その素材には磁気特性、すなわち低鉄損、高磁束密度であることが望ましい。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が満足できない場合は、より高強度の鋳鋼製ロー夕などを使用せざるを得ないのが現状である。しかしながら、鋳物製ロー夕は一体物であるため、ロータに作用するリップル損と呼ばれる高周波磁束による渦電流損が電磁鋼板を積層したロータより大きく、モータ効率が低下してしまう要因となっている。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のである。
【０００５】
金属学的には、高強度化の手段として、固溶強化、析出強化および結晶粒微細化の３つの方法が知られており、電磁鋼板に適用した例も見られる。例えば、固溶強化を利用したものとしては、特許文献１には、Ｓｉ含有量を３．５〜７．０％に高めたうえに固溶強化能の大きい元素を添加する方法が開示されている。また、特許文献２には、Ｓｉ含有量を２．０〜３．５％とし、ＮｉあるいはＮｉとＭｎの両方の含有量を高め、６５０〜８５０℃という低温焼鈍により製造することで再結晶粒径を制御する方法が開示されている。さらに、析出強化を利用する方法としては、特許文献３に、Ｓｉ含有量を２．０〜４．０％とし、Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｖの微細な炭化物、窒化物を析出させる方法が開示されている。
【０００６】
【特許文献１】
特開昭６０−２３８４２１号公報
【特許文献２】
特開昭６２−２５６９１７号公報
【特許文献３】
特開平６−３３０２５５号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
これらの方法により、ある程度の高強度を有する電磁鋼板が得られる。しかしながら、特許文献１に記載されるようなＳｉ量が多い鋼では、冷間圧延性が著しく低下し、安定的な工業生産が困難となる不利がある。さらに、この技術により得られる鋼板は磁束密度Ｂ５０が１．５６〜１．６０Ｔと大幅に低下してしまうという問題もあった。
【０００８】
特許文献２における方法では、機械強度を高めるため低温焼鈍による再結晶粒成長の抑制が必要となるため、磁気特性、特に比較的周波数の低い商用周波数から数１００Ｈｚでの鉄損が低下するという問題があった。そのため、これらの周波数域での鉄損が重要となるステータ部材には使用することが出来ないため、モータ打ち抜き加工時の歩留まりが大幅な低下が余儀なくされていた。すなわち、ステータおよびロータを打抜く際、通常は同じ１枚の鋼板から、まず円環状のステータを打抜く一方で、その中空部からロータを打抜くことにより無駄を少なくしているが、特許文献２の方法では両者を別々の鋼板から打抜く必要があり、歩留まりが低下してしまうのである。
【０００９】
一方、特許文献３に記載の方法では、炭、窒化物自体が磁壁移動の障壁となるため、また炭、窒化物が電磁鋼板の結晶粒成長を妨げるため、鉄損に劣るという問題がある。
【００１０】
以上のように、従来の方法は、安定的に工業生産可能な電磁鋼板において、高強度と低鉄損とを両立するという観点からは、いずれも満足できるものでは無かった。
【００１１】
本発明は、良好な磁気特性と高強度とを両立した無方向性電磁鋼板およびこの鋼板を工業的に安定して生産することを可能とする製造方法について提案することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記課題を解決するために、Ｃｕを含んだ鋼の時効硬化現象に着目して種々の検討を行った結果、良好な鉄損と高強度とを両立するための手段を確立するに到った。すなわち、鋼中の析出物は高強度化に寄与すると同時に、磁壁移動を抑制して劣化させるという、従来の知見に反して、鋼中にＣｕを適量添加して時効処理を行うことにより、２０ｎｍ以下の極微細にＣｕを析出させることが可能であること、そして、こうして得られた極微細析出物は、高強度化に非常に有効であるが、鉄損（履歴損）はほとんど劣化させないことを、新規に知見した。さらに、このＣｕ析出に関し、ＣｕとＮｉを複合添加すると、鋼板の製造工程における熱履歴により生じる析出が大幅に低減する結果、広範な焼鈍条件によっても安定的に高強度かつ低鉄損が得られることを新規に知見し、本発明を完成するに到った。
【００１３】
本発明の要旨構成は、以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０２％以下、
Ｓｉ：４．５％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、
Ａｌ：３．０％以下、
Ｐ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５％以上５．０％以下および
Ｃｕ：０．２％以上４．０％以下
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、引張強さが下記式で示されるＣＴＳ（ＭＰａ）以上であることを特徴とする磁気特性の優れた高強度無方向性電磁鋼板。
記
ＣＴＳ＝５６００［％Ｃ］＋８７［％Ｓｉ］＋１５［％Ｍｎ］＋７０［％Ａｌ］＋４３０［％Ｐ］＋３７［％Ｎｉ］＋２２ｄ−１／２＋２３０
ただし、ｄ：結晶粒の平均粒径（ｍｍ）
【００１４】
（２）上記（１）において、成分組成として、さらにＺｒ、Ｖ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｂ、Ｃａ、希土類元素およびＣｏから選んだ１種または２種以上を、
ＺｒおよびＶについてはそれぞれ０．１〜３．０％、
Ｓｂ、ＳｎおよびＧｅについてはそれぞれ０．００２〜０．５％、
Ｂ，Ｃａおよび希土類元素についてはそれぞれ０．００１〜０．０１％、そして
Ｃｏについては０．２〜５．０％
にて含有することを特徴とする磁気特性の優れた高強度無方向性電磁鋼板。
【００１５】
（３）質量％で、
Ｃ：０．０２％以下、
Ｓｉ：４．５％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、
Ａｌ：３．０％以下、
Ｐ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５％以上５．０％以下および
Ｃｕ：０．２％以上４．０％以下
を含有する鋼スラブに、熱間圧延を施した後、冷間圧延あるいは温間圧延を施して最終板厚とした後、最終到達温度が６５０〜１１５０℃かつ９００℃〜４００℃の温度域での冷却速度が１℃／ｓ以上である、仕上げ焼鈍を施した後、４００℃以上６５０℃以下の温度にて時効処理を施すことを特徴とする磁気特性の優れた高強度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１６】
（４）質量％で、
Ｃ：０．０２％以下、
Ｓｉ：４．５％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、
Ａｌ：３．０％以下、
Ｐ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５％以上５．０％以下および
Ｃｕ：０．２％以上４．０％以下
を含み、さらにＺｒ、Ｖ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｂ、Ｃａ、希土類元素およびＣｏから選んだ１種または２種以上を、
ＺｒおよびＶについてはそれぞれ０．１〜３．０％、
Ｓｂ、ＳｎおよびＧｅについてはそれぞれ０．００２〜０．５％、
Ｂ，Ｃａおよび希土類元素についてはそれぞれ０．００１〜０．０１％、そして
Ｃｏについては０．２〜５．０％
にて含有する鋼スラブに、熱間圧延を施した後、冷間圧延あるいは温間圧延を施して最終板厚とした後、最終到達温度が６５０〜１１５０℃かつ９００℃〜４００℃の温度域での冷却速度が１℃／ｓ以上である、仕上げ焼鈍を施した後、４００℃以上６５０℃以下の温度にて時効処理を施すことを特徴とする磁気特性の優れた高強度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１７】
【発明の実施の形態】
次に、本発明について、その構成要件毎に詳述する。
（鋼板の成分組成）
まず、成分組成範囲およびその限定理由を説明する。なお、本明細書において鋼組成を表す％は、特にことわらない限り質量％を意味するものである。
Ｃ：０．０２％以下
Ｃ量が０．０２％を超えると磁気時効により鉄損が著しく劣化するため、０．０２％以下に制限する。
【００１８】
Ｓｉ：４．５％以下
Ｓｉは、脱酸剤として有用であることに加え、電気抵抗の増加により電磁鋼板の鉄損を低減する効果が大きい。さらに、固溶強化により強度向上に寄与する。脱酸剤としては、０．０５％以上の含有で効果が顕著となる。また、鉄損低減および固溶強化のためには０．５％以上、さらに好適には１．２％以上で含有させる。しかし、４．５％を超えると、鋼板の圧延性の劣化が激しくなるため、その含有量は４．５％以下に制限する。
【００１９】
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０．０５％以上で含有させる。しかし、過剰な添加は鉄損の劣化をもたらすため、その含有量を３．０％以下に制限する。
【００２０】
Ａｌ：３．０％以下
Ａｌは、脱酸剤として有効であり、好ましくは０．５ｐｐｍ以上含有させる。しかし、過剰な添加は圧延性の低下をもたらすので、その添加量を３．０％以下に制限する。
【００２１】
Ｐ：０．５０％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０．０１％以上で含有させる。一方、過剰な含有は偏析による脆化を引き起し、粒界割れや圧延性の低下をもたらすため、その含有量は０．５０％以下に制限する。
【００２２】
次に、ＣｕおよびＮｉの添加は、本発明において最も重要な事項である。
Ｃｕ：０．２％以上４．０％以下
Ｃｕは、時効処理によって微細な析出物を形成することにより、ほとんど鉄損（履歴損）の劣化を伴わずに、大幅な強度上昇をもたらす。その効果を得るには、後述するＮｉを含有する条件において０．２％以上が必要である。一方、４．０％を超えると粗大な析出物が形成されるため、鉄損の劣化が大きくなるとともに、強度上昇代も低下する。従って、Ｃｕの含有量は０．２％以上４．０％以下、好適には０．３％以上２．０％以下の範囲とする。
【００２３】
Ｎｉ：０．５％以上５．０％以下
Ｎｉは、それ自体が固溶強化による高強度化に有効な元素であるが、Ｃｕとともに添加するとＣｕの固溶析出状態に影響し、時効により極めて微細なＣｕ析出物を安定的に析出させる効果を有する。その結果、Ｃｕ時効析出による高強度化効果を大幅に高めることが可能となる。また、Ｎｉはへゲと呼ばれる熱延板表面欠陥を減少し鋼板歩留まりを改善する効果も有する。これらの効果を得るために、最低でも０．５％以上の添加が必要である。一方、５．０％を超えると、その効果は飽和しコスト高をまねくだけになるため、その上限を５．０％とする。より好適には、１．０％以上３．５％以下の範囲とする。
【００２４】
上記元素の他は、Ｆｅ（鉄）および不可避的不純物である。不可避的不純物としてのＳおよびＮは、鉄損の観点からそれぞれ０．０１％以下とすることが望ましい。
【００２５】
本発明に係わ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Ｚｒ，Ｖ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｇｅ，Ｂ，Ｃａ，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、
Ｚｒ，Ｖについては０．１〜３．０％
Ｓｂ，Ｓｎ，Ｇｅについては０．００２〜０．５％
Ｂ，Ｃａ，および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。
【００２６】
本発明では、上記の成分範囲ならびに後述の製造条件とすることにより、時効後のＣｕ析出を適正化することができ、その結果、製品の引張強さＴＳ（ＭＰａ）は、下記式で表されるＣＴＳ  以上となる。
記
ＣＴＳ＝５６００［％Ｃ］＋８７［％Ｓｉ］＋１５［％Ｍｎ］＋７０［％Ａｌ］＋４３０［％Ｐ］＋３７［％Ｎｉ］＋２２ｄ−１／２＋２３０
【００２７】
ここで、各元素の係数は、各元素１％あたりの固溶あるいは析出強化量に相当する項、ｄは製品の平均結晶粒径（直径：ｍｍ）であり、ナイタール腐食液などでエッチングされた試料を光学顕微鏡により観察し、観察視野面積と視野内の結晶粒数より結晶粒の円相当径として求められるものである。平均結晶粒径ｄが小さいほど結晶粒微細化により高強度化されるが、鉄損が劣化する。そのため、求められる強度、鉄損特性に応じて結晶粒径ｄを調整する。
【００２８】
（製造方法）
本発明に係わる鉄損に優れた高強度無方向性電磁鋼板を製造するためには、まず、転炉あるいは電気炉などにて、前記した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。次いで、得られたスラブを熱間圧延し、必要に応じて熱延坂焼鈍を施し、一回あるい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し、仕上げ焼鈍を施し、その後時効処理を施す。さらに、仕上げ焼鈍後のいずれかの段階において、必要に応じて絶縁被膜の塗布および焼き付け処理を行う。
【００２９】
本発明では、素材のＳｉ量を高めることなく後工程で高強度化するので、冷間圧延により製造することが可能である。なお、温間圧延には集合組織を改善し鉄損および磁束密度を向上させる効果を有するため、温間圧延を採用することもできる。
【００３０】
上記の仕上げ焼鈍は、圧延による歪を除去するとともに、必要な鉄損特性を得るため再結晶により適切な結晶粒径を得ることを目的とする。適性な結晶粒径は求められる鉄損レベルにもよるが、一般に２０〜２００μｍであり、そのためには仕上げ焼鈍の最終到達温度は７００℃以上が必要である。一方、１１５０℃を超える焼鈍を行うと粗大粒となり粒界割れを起こしやすくなるとともに、鋼板表面の酸化窒化に伴う鉄損劣化が大きくなるため、その上限は１１５０℃とする。
【００３１】
発明者らは、Ｃｕの微細析出を活用する場合、仕上げ焼鈍の冷却条件が重要であることを見出した。すなわち、仕上げ焼鈍の冷却過程において、Ｃｕの固溶温度から６００℃までの冷却速度が十分に速くないと、一部のＣｕが冷却中に粗大に析出するため、鉄損の劣化要因となり、またその後の時効焼鈍によっても粗大な析出物の量が増加し十分な強度が得られない場合があるのである。ここで、Ｃｕのみ含有しＮｉを含有しない場合、その冷却速度は９００℃〜４００℃の温度域で１０℃／ｓ以上であることが必要であった。
【００３２】
ところが、Ｃｕとともに本発明範囲のＮｉを含有した場合、冷却速度は１℃／ｓ以上であれば冷却中の粗大な析出が抑制出来、その後の時効処理によって鉄損の大幅な劣化を伴うことなく十分な強度上昇が得られる。つまり、ＣｕとＮｉを複合添加して時効処理を行う場合には、Ｎｉを添加しない場合と比較して、より多様な仕上げ焼鈍条件で安定した特性を得ることができる。したがって、仕上げ焼鈍後の冷却の際、焼鈍における最高到達温度が９００℃を超える場合には９００℃から、焼鈍最高到達温度が９００℃以下の場合には仕上げ焼鈍温度から、４００℃までの温度域での冷却速度を１℃／ｓ以上に制限する。
以上の条件を満足すれば、続く時効処理後の強度は、
ＣＴＳ＝５６００［％Ｃ］＋８７［％Ｓｉ］＋１５［％Ｍｎ］＋７０［％Ａｌ］＋４３０［％Ｐ］＋３７［％Ｎｉ］＋２２ｄ−１／２＋２３０
以上とすることができる。
【００３３】
引き続く時効処理は、４００℃以上６５０℃以下の温度で行う。すなわち、４００℃未満の場合には、微細Ｃｕの析出が不十分となり、高強度が得られない。一方、６５０℃を越えるとＣｕ析出物が粗大化するため、鉄損が劣化し強度上昇量も減少するため、良好な強度−鉄損バランスを有する電磁鋼板が得られない。なお、適切な時効時間は処理温度にも依存するが、１０ｍｉｎ〜１０００ｈが好適である。なお、この時効処理の実施時期は、絶縁被膜の塗布焼付け前、焼付け後、プレス打ち抜きなどの加工後、などのいずれのタイミングで実施してもよい。
【００３４】
【実施例】
実施例１
表１に示す、Ｓｉ：３％、Ｍｎ：０．２％およびＡｌ：０．３％を基本成分として、ＣｕおよびＮｉ含有量を変化させた、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延により板厚２．０ｍｍとし、ついで表２に示すように、無焼鈍または１０００℃で３００ｓの熱延板焼鈍を施した後、酸洗ならびに仕上げ板厚０．３５ｍｍの冷間圧延を行った。さらに、最高到達温度９５０℃で３０ｓ均熱保持の仕上げ焼鈍を施したのち、９００℃〜４００℃の温度域での冷却速度を６℃／ｓの条件で冷却した。その後、絶縁被膜を塗布焼付けしてから、時効のために５５０℃で５ｈの熱処理を施し製品板とした。
【００３５】
かくして得られた製品板について、鉄損特性および機械特性を評価した。なお、製品板での成分組成は、スラブ段階とほぼ同様であった。鉄損は圧延方向と圧延直角方向の試料を等量用いて、エプスタイン法により評価した。機械的特性は、圧延方向と圧延直角方向とから切り出した試料の平均をもって評価した。その結果を、表１に示す。
【００３６】
また、従来の、公知の固溶強化、結晶粒微細化強化、析出強化などによって高張力とした電磁鋼板として、以下に示すものも試作した。
すなわち、固溶強化を利用した例として、表２に示すように、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：４．５％、Ｍｎ：０．２％、Ｐ：０．０１％、Ａｌ：０．６％、Ｗ：１．０％およびＭｏ：１．０％を含み、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、９００℃で３０ｓの熱延板焼鈍を行った後、４００℃で温間圧延して０．３５ｍｍ厚に仕上げ、９５０℃×３０ｓの仕上げ焼鈍を行った。
固溶強化および結晶粒微細化を利用した例として、表２に示すように、Ｃ：０．００５％、Ｓｉ：３％、Ｍｎ：０．２％、Ｐ：０．０５％およびＮｉ：４．５％を含み、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を熱間圧延し、次いで冷間圧延して０．３５ｍｍ厚としたのち、８００℃で３０ｓの仕上げ焼鈍を行った。
析出強化を利用した例として、表２に示すように、Ｃ：０．０３％、Ｓｉ：３．２％、Ｍｎ：０．２％、Ｐ：０．０２％、Ａｌ：０．６５％、Ｎ：０．００３％、Ｎｂ：０．０１８％およびＺｒ：０．０２２％を含み、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を、熱間圧延後０．３５ｍｍ厚に冷間圧延し、７５０℃×３０ｓの仕上げ焼鈍を施した。
なお、いずれの場合も、時効処理は行わなかった。
【００３７】
【表１】
2004300535.tif 000002
【００３８】
【表２】
2004300535.tif 000003
【００３９】
本発明による鋼板Ｎｏ．７〜１３は、ベース組成を有する比較例である鋼板Ｎｏ．１とほぼ同等の優れた磁気特性を有しつつ、大幅な高強度が得られている。さらに、従来の高強度電磁鋼板である鋼板Ｎｏ．１４〜１６と比較しても、大幅な低鉄損あるいは高磁束密度性を有し、強度−磁気特性バランスに優れている。
【００４０】
実施例２
表１に示した比較鋼Ｃおよび発明鋼Ｊを、熱間圧延により板厚２．０ｍｍとし、ついで１０００℃で３００ｓの熱延板焼鈍を施した後、酸洗並びに仕上げ板厚０．３５ｍｍの冷間圧延を行った。さらに、最高到達温度９５０℃にて３０ｓ均熱保持する仕上げ焼鈍を施し、９００℃〜４００℃の温度域での冷却速度を表３に示す種々の条件に変化させて冷却した。その後、絶縁被膜を塗布焼付けして焼鈍板とした。得られた焼鈍板に時効のため５５０℃で５ｈの熱処理を施して製品板とした。かくして得られた製品板について、鉄損特性および機械特性を評価した。なお、製品板での成分組成はスラブ段階とはぼ同様であった。その結果を表３、そして図１および２に示す。
【００４１】
【表３】
2004300535.tif 000004
【００４２】
鋼Ｃは、鋼板Ｎｏ．１８および１９に示すように、１０℃／ｓ以上の比較的速い冷却速度の場合には優れた磁気特性と高強度を示すものの、１０℃／ｓ以下の条件では鉄損が劣化し、強度も低下する傾向にある。それに対して、Ｃｕとともに適量のＮｉを添加した発明鋼Ｊは、鋼板Ｎｏ．２２〜２４に示すように、幅広い冷却速度条件で安定して優れた磁気特性と高強度を両立することが可能であった。
【００４３】
実施例３
表４に示す組成を有する残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を、熱間圧延により板厚２．０ｍｍとし、ついで無焼鈍または表５に示す温度で３００ｓの熱延板焼鈍を施した後、酸洗ならびに所定厚さまでの冷間圧延を行った。さらに、表５の温度で３０ｓ均熱保持の仕上げ焼鈍を施し、９００℃〜４００℃の温度域での冷却速度を６℃／ｓの条件で冷却した。その後、絶縁被膜を塗布焼付けして焼鈍板とした。得られた焼鈍板に時効のため表５に示す温度で１０ｈの時効処理を施して製品板とした。かくして得られた製品板について、鉄損特性および機械特性を評価した。その結果を表５に併記する。なお、製品板での成分組成はスラブ段階とほぼ同様であった。表５から、いずれの試料もそれぞれの鋼板グレードにおいて、優れた磁気特性と非常に高い強度特性を有していることがわかる。
【００４４】
【表４】
2004300535.tif 000005
【００４５】
【表５】
2004300535.tif 000006
【００４６】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、磁気特性に優れ、しかも高い強度を有する電磁鋼板を安定して提供することできる。
【図面の簡単な説明】
【図１】時効処理後の鉄損に及ぼす仕上げ焼鈍冷却速度の影響を示す図である。
【図２】時効処理後の引張強さに及ぼす仕上げ焼鈍冷却速度の影響を示す図である。
【図１】
2004300535.tif 000007
【図２】
2004300535.tif 000008