(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：３．５％以下、Ｍｎ：０．０５％以上３．０％以下、Ａｌ：０．２％以上２．５％以下、Ｐ：０．３０％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％超を含有し、Ｎｂ、Ｔｉ、ＺｒおよびＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記式（１）を満足する範囲で含有し、かつ、Ｚｒ、ＴｉおよびＡｌからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記式（２）を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、再結晶部分の面積比率が９０％未満であることを特徴とする回転子用無方向性電磁鋼板。
Nb/93＋Zr/91＋Ti/48＋V/51−(C/12＋N/14)≦0      （１）
Zr/91＋Ti/48＋Al/27−N/14＞0                    （２）
（ここで、式（１）および（２）中、Nb、Zr、Ti、V、Al、CおよびNはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）
【請求項２】
前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｏおよびＷからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記の質量％で含有することを特徴とする請求項１に記載の回転子用無方向性電磁鋼板。
Ｃｕ：０．０１％以上８．０％以下    Ｎｉ：０．０１％以上２．０％以下
Ｃｒ：０．０１％以上１５．０％以下  Ｍｏ：０．００５％以上４．０％以下
Ｃｏ：０．０１％以上４．０％以下    Ｗ：０．０１％以上４．０％以下
【請求項３】
前記Ｆｅの一部に代えて、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｓｅ、Ｂｉ、Ｇｅ、ＴｅおよびＢからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記の質量％で含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の回転子用無方向性電磁鋼板。
Ｓｎ：０．５％以下  Ｓｂ：０．５％以下  Ｓｅ：０．３％以下  Ｂｉ：０．２％以下
Ｇｅ：０．５％以下  Ｔｅ：０．３％以下  Ｂ：０．０１％以下
【請求項４】
前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記の質量％で含有することを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれかの請求項に記載の回転子用無方向性電磁鋼板。
Ｃａ：０．０３％以下  Ｍｇ：０．０２％以下  ＲＥＭ：０．１％以下
【請求項５】
質量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：３．５％以下、Ｍｎ：０．０５％以上３．０％以下、Ａｌ：２．５％以下、Ｐ：０．３０％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％超を含有し、Ｎｂ、Ｔｉ、ＺｒおよびＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記式（１）を満足する範囲で含有し、かつ、Ｚｒ、ＴｉおよびＡｌからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記式（２）を満足する範囲で含有し、かつ、Ｎｂを下記式（３）を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、再結晶部分の面積比率が９０％未満であることを特徴とする回転子用無方向性電磁鋼板。
Nb/93＋Zr/91＋Ti/48＋V/51−(C/12＋N/14)≦0      （１）
Zr/91＋Ti/48＋Al/27−N/14＞0                    （２）
Nb/93−C/12＞0                                  （３）
（ここで、式（１）、（２）および（３）中、Nb、Zr、Ti、V、Al、CおよびNはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）
【請求項６】
前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｏおよびＷからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記の質量％で含有することを特徴とする請求項５に記載の回転子用無方向性電磁鋼板。
Ｃｕ：０．０１％以上８．０％以下    Ｎｉ：０．０１％以上２．０％以下
Ｃｒ：０．０１％以上１５．０％以下  Ｍｏ：０．００５％以上４．０％以下
Ｃｏ：０．０１％以上４．０％以下    Ｗ：０．０１％以上４．０％以下
【請求項７】
前記Ｆｅの一部に代えて、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｓｅ、Ｂｉ、Ｇｅ、ＴｅおよびＢからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記の質量％で含有することを特徴とする請求項５または請求項６に記載の回転子用無方向性電磁鋼板。
Ｓｎ：０．５％以下  Ｓｂ：０．５％以下  Ｓｅ：０．３％以下  Ｂｉ：０．２％以下
Ｇｅ：０．５％以下  Ｔｅ：０．３％以下  Ｂ：０．０１％以下
【請求項８】
前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記の質量％で含有することを特徴とする請求項５から請求項７までのいずれかの請求項に記載の回転子用無方向性電磁鋼板。
Ｃａ：０．０３％以下  Ｍｇ：０．０２％以下  ＲＥＭ：０．１％以下
【請求項９】
請求項５から請求項８までのいずれかの請求項に記載の鋼組成を備える鋼塊または鋼片に熱間圧延を施す熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に一回または中間焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延を施す冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程により得られた引張強さが８５０ＭＰａ以上である冷間圧延鋼板を８２０℃以下で均熱する均熱処理工程とを有することを特徴とする回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記熱間圧延鋼板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程を有することを特徴とする請求項９に記載の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項１１】
請求項１から請求項４までのいずれかの請求項に記載の鋼組成を備え、かつ、前記鋼組成が下記式（４）を満足する鋼塊または鋼片に熱間圧延を施す熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に一回または中間焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延を施し、かつ、最終の冷間圧延前の鋼板に８５０℃以上１２００℃以下の温度で１０秒間以上５分間以下の連続焼鈍を施す冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程により得られた引張強さが８５０ＭＰａ以上である冷間圧延鋼板を８２０℃以下で１６０秒間以下均熱する均熱処理工程とを有することを特徴とする回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法。
Nb/93−C/12≦0                                  （４）
（ここで、式（４）中、NbおよびCはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電気自動車、ハイブリッド自動車の駆動モータ、ロボット、工作機械などのサーボモータといった高効率モータの回転子に用いられる無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。特に、高速回転する永久磁石埋め込み式モータの回転子として好適な優れた機械特性と磁気特性とを兼ね備えた無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年の地球環境問題の高まりから、多くの分野において省エネルギー、環境対策技術が進展している。自動車分野も例外ではなく、排ガス低減、燃費向上技術が急速に進歩している。電気自動車およびハイブリッド自動車はこれらの技術の集大成といっても過言ではなく、自動車駆動モータ（以下、単に「駆動モータ」ともいう。）の性能が自動車性能を大きく左右する。
【０００３】
駆動モータの多くは永久磁石を用いており、巻き線を施した固定子（ステータ）部分と永久磁石を配置した回転子（ロータ）部分とから構成される。最近では永久磁石を回転子内部に埋め込んだ形状（永久磁石埋め込み型モータ；ＩＰＭモータ）が主流となっている。また、パワーエレクトロニクス技術の進展により回転数は任意に制御可能であり、高速化傾向にある。したがって、鉄心素材は商用周波数（５０〜６０Ｈｚ）以上の高周波数域で励磁される割合が高まっており、商用周波数での磁気特性のみでなく、４００Ｈｚ〜数ｋＨｚでの磁気特性改善が要求されるようになってきた。また、回転子は高速回転時の遠心力のみならず回転数変動にともなう応力変動を常時うけることから、回転子の鉄心素材には機械特性も要求されている。特に、ＩＰＭモータの場合には複雑な回転子形状を有することから、回転子用の鉄心材料には応力集中を考慮して遠心力ならびに応力変動に耐えうるだけの機械特性が必要となる。また、ロボット、工作機械用のサーボモータ分野でも、駆動モータと同様に回転数の高速化が今後進行していくと予測される。
【０００４】
従来、駆動モータの固定子は主に打ち抜き加工した無方向性電磁鋼板の積層により製造されていたが、回転子はロストワックス鋳造法あるいは焼結法などにより製造されることもあった。これは固定子には優れた磁気特性が、回転子には堅牢な機械特性が要求されることによる。しかしながら、モータ性能は回転子−固定子間のエアギャップに大きく影響されるため、上述の回転子では精密加工の必要性が生じ鉄心製造コストが大幅に増加するという問題があった。コスト削減の観点からは、打ち抜き加工した電磁鋼板を使用すればよいが、回転子に必要な磁気特性と機械特性とを兼備した無方向性電磁鋼板は見出されていないのが現状であった。
【０００５】
優れた機械特性を有する電磁鋼板としては、例えば特許文献１に、３．５〜７％のＳｉに加えて、Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ｎｉ，ＣｏおよびＡｌのうちの１種または２種以上を２０％を超えない範囲で含有する鋼板が提案されている。この方法では鋼の強化機構として固溶強化を利用している。しかしながら、固溶強化の場合には冷間圧延母材も同時に高強度化されるため冷間圧延が困難であり、またこの方法においては温間圧延という特殊工程が必須であることから、生産性向上や歩留まり向上など改善の余地がある。
【０００６】
また、特許文献２には、２．０〜３．５％のＳｉ、０．１〜６．０％のＭｎに加えてＢおよび多量のＮｉを含有し、結晶粒径が３０μｍ以下である鋼板が提案されている。この方法では鋼の強化機構として固溶強化と結晶粒径微細化による強化とを利用している。しかしながら、結晶粒微細化による強化は比較的効果が小さいため、特許文献２の実施例に示されるようにＳｉを３．０％程度含有させた上に高価なＮｉを多量に含有させることが必須であり、冷間圧延時に割れが多発するという問題や、合金コスト増加という課題が残っている。
【０００７】
さらに、特許文献３および特許文献４には、２．０〜４．０％のＳｉに加えてＮｂ，Ｚｒ，Ｂ，ＴｉまたはＶなどを含有する鋼板が提案されている。これらの方法ではＳｉによる固溶強化に加えてＮｂ，Ｚｒ，ＴｉまたはＶの析出物による析出強化を利用している。しかしながら、このような析出物による強化は比較的効果が小さいため、特許文献３および特許文献４の実施例に示されるようにＳｉを３．０％程度含有させる必要があり、特に特許文献３の方法では高価なＮｉを多量に含有させることも必要となる。そのため冷間圧延時に割れが多発するという問題や、合金コスト増加という課題が残っている。
【０００８】
また、特許文献５および特許文献６には、ＳｉおよびＡｌを０．０３〜０．５％と制限した上でＴｉ，ＮｂおよびＶ、あるいはＰおよびＮｉを含有する鋼板がそれぞれ提案されている。これらの方法では、Ｓｉによる固溶強化よりも炭化物の析出強化およびＰの固溶強化を利用している。しかしながら、これらの方法では、後述する駆動モータの回転子として必要な強度レベルを確保することができないという問題や、特許文献５および特許文献６の実施例に示されているように２．０％以上のＮｉ含有が必須であり、合金コストが高いという問題がある。
【０００９】
さらに、特許文献７には、Ｓｉ：１．６〜２．８％であって、結晶粒径、内部酸化層厚み、および降伏点を限定した永久磁石埋め込み型モータ用無方向性電磁鋼板が提案されている。しかしながら、この方法による鋼板の降伏点では、高速回転する駆動モータの回転子としては強度不足である。
【００１０】
また、特許文献８には、磁気特性に優れた高強度電磁鋼板が提案されている。しかしながら、ＴｉおよびＮｂの含有量を不可避的不純物レベルとする、あるいは低減することを基本としているため、高い強度を安定的に得ることはできない。
【００１１】
また、ＪＩＳ Ｃ ２５５２に規定の無方向性電磁鋼板としては、いわゆる高グレード無方向性電磁鋼板（３５Ａ２１０，３５Ａ２３０など）が最も合金含有量が高く高強度であるが、機械特性レベルは上述の高張力電磁鋼板を下回っており高速回転する駆動モータの回転子としては強度不足である。
【００１２】
【特許文献１】特開昭６０-２３８４２１号公報
【特許文献２】特開平１−１６２７４８号公報
【特許文献３】特開平２−８３４６号公報
【特許文献４】特開平６−３３０２５５号公報
【特許文献５】特開２００１−２３４３０２号公報
【特許文献６】特開２００２−１４６４９３号公報
【特許文献７】特開２００１−１７２７５２号公報
【特許文献８】特開２００５−１１３１８５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
上述したように、無方向性電磁鋼板の高強度化手法として従来から提案されている固溶強化および析出強化では冷間圧延の母材も強化されてしまうことから冷間圧延時に割れが多発し、結晶粒微細化による高強度化ではその強化量が不十分であるため回転子用途として実用に耐える強度を実現することができない。また、本発明者らは変態強化についても検討を行ったが、変態強化ではマルテンサイト等の変態組織が鉄損を著しく増大させることが判明し、回転子用途として実用に耐える磁気特性を実現することができない。
【００１４】
本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであり、合金コストの増加を抑制し、高速回転するモータの回転子として必要な優れた機械特性と磁気特性とを兼備する無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することを主目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは、回転子に適した磁気特性と機械特性とを兼ね備えた無方向性電磁鋼板の有するべき鋼組織について種々検討を行い、従来ほとんど検討されていなかった加工硬化による高強度化に着目した。そして、回復状態で残存している転位は鉄損に及ぼす影響が比較的小さいとの新知見を得て、従来の無方向性電磁鋼板の技術認識である完全な再結晶フェライト組織とは全く逆の技術思想に立脚して、鋼板の組織を多量の転位が残存した加工組織および回復状態の組織（以下、「回復組織」と称する）とすることにより、回転子に要求される磁気特性および機械特性が得られることを見出した。さらに、回復組織を得るためにはＮｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量を所定の範囲とすることが必要であることを見出し、これらの知見に基づいて、特願２００４−１８３５５４、特願２００４−２５２３９５にて高速回転するモータの回転子用として必要な優れた機械特性と磁気特性とを具備する無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提案している。しかしながら、特願２００４−１８３５５４明細書に記載の好適な態様および特願２００４−２５２３９５明細書に記載の発明では、ＣおよびＮの含有量を超える量のＮｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶを含有させることを必要としており、合金コストの観点からは改善の余地がある。
【００１６】
そこで、本発明者らは、コスト低減を念頭に安定的に回復組織を得るための手法について検討し、再結晶抑制効果の大きいＮｂを積極的に含有させた上で、Ｚｒ，ＴｉおよびＡｌによってＮを析出物として固定することにより、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量がＣおよびＮの含有量以下であっても、最終の冷間圧延後に施す均熱処理中の転位の消滅および再結晶の進行が抑制されることを見出した。本発明はこれらの新知見に基づいて完成されたものである。
【００１７】
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：３．５％以下、Ｍｎ：０．０５％以上３．０％以下、Ａｌ：２．５％以下、Ｐ：０．３０％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％超を含有し、Ｎｂ、Ｔｉ、ＺｒおよびＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記式（１）を満足する範囲で含有し、かつ、Ｚｒ、ＴｉおよびＡｌからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記式（２）を満足する範囲で含有し、残部が実質的にＦｅおよび不純物からなり、再結晶部分の面積比率が９０％未満であることを特徴とする回転子用無方向性電磁鋼板を提供する。
Nb/93＋Zr/91＋Ti/48＋V/51−(C/12＋N/14)≦0      （１）
Zr/91＋Ti/48＋Al/27−N/14＞0                    （２）
（ここで、式（１）および（２）中、Nb、Zr、Ti、V、Al、CおよびNはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）
【００１８】
本発明によれば、再結晶抑制効果の大きいＮｂを積極的に含有させた上で、Ｚｒ，ＴｉおよびＡｌの含有量を適正化しているため、Ｚｒ，ＴｉおよびＡｌによってＮは析出物として固定され、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量がＣおよびＮの含有量以下であっても、固溶Ｎｂによって均熱処理中の転位の消滅および再結晶の進行を抑制することができる。本発明においては、このように鋼組成を適正化し、また再結晶部分の面積比率を適正に制御して、多くの転位が残存した鋼組織とすることにより強度を高めることができるので、機械特性および磁気特性が良好な回転子用無方向性電磁鋼板とすることができる。これにより、上述した回転子に要求される磁気特性および機械特性をも満足するものとすることができるのである。
【００１９】
また、本発明の回転子用無方向性電磁鋼板は、上記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｏおよびＷからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記の質量％で含有することが好ましい。
Ｃｕ：０．０１％以上８．０％以下    Ｎｉ：０．０１％以上２．０％以下
Ｃｒ：０．０１％以上１５．０％以下  Ｍｏ：０．００５％以上４．０％以下
Ｃｏ：０．０１％以上４．０％以下    Ｗ：０．０１％以上４．０％以下
上記元素の高強度化作用により、鋼板の強度をより高めることが可能となるからである。
【００２０】
さらに、本発明の回転子用無方向性電磁鋼板は、上記Ｆｅの一部に代えて、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｓｅ、Ｂｉ、Ｇｅ、ＴｅおよびＢからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記の質量％で含有することが好ましい。
Ｓｎ：０．５％以下  Ｓｂ：０．５％以下  Ｓｅ：０．３％以下  Ｂｉ：０．２％以下
Ｇｅ：０．５％以下  Ｔｅ：０．３％以下  Ｂ：０．０１％以下
上記元素の粒界偏析により、効果的に再結晶を抑制することができるからである。
【００２１】
またさらに、本発明の回転子用無方向性電磁鋼板は、上記Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記の質量％で含有することが好ましい。
Ｃａ：０．０３％以下  Ｍｇ：０．０２％以下  ＲＥＭ：０．１％以下
上記元素の硫化物形態制御作用により、磁気特性をさらに改善することができるからである。
【００２２】
また、本発明の回転子用無方向性電磁鋼板は、鋼組成が下記式（３）を満足することが好ましい。
Nb/93−C/12＞0                                  （３）
（ここで、式（３）中、NbおよびCはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）
固溶Ｎｂにより均熱処理中の転位の消滅および再結晶の進行を抑制することができ、鋼板の強度を効果的に高めることができるからである。
【００２３】
本発明は、また、上記の鋼組成を備える鋼塊または鋼片に熱間圧延を施す熱間圧延工程と、上記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に一回または中間焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延を施す冷間圧延工程と、上記冷間圧延工程により得られた冷間圧延鋼板を８２０℃以下で均熱する均熱処理工程とを有することを特徴とする回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
【００２４】
本発明によれば、Nb/93−C/12＞0を満足する鋼組成を有する鋼塊または鋼片を用い、均熱処理での温度を所定の範囲とすることにより、再結晶を抑制して、所定の板厚への加工の際に導入された転位を消滅させることなく残存させた回復組織を主体とすることができるので、鋼板の強度を高めることができる。また、冷間圧延に供する鋼板、すなわち冷間圧延の母材の高強度化を伴うことがないので、冷間圧延時の破断を抑制することができる。さらに、上述の鋼組成を備える鋼塊または鋼片を用いることにより、機械特性だけでなく磁気特性も良好な回転子用無方向性電磁鋼板を製造することができる。
【００２５】
また、本発明の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記熱間圧延鋼板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程を有していてもよい。熱延板焼鈍を施すことにより、鋼板の延性が向上し冷間圧延工程での破断を抑制できるからである。また、熱延板焼鈍条件の適正化により高強度化の効果が生じる場合もあるからである。
【００２６】
さらに、本発明は、上述した鋼組成を備え、かつ、上記鋼組成が下記式（４）を満足する鋼塊または鋼片に熱間圧延を施す熱間圧延工程と、上記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に一回または中間焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延を施し、かつ、最終の冷間圧延前の鋼板に８５０℃以上１２００℃以下の温度で１０秒間以上５分間以下の連続焼鈍を施す冷間圧延工程と、上記冷間圧延工程により得られた冷間圧延鋼板を８２０℃以下で均熱する均熱処理工程とを有することを特徴とする回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
Nb/93−C/12≦0                                  （４）
（ここで、式（４）中、NbおよびCはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）
【００２７】
本発明によれば、Nb/93−C/12≦0であっても、最終の冷間圧延前の鋼板に対する焼鈍条件を適正化することにより、Ｎｂを再固溶させ、均熱処理中に進行する転位の消滅および再結晶の進行を抑制することができるので、鋼板の高強度化を実現することが可能である。
【発明の効果】
【００２８】
本発明においては、高速回転するモータの回転子として必要な優れた機械特性と磁気特性とを兼備した無方向性電磁鋼板を、多大なコスト増加を招くことなく安定に製造することが可能である。そのため、電気自動車やハイブリッド自動車の駆動モータ分野などにおける回転数の高速化に十分対応でき、その工業的価値は極めて高い。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２９】
本発明で言及する回転子に用いる電磁鋼板として必要な特性とは、第一に機械特性であり、降伏点および引張強さである。これは高速回転時の回転子の変形抑制のみならず、応力変動に起因する疲労破壊抑制を目的としている。近年の電気自動車、ハイブリッド自動車の駆動モータでは、回転子は２５０ＭＰａ程度の平均応力下で１５０ＭＰａ程度の応力振幅を受ける。したがって、変形抑制の観点から降伏点は４００ＭＰａ以上、安全率を考慮すると５００ＭＰａ以上を満たす必要がある。好ましくは５５０ＭＰａ以上である。また、上述の応力状態での疲労破壊を抑制する観点から引張強さは５５０ＭＰａ以上、安全率を考慮すると６００ＭＰａ以上、好ましくは７００ＭＰａ以上必要である。
【００３０】
また、回転子に用いる電磁鋼板として必要な第二の特性は磁束密度である。ＩＰＭモータのようにリラクタンストルクを活用するモータでは回転子に用いられる材質の磁束密度もトルクに影響を及ぼし、磁束密度が低いと所望のトルクを得られない。
【００３１】
さらに、回転子に用いる電磁鋼板として必要な第三の特性は鉄損である。鉄損は不可逆な磁壁移動に起因するヒステリシス損失と、磁化変化に起因して発生する渦電流によるジュール熱（渦電流損失）とから構成され、電磁鋼板の鉄損はこれらの総和であるトータルの鉄損で評価される。回転子で発生する損失はモータ効率そのものを支配するものではないが、回転子の損失すなわち発熱により永久磁石が減磁するため、間接的にモータ性能を劣化させる。したがって、回転子に使用される材質の鉄損値の上限は永久磁石の耐熱温度の観点から決定され、固定子に使用される材質よりも鉄損値が高くとも許容されると想起される。
【００３２】
本発明者らはこれらの特性を満足する無方向性電磁鋼板について鋭意検討を行った。まず、上述の着想をもとに回転子に適した磁気特性と機械特性とを兼ね備えた無方向性電磁鋼板の有するべき鋼組織について種々検討を行った。その結果、固溶強化および析出強化では冷間圧延母材も高強度化されるため冷間圧延時の破断が避けられないこと、結晶粒微細化のみでは要求レベルの機械特性を達成できないこと、および、マルテンサイト等の変態組織では鉄損が著しく増大すること、が判明した。さらに、強化機構として加工硬化について検討した結果、回復状態で残存している転位は鉄損に及ぼす影響が比較的小さいことが判明した。これらの結果から、従来の無方向性電磁鋼板の技術認識である完全な再結晶フェライト組織とは全く逆に、多量の転位が残存した加工組織および回復組織とすることにより、回転子に要求される磁気特性と機械特性とが達成されるとの知見を得た。
【００３３】
加工組織および回復組織は、所定の板厚への加工時に導入された転位を均熱処理時に消滅させることなく残存させることにより得られる。そのため、固溶強化あるいは析出強化主体の従来技術とは異なり、冷間圧延母材の高強度化を伴うことなく高強度化が可能であり、冷間圧延時の破断を抑制できる。このような加工組織および回復組織を得るためには、通常冷間圧延後に行われる均熱処理での再結晶を抑制することが必要である。均熱処理での再結晶を抑制するには、特願２００４−１８３５５４明細書および特願２００４−２５２３９５明細書にそれぞれ記載されているとおり、ＣおよびＮの含有量を超える量のＮｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶを含有させることが必要であるが、合金コストが増加する。本発明者らは合金コスト低減を目的とし、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量がＣおよびＮの含有量以下であることを前提条件として検討を進めた。その結果、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶのうち最も再結晶抑制効果の大きいＮｂを積極的に含有させた上で、ＮをＺｒ，ＴｉおよびＡｌによって固定すれば、上記前提条件であっても固溶Ｎｂによって最終の冷間圧延後に施す均熱処理中の転位の消滅および再結晶の進行を抑制できるとの知見を得た。
以下、本発明の回転子用無方向性電磁鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。
【００３４】
Ａ．回転子用無方向性電磁鋼板
本発明の回転子用無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：３．５％以下、Ｍｎ：０．０５％以上３．０％以下、Ａｌ：２．５％以下、Ｐ：０．３０％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％超を含有し、Ｎｂ、Ｔｉ、ＺｒおよびＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記式（１）を満足する範囲で含有し、かつ、Ｚｒ、ＴｉおよびＡｌからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記式（２）を満足する範囲で含有し、残部が実質的にＦｅおよび不純物からなり、再結晶部分の面積比率が９０％未満であることを特徴とするものである。
Nb/93＋Zr/91＋Ti/48＋V/51−(C/12＋N/14)≦0      （１）
Zr/91＋Ti/48＋Al/27−N/14＞0                    （２）
（ここで、式（１）および（２）中、Nb、Zr、Ti、V、Al、CおよびNはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）
【００３５】
なお、各元素の含有量を示す「％」は、特に断りのない限り「質量％」を意味するものである。
以下、本発明の回転子用無方向性電磁鋼板における鋼組成および再結晶部分の面積比率について説明する。
【００３６】
１．鋼組成
（１）Ｃ
ＣはＮｂ，Ｚｒ，ＴｉまたはＶと結びついて析出物を形成するため、冷間圧延後の均熱処理において進行する転位の消滅および再結晶の進行を抑制する効果を有する固溶Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量の減少に繋がる。したがって、Ｃ含有量は低減することが好ましい。しかしながら、過度のＣ含有量の低減は製鋼コストが増加する点や、Ｃ含有量が多くても最終の冷間圧延前に所定の条件で焼鈍を施すことにより析出物を再固溶させれば冷間圧延後の均熱処理中における転位の消滅および再結晶を抑制する効果を得られる点を鑑み、Ｃ含有量の上限値は０．０６％とする。好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０２％以下である。特に、Ｃ含有量が０．０１％以下であれば、Nb/93−C/12に＞0なる条件を満たすのに必要なＮｂ含有量が少なくてすむので製造コストの観点から望ましい。
【００３７】
（２）Ｓｉ
Ｓｉは電気抵抗を高め、渦電流損失を低減する効果を有する元素である。しかしながら、多量のＳｉを含有させた場合には冷間圧延時の割れを誘発し、鋼板の歩留まり低下により製造コストが増加する。そのためＳｉ含有量は３．５％以下とする。また、割れ抑制の観点からは３．０％以下が好ましい。さらに、Ｓｉを脱酸剤として使用する場合は０．０１％以上含有させることが必要であるが、Ａｌを脱酸剤として使用する場合もあるため、Ｓｉ含有量の下限値は特に限定しない。固溶強化による鋼板の高強度化という観点からは、望ましい下限値は１．０％である。
【００３８】
（３）Ｍｎ
ＭｎはＳｉと同様に電気抵抗を高め、渦電流損失を低減する効果がある。しかしながら、Ｍｎを多量に含有させると合金コストが増加するため、Ｍｎ含有量の上限は３．０％とする。一方、Ｍｎ含有量の下限はＳを固定する観点から定められるものであり、０．０５％とする。
【００３９】
（４）Ａｌ
Ａｌは電気抵抗を高めるためＳｉと同様に渦電流損失を低減する。また、ＡｌはＮを固定する効果も有する。しかしながら、多量にＡｌを含有させると合金コストが増加するとともに、飽和磁束密度低下により磁束の漏れが発生するためモータ効率が低下する。これらの観点からＡｌ含有量の上限は２．５％とする。また、Ａｌを脱酸剤として使用する場合は０．０１％以上含有させることが必要であるが、Ｓｉを脱酸剤として使用する場合があるため、Ａｌ含有量の下限値は特に限定しない。固溶強化による鋼板の高強度化という観点からは、望ましい下限値は０．２％である。
【００４０】
（５）Ｐ
Ｐは固溶強化により鋼板の強度を高める効果があるが、多量にＰを含有する場合には冷間圧延時の割れを誘発する。そのためＰ含有量は０．３０％以下とする。
【００４１】
（６）Ｓ
Ｓは鋼中に不可避的に混入する不純物であるが、製鋼段階で低減するにはコストが増加するためＳ含有量としては０．０４％を上限とする。
【００４２】
（７）Ｎ
ＮはＮｂ，Ｚｒ，ＴｉまたはＶと結びついて析出物を形成するため、冷間圧延後の均熱処理において進行する転位の消滅および再結晶の進行を抑制する効果を有する固溶Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量の減少に繋がる。しかしながら、Ｎ含有量が多くてもＺｒ，ＴｉおよびＡｌの含有量をそれに応じて増加させればＮを析出物として固定することができ、転位の消滅および再結晶の進行を抑制する効果が非常に大きい固溶Ｎｂの含有量が確保されることを鑑み、Ｎ含有量の上限は０．０２％とする。好ましくは０．０１％以下である。一方、Ｎ含有量が低すぎると上記式（１）の関係を満たすために必要なＮｂ含有量が極端に減少するため、均熱処理中の転位の消滅および再結晶を抑制する効果が得られないおそれがある。そのため、Ｎ含有量は０．００１５％超が好ましい。より好ましくは０．００２６％超である。
【００４３】
（８）Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶ
均熱処理中の転位の消滅および再結晶を抑制し、加工組織および回復組織を得るためには析出物を形成していない固溶した状態のＮｂ，Ｚｒ，ＴｉまたはＶを含有させることが必要であるが、これらの元素を多量に含有させると合金コストが増加する。コスト低減のためには、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を、下記式（１）を満足する範囲で含有させることが必要である。
Nb/93＋Zr/91＋Ti/48＋V/51−(C/12＋N/14)≦0      （１）
（ここで、式（１）中、Nb，Zr，Ti，V，CおよびNはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）
【００４４】
上記式（１）の左辺は、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量とＣおよびＮの含有量との差を表しており、この値が負であることは固溶した状態のＮｂ，Ｚｒ，ＴｉまたはＶを含有していないことに対応すると考えられる。しかしながら、上記式（１）の左辺の値が負であっても、Ｎと結合し易いＺｒ，ＴｉおよびＡｌの含有量が後述するように適正量である場合には、Ｎはこれらの元素の窒化物等として固定され、転位の消滅および再結晶の進行を抑制する効果の大きい固溶Ｎｂの含有量が確保される。したがって、本発明においてはＮｂを積極的に含有させるものとし、Ｎｂ含有量は０．０２％を超えるものとする。好ましくは０．０４％以上である。Ｎｂ含有量の上限は、コストの観点から定められ、上記式（１）で示される範囲とする。
【００４５】
また、硫化物を考慮すると固溶状態のＮｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量はＳ含有量にも影響される。しかしながら、上述したＳ含有量の範囲内では再結晶抑制効果に及ぼすＳによる影響は認められなかったため、本発明においてはＳの項を省略した上記式（１）を採用した。Ｓの影響が認められなかった理由は明確でないが、凝固末期のＳが濃化した領域からＭｎＳとなって晶出するなどしてＭｎによりＳが固定されたためと考えられる。
【００４６】
コスト低減を目的として、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶを上記式（１）を満足させる範囲で含有させた場合、均熱処理中の転位の消滅および再結晶の進行を抑制するためには、Ｚｒ，ＴｉおよびＡｌによりＮを析出物として固定する必要がある。そのためには、Ｚｒ，ＴｉおよびＡｌからなる群から選択される少なくとも１種の元素を、下記式（２）を満足する範囲で含有させることが必要である。
Zr/91＋Ti/48＋Al/27−N/14＞0      （２）
（ここで、式（２）中、Zr，Ti，AlおよびNはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）
【００４７】
上記式（２）の左辺は、Ｚｒ，ＴｉおよびＡｌの含有量とＮ含有量との差を示しており、この値が正であることはＮを析出物として固定できていることに対応する。これにより、転位の消滅および再結晶の進行を抑制する効果の大きい固溶Ｎｂの含有量が確保されることとなる。Ｚｒ，ＴｉおよびＡｌの含有量を上記式（２）の範囲とすることにより、上記式（１）の左辺の値が負であっても均熱処理での転位の消滅および再結晶を抑制する効果が得られるのは、ＮｂよりもＺｒ，ＴｉおよびＡｌの方がＮとの析出物を形成しやすいことに起因すると推察される。
【００４８】
なお、ＺｒおよびＴｉについては上記式（１）によってＺｒ含有量およびＴｉ含有量の上限値を定めており、Ａｌについては上述したようにＡｌ含有量の上限値を定めているため、上記式（２）においては特に上限値を定めないこととする。
【００４９】
さらに本発明においては、鋼組成が下記式（３）を満足することが好ましい。
Nb/93−C/12＞0      （３）
（ここで、式（３）中、NbおよびCはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）
【００５０】
上記式（３）の左辺は、Ｎｂ含有量とＣ含有量との差であり、この値が正であることは上述のＺｒ，ＴｉおよびＡｌの含有量の適正化によりＮを固定した場合の固溶Ｎｂ含有量に対応するものである。Ｎｂ含有量を上記式（３）の範囲とすることにより、固溶Ｎｂにより冷間圧延後の均熱処理時の転位の消滅および再結晶の進行を効果的に抑制することができる。
【００５１】
なお、Nb/93−C/12≦0の場合であっても、本発明においてはＺｒ，ＴｉおよびＡｌの含有量の適正化によりＮを固定しているため、後述する「Ｂ．回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法」の第２の態様に記載するように、最終の冷間圧延前の焼鈍条件を適正化すれば均熱処理時の転位の消滅および再結晶の進行を抑制することができる。
【００５２】
（９）Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＣｏおよびＷ
本発明においては、再結晶粒径の細粒化ではなく再結晶そのものを抑制することにより磁気特性と機械特性の両立を図っているため、この再結晶抑制効果を損なわない範囲でＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＣｏおよびＷからなる群から選択される少なくとも１種の元素を含有させることができる。これらの元素は鋼板を高強度化する作用を有するので、鋼板の強度をさらに高めるのに有効であり好ましい。
Ｃｕは鋼板の固有抵抗を増加し、鉄損を低減する効果がある。しかしながら過度にＣｕを含有させると表面疵や冷間圧延時の割れの発生につながるため、Ｃｕ含有量は０．０１％以上８．０％以下とすることが好ましい。
ＮｉおよびＭｏは過度に含有させると冷間圧延時の割れの発生やコスト増加につながるため、Ｎｉ含有量は０．０１％以上２．０％以下、Ｍｏ含有量は０．００５％以上４．０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒは鋼板の固有抵抗を増加し、鉄損を低減する効果がある。また耐食性を改善する効果も有する。しかしながら過度にＣｒを含有させるとコストが増加するため、Ｃｒ含有量は０．０１％以上１５．０％以下とすることが好ましい。
ＣｏおよびＷは、過度に含有させるとコストが増加するため、Ｃｏ含有量は０．０１％以上４．０％以下、Ｗ含有量は０．０１％以上４．０％以下とすることが好ましい。
【００５３】
（１０）Ｓｎ，Ｓｂ，Ｓｅ，Ｂｉ，Ｇｅ，ＴｅおよびＢ
本発明は再結晶を抑制することにより磁気特性と機械特性の両立を図っているため、粒界偏析により再結晶を抑制する効果を有するＳｎ，Ｓｂ，Ｓｅ，Ｂｉ，Ｇｅ，ＴｅおよびＢからなる群から選択される少なくとも１種の元素を含有させることが好ましい。これらの元素を含有させる場合には、熱間圧延工程での割れの発生およびコスト増加を抑制する観点から、各元素の含有量をＳｎ：０．５％以下、Ｓｂ：０．５％以下、Ｓｅ：０．３％以下、Ｂｉ：０．２％以下、Ｇｅ：０．５％以下、Ｔｅ：０．３％以下、Ｂ：０．０１％以下とすることが好ましい。これらの元素による再結晶抑制効果を確実に得るには、各元素の含有量をＳｎ：０．００１％以上、Ｓｂ：０．０００５％以上、Ｓｅ：０．０００５％以上、Ｂｉ：０．０００５％以上、Ｇｅ：０．００１％以上、Ｔｅ：０．０００５％以上、Ｂ：０．０００２％以上とすることが好ましい。
【００５４】
（１１）Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭ
本発明で規定するＳ含有量の範囲内では再結晶抑制効果に及ぼすＳの影響は認められなかったため、本発明においては硫化物の形態制御による磁気特性改善を目的としてＣａ，ＭｇおよびＲＥＭからなる群から選択される少なくとも１種を含有させることができる。
ここでＲＥＭとは、原子番号５７〜７１の１５元素、ならびに、ＳｃおよびＹの２元素の合計１７元素をさす。
これらの元素を含有させる場合には、各元素の含有量をＣａ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０２％以下、ＲＥＭ：０．１％以下が好ましい。上記効果を確実に得るためには、各元素の含有量をＣａ：０．０００１％以上、Ｍｇ：０．０００１％以上、ＲＥＭ：０．０００１％以上とすることが好ましい。
【００５５】
（１２）その他の成分
本発明においては、本発明の効果を損なわない範囲で上述した元素以外の元素を含有させることが可能である。本発明は、再結晶組織を前提とした従来技術とは異なり、多くの転位が残存した加工組織および回復組織とすることにより強度を高めるものであるから、再結晶組織を前提とした従来技術において制限されていた元素の含有をより高いレベルまで許容することができる。例えば、Ｔａ，Ｈｆ，Ａｓ，Ａｕ，Ｂｅ，Ｚｎ，Ｐｂ，Ｔｃ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ａｇ，Ｃｄ，ＨｇおよびＰｏを総和で０．１％以下含有することができる。  
【００５６】
２．再結晶部分の面積比率
次に、本発明における再結晶部分の面積比率の限定理由について実験結果とともに説明する。
質量％で、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：２．８％、Ｍｎ：０．２％、Ａｌ：１．２％、Ｓ：０．００６％、Ｎ：０．００９％、Ｐ：０．０１％、Ｎｂ：０．０７％の鋼に熱間圧延を施して２．３ｍｍとした後、８００℃で１０時間の熱延板焼鈍を行い、さらに０．３５ｍｍまで冷間圧延し、６８０〜１０５０℃の種々の温度で１０秒間保持する均熱処理を施した。このようにして得られた鋼板の引張強さを測定した。
図１に再結晶部分の面積比率と降伏点および引張強さとの関係を示す。再結晶の前段階である回復の進行とともに、再結晶部分の面積比率はゼロのまま降伏点および引張強さは低下する。再結晶開始後は、再結晶部分の面積比率の増加とともに降伏点および引張強さはさらに低下する。ここで、再結晶部分の面積比率は回転子用に必要な機械特性を確保する観点から定まるものである。安全率を考慮すれば、高速回転時の変形抑制の観点から、再結晶部分の面積比率は９０％未満となる。好ましくは７０％以下である。疲労破壊を抑制する観点からは４０％以下が好ましく、さらに好ましくは２５％未満である。機械特性の観点からは再結晶部分の面積比率は低いほど好ましく、再結晶部分の面積比率をゼロとし、完全に未再結晶状態（加工組織および回復組織）とすることが好ましい。
【００５７】
再結晶部分の面積比率制御には、均熱処理時の均熱温度や均熱時間などを調整することが重要である。本発明においては、再結晶抑制効果の大きいＮｂを積極的に含有させることを特徴としているため、このような再結晶部分の面積比率制御は、特願２００４−１８３５５４および特願２００４−２５２３９５で開示した技術よりも容易であり、生産性向上にもつながる。
【００５８】
ここで、再結晶部分の面積比率とは、本発明の回転子用無方向性電磁鋼板の縦断面組織写真において視野中に占める再結晶粒の割合を示すものであり、この縦断面組織写真をもとに測定することができる。縦断面組織写真としては、光学顕微鏡写真を用いることができ、例えば１００倍の倍率で撮影した写真を用いればよい。
【００５９】
Ｂ．回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法
次に、本発明の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。本発明の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法は、鋼組成により２つの態様に分けることができる。以下、各態様について説明する。
【００６０】
１．第１の態様
本態様の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法は、上述した鋼組成を備え、かつ、上記鋼組成が下記式（３）を満足する鋼塊または鋼片に熱間圧延を施す熱間圧延工程と、上記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に一回または中間焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延を施す冷間圧延工程と、上記冷間圧延工程により得られた冷間圧延鋼板を８２０℃以下で均熱する均熱処理工程とを有することを特徴とするものである。
Nb/93−C/12＞0                                  （３）
（ここで、式（３）中、NbおよびCはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）
【００６１】
本態様によれば、Nb/93−C/12＞0を満足する鋼組成を有する鋼塊または鋼片を用い、均熱処理工程での温度を所定の範囲とすることにより、再結晶を抑制して、所定の板厚への加工の際に導入された転位の消滅を抑制して多量の転位を残存させた回復組織を主体とすることができ、これにより鋼板の高強度化が可能である。また、従来の固溶強化や析出強化のように冷間圧延に供する鋼板、すなわち冷間圧延の母材の高強度化を伴うことがないので、冷間圧延時の破断を抑制することができる。さらに本態様においては、所定の鋼組成を有する鋼塊または鋼片を用い、また上述したように均熱処理工程での温度を所定の範囲とすることで高強度化を図ることから、従来のように高価な鋼成分を用いることも、特殊な工程を経ることもなく、例えば駆動モータの回転子として必要な磁気特性および機械特性を満足する回転子用無方向性電磁鋼板を安定して製造することができる。
以下、本態様の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法における各工程について説明する。
【００６２】
（１）熱間圧延工程
本態様における熱間圧延工程は、上述した鋼組成を備え、かつ、鋼組成が上記式（３）を満足する鋼塊または鋼片（以下、「スラブ」ともいう。）に熱間圧延を施す工程である。
なお、鋼塊または鋼片の鋼組成については、上述した「Ａ．回転子用無方向性電磁鋼板」の項に記載したものと同様であるので、ここでの説明は省略する。
【００６３】
本工程においては、上述した組成を有する鋼を、連続鋳造法あるいは鋼塊を分塊圧延する方法など一般的な方法によりスラブとし、加熱炉に装入して熱間圧延を施す。この際、スラブ温度が高い場合には加熱炉に装入しないで熱間圧延を行ってもよい。
スラブ加熱温度は特に限定されるものではないが、コストおよび熱間圧延性の観点から１０００〜１３００℃とすることが好ましい。より好ましくは１０５０〜１２５０℃である。
また、熱間圧延の各種条件は特に限定されるものではなく、例えば仕上げ温度が７００〜９５０℃、巻き取り温度が７５０℃以下など、一般的な条件に従って行えばよい。
【００６４】
（２）冷間圧延工程
本態様における冷間圧延工程は、上記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に一回または中間焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延を施す工程である。このような冷間圧延工程を行うことにより、鋼板を所定の板厚に仕上げる。
本工程においては、一回の冷間圧延で所定の板厚まで仕上げてもよいし、中間焼鈍を含む二回以上の冷間圧延によって仕上げてもよい。
【００６５】
本発明においては、均熱処理工程の前までに導入された転位の均熱処理工程における消滅を抑制して残存させることにより高強度化を達成しているため、導入された転位の量が少ない場合には十分な強度を確保できない。導入された転位の量は鋼板の強度で判別することができるため、本発明では均熱処理工程に供する前段階での引張強さを指標とし、圧延方向を長手方向とした測定値で８５０ＭＰａ以上とすることが好ましい。すなわち、本工程により得られる冷間圧延鋼板の強度が８５０ＭＰａ以上であることが好ましい。
【００６６】
この理由を実験結果に基づいて説明する。
質量％で、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：２．９％、Ｍｎ：０．２％、Ａｌ：１．１％、Ｓ：０．００１％、Ｎ：０．０１％、Ｐ：０．０１％、Ｎｂ：０．００１％の組成を有する鋼（０．００１％Ｎｂ鋼）と、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：２．８％、Ｍｎ：０．２％、Ａｌ：１．２％、Ｓ：０．００６％、Ｎ：０．０１％、Ｐ：０．０１％、Ｎｂ：０．０８％の組成を有する鋼（０．０８％Ｎｂ鋼）とに熱間圧延を施して２．０ｍｍとした後、７５０℃で１０時間の熱延板焼鈍を行い、一回の冷間圧延にて０．３５〜１．２ｍｍの種々の板厚まで仕上げ、７００℃で２０秒間保持する均熱処理を施した。一部の熱延板については、熱延板焼鈍後に中間板厚を０．４〜１．８ｍｍ、中間焼鈍条件を７５０℃で１０時間保持とした二回の冷間圧延にて０．３５ｍｍまで仕上げ、同様に７００℃で２０秒間保持する均熱処理を施した。これらの鋼板について均熱処理前後で圧延方向を長手方向として引張試験を実施した。
【００６７】
図２に均熱処理工程前後の引張強さ、図３に均熱処理工程前の引張強さと均熱処理工程後の降伏点との関係を示す。図２より、０．０８％Ｎｂ鋼のみ、冷間圧延の回数にかかわらず、均熱処理工程前の引張強さ、すなわち冷間圧延のままの引張強さが大きくなるとともに均熱処理工程後の引張強さも大きくなることがわかる。また、図３より、上記の場合と同様に、０．０８％Ｎｂ鋼のみ、冷間圧延の回数にかかわらず、均熱処理工程前の引張強さ、すなわち冷間圧延のままの引張強さが大きくなるとともに均熱処理工程後の降伏点も大きくなることがわかる。
【００６８】
ここで、冷間圧延のままの引張強さは、冷間圧延の前までに導入された転位と冷間圧延により導入された転位との合計量の指標、すなわち均熱処理工程の前までに導入された転位の量の指標となる。本発明は、均熱処理工程の前までに導入された転位が均熱処理時に消滅するのを抑制することで鋼板の高強度化を図るものである。したがって、均熱処理後に十分に転位を残留させるためには、均熱処理工程の前までに多量の転位を導入することが必要であり、冷間圧延時に多量の転位を導入することが重要である。
【００６９】
０．００１％Ｎｂ鋼では、均熱処理時の転位の消滅を抑制することができないため、均熱処理工程の前までに多量の転位を導入する、すなわち均熱処理工程前の引張強さを大きくしても、均熱処理後に残存する転位の量が少なくなり、均熱処理後において十分な強度を確保することはできない。これに対して、０．０８％Ｎｂ鋼では、均熱処理時の転位の消滅が抑制されるため、均熱処理工程の前までに導入される転位の量が多ければ、すなわち均熱処理工程前の引張強さが大きければ、均熱処理後に残存する転位の量も多くなり、均熱処理後において強度を安定して確保することができるのである。
【００７０】
０．０８％Ｎｂ鋼は、下記式（２）および（３）を満足しており、固溶Ｎｂを含有する鋼である。
Zr/91＋Ti/48＋Al/27−N/14＞0                    （２）
Nb/93−C/12＞0                                  （３）
（ここで、式（２）および（３）中、Nb、Zr、Ti、Al、CおよびNはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）
したがって、固溶Ｎｂを含有する鋼では、均熱処理後の鋼板の引張強さ、降伏点といった強度を確保するために必要な導入すべき転位の量の目安として、均熱処理前の引張強さを採用することができると判明した。これらの知見より、転位の消滅および再結晶を抑制する効果を有する鋼板では、均熱処理工程後の引張強さおよび降伏点等の強度の指標として、均熱処理工程前の引張強さを採用することができると判明した。そして、均熱処理工程後に引張強さおよび降伏点等の強度を十分に確保するために必要な条件として、均熱処理工程の前段階で８５０ＭＰａ以上の引張強さを確保することが重要と判明したのである。
ここで、均熱処理工程の前段階における引張強さは、圧延方向を長手方向として採取した引張試験片にて測定することができる。
【００７１】
十分に転位が導入されれば本発明の効果を得ることができるため、圧延時の鋼板温度、圧下率、圧延ロール径など、冷間圧延の各種条件は特に限定されるものではなく、被圧延材の鋼組成、目的とする鋼板の板厚などにより適宜選択するものとする。均熱処理工程に供する前に鋼板の平坦度を矯正する目的で軽加工を行う場合も、軽加工後で上述の引張強さを満足していれば本発明の効果を得ることができる。
【００７２】
本態様においては、最終の冷間圧延前の鋼板に８５０℃以上１２００℃以下の温度で１０秒間以上５分間以下の連続焼鈍を施してもよい。これにより、鋼板の強度をさらに向上させることができるからである。
なお、最終の冷間圧延前の鋼板に対する焼鈍の詳細については、後述の第２の態様に記載するので、ここでの説明は省略する。
【００７３】
（３）均熱処理工程
本態様における均熱処理工程は、上述した冷間圧延工程により得られた冷間圧延鋼板を８２０℃以下で均熱する工程である。
【００７４】
本発明は、均熱処理工程で進行する再結晶を抑制し、転位を残存させることを骨子としている。したがって、再結晶抑制効果が小さい場合には、均熱温度を通常の無方向性電磁鋼板の均熱温度よりも著しく低温化する必要がある。通常の無方向性電磁鋼板の連続焼鈍ラインでの均熱処理を前提とすれば、炉温が下がり、かつ安定化するまでは均熱処理に供することはできない。さらに、一旦炉温を下げた後は、通常の無方向性電磁鋼板の均熱温度まで炉温が上がり、かつ安定化するまでは、通常の無方向性電磁鋼板を均熱処理に供することもできない。これらのことから、再結晶抑制効果が小さい場合には、生産性を著しく低下させることが容易に想像できる。
【００７５】
本発明においては、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶのうち、Ｎｂを積極的に含有させることを特徴としているため、再結晶を抑制する効果が大きい。したがって、均熱処理工程での均熱温度が高くとも加工組織および回復組織を得ることができ、特殊な均熱温度の機会を設ける必要がないため生産性を向上させることができる。具体的には、均熱処理工程の均熱温度が８２０℃以下であれば、所望の機械特性を得ることができる。機械特性の観点から好ましくは７８０℃以下、さらに好ましくは７５０℃以下である。この均熱温度は通常の無方向性電磁鋼板で実施する範囲内であり、生産性を阻害することはない。均熱温度が低ければ低いほど再結晶進行が抑制されるが、均熱温度が低いと鋼板の平坦が矯正されずに回転子に積層した場合の占積率が低下する場合がある。また、均熱処理により冷間圧延したままの状態よりも鉄損を改善する効果もあることから、均熱温度が低い場合には鉄損増加に繋がる。さらに、均熱温度が低い場合には、上述のとおり生産性が著しく低下する。そこで、平坦矯正および鉄損改善の観点から、好ましい均熱温度の下限値を５００℃とする。さらに好ましくは６００℃以上である。
【００７６】
均熱処理は、箱焼鈍および連続焼鈍のいずれの方法で実施してもよいが、生産性の観点からは連続焼鈍ラインにて実施することが望ましい。箱焼鈍では、コイル状態で焼鈍に供されることに起因してコイルの巻きぐせ（コイルセットともいう）により鋼板の平坦度が低下したり、形状が劣化したりすることがあるため、均熱処理工程後に鋼板の平坦度や形状を矯正する矯正工程が必要な場合がある。
なお、高温での均熱処理工程により再結晶が進行し、それに起因して機械特性が低下した場合には、工程増加はやむを得ないが均熱処理工程後に加工して強度を確保してもよい。
【００７７】
（４）熱延板焼鈍工程
本態様においては、上記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程を行ってもよい。この熱延板焼鈍工程は、熱間圧延工程と冷間圧延工程との間に行われる工程である。
【００７８】
熱延板焼鈍工程は必ずしも必須の工程ではないが、熱延板焼鈍工程を行うことにより、鋼板の延性が向上し冷間圧延工程での破断を抑制できる。また、熱延板焼鈍条件の適正化により高強度化の効果が生じる場合もある。
本態様においては、熱延板焼鈍は、箱焼鈍および連続焼鈍のいずれの方法で実施してもよい。また、熱延板焼鈍の各種条件は特に限定されるものではなく、熱間圧延鋼板の鋼組成などにより適宜選択するものとする。
【００７９】
（５）その他の工程
本態様においては、上記均熱処理工程後に、一般的な方法に従って、有機成分のみ、無機成分のみ、あるいは有機無機複合物からなる絶縁皮膜を鋼板表面に塗布するコーティング工程を行うことが好ましい。環境負荷軽減の観点から、クロムを含有しない絶縁皮膜を塗布しても構わない。また、コーティング工程は、加熱・加圧することにより接着能を発揮する絶縁コーティングを施す工程であってもよい。接着能を発揮するコーティング材料としては、アクリル樹脂、フェノール樹脂、エポキシ樹脂またはメラミン樹脂などを用いることができる。
【００８０】
なお、本態様により製造される回転子用無方向性電磁鋼板については、上述した「Ａ．回転子用無方向性電磁鋼板」の項に記載したものと同様であるので、ここでの説明は省略する。
【００８１】
２．第２の態様
次に、本発明の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法の第２の態様について説明する。
本態様の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法は、上述した鋼組成を備え、かつ、上記鋼組成が下記式（４）を満足する鋼塊または鋼片に熱間圧延を施す熱間圧延工程と、上記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に一回または中間焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延を施し、かつ、最終の冷間圧延前の鋼板に８５０℃以上１２００℃以下の温度で１０秒間以上５分間以下の連続焼鈍を施す冷間圧延工程と、上記冷間圧延工程により得られた冷間圧延鋼板を８２０℃以下で均熱する均熱処理工程とを有することを特徴とする回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
Nb/93−C/12≦0                                  （４）
（ここで、式（４）中、NbおよびCはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）
【００８２】
以下、本発明を得るに至った知見について説明する。
主要成分が質量％でＣ：０．００２％、Ｓｉ：２．０％、Ｍｎ：０．２％、Ａｌ：０．３％、Ｎ：０．０１％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００２％であり、Ｎｂ含有量を０．００１〜０．１５％と変化させた鋼と、主要成分が質量％でＣ：０．０２％、Ｓｉ：２．０％、Ｍｎ：０．２％、Ａｌ：０．３％、Ｎ：０．０１％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００２％であり、Ｎｂ含有量を０．００１〜０．１５％と変化させた鋼とに熱間圧延を施して板厚２．３ｍｍとし、８００℃で１０時間保持する箱焼鈍あるいは１０５０℃で３分間保持する連続焼鈍の熱延板焼鈍を実施した。その後、板厚０．３５ｍｍまで冷間圧延し、７００℃で０〜１６０秒間の種々の時間で保持する均熱処理を施した。そして、均熱処理後の鋼板の引張強さを測定した。なお、いずれの鋼も下記式（２）を満足している。
Zr/91＋Ti/48＋Al/27−N/14＞0      （２）
（ここで、式（２）中、Zr、Ti、AlおよびNはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）
【００８３】
図４にＣ含有量が０．００２％の鋼板で、熱延板焼鈍を８００℃で１０時間保持する箱焼鈍とした場合、図５にＣ含有量が０．００２％の鋼板で、熱延板焼鈍を１０５０℃で３分間保持する連続焼鈍とした場合、図６にＣ含有量が０．０２％の鋼板で、熱延板焼鈍を８００℃で１０時間保持する箱焼鈍とした場合、および、図７にＣ含有量が０．０２％の鋼板で、熱延板焼鈍を１０５０℃で３分間保持する連続焼鈍とした場合についての、均熱処理の保持時間と均熱処理後の鋼板の引張強さとの関係をそれぞれ示す。
【００８４】
図４および図５より、Ｃ含有量が０．００２％の鋼板では、Ｎｂを積極的に含有させることによって均熱処理後に十分な引張強さを得ることができることが判明した。また、Ｎｂ含有量が比較的多い鋼板では、１０５０℃で３分間保持する連続焼鈍による熱延板焼鈍を実施した場合の方が、８００℃で１０時間保持する箱焼鈍による熱延板焼鈍を実施した場合よりも引張強さが増加することがわかった。鋼組織を調査した結果、Ｎｂを積極的に含有させた鋼板は、熱延板焼鈍方法によらず均熱処理時に１６０秒間保持しても再結晶することはなかった。
また、図６より、Ｃ含有量が０．０２％の鋼板に８００℃で１０時間保持する箱焼鈍による熱延板焼鈍を実施した場合には、Ｎｂを積極的に含有させても、均熱処理の保持時間の増加とともに引張強さが急激に低下することが判明した。鋼組織を調査した結果、均熱処理の保持時間が４０秒の段階で全ての鋼板が全面再結晶していた。
さらに、図７より、Ｃ含有量が０．０２％の鋼板に１０５０℃で３分間保持する連続焼鈍による熱延板焼鈍を実施した場合には、Ｎｂを積極的に含有させることによって、均熱処理の保持時間が短い場合には十分な引張強さが得られることがわかった。鋼組織を調査した結果、Ｎｂを積極的に含有させた鋼板は、均熱処理の保持時間が４０秒までは再結晶することはなかった。
【００８５】
次に、ＮｂおよびＣの含有量により規定される下記式（５）と、鋼板の引張強さとの関係について調べた。
x＝Nb/93−C/12      （５）
（ここで、式（５）中、NbおよびCはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）
【００８６】
８００℃で１０時間保持する箱焼鈍による熱延板焼鈍を実施した鋼板については、図４および図６から、Nb/93−C/12＞0の場合にのみ十分な引張強さが得られることがわかった。鋼組織を調査した結果、Nb/93−C/12＞0の場合にのみ再結晶が抑制されており、鋼組織は加工組織および回復組織であった。すなわち、８００℃で１０時間保持する箱焼鈍による熱延板焼鈍を実施した場合には、Nb/93−C/12＞0の場合にのみ、転位の消滅および再結晶が抑制され、十分な強度を確保することができる。
これに対して、１０５０℃で３分間保持する連続焼鈍による熱延板焼鈍を実施した場合は、図５および図７から、Nb/93−C/12＜0であっても、ある程度のＮｂを含有し、均熱処理の保持時間が比較的短時間であれば、十分な強度を確保できることがわかった。また、Nb/93−C/12＞0の場合は、さらなる高強度化が可能であることがわかった。
【００８７】
これらの理由については明確でないが、本発明者らは次のように推定する。
すなわち、Nb/93−C/12＜0であっても十分な強度を確保できるのは、比較的高温で熱延板焼鈍を実施することによってＮｂ系の析出物が再固溶し、実質的に固溶Ｎｂによる転位の消滅および再結晶の抑制効果が得られたためであると推察される。また、Nb/93−C/12＞0の場合にさらに強度が向上するのは、上記と同様に、比較的高温で熱延板焼鈍を実施することによってＮｂ系の析出物が再固溶し、固溶Ｎｂの量が増加したためであると推察される。さらに、析出物の再固溶によって生じた固溶Ｃおよび固溶Ｎｂには相互作用があるとともに、転位および固溶Ｃ、ならびに、転位および固溶Ｎｂにも相互作用があるため、熱延板焼鈍条件およびＮｂ含有量の適正化による転位の消滅を抑制する効果が、Ｎｂ含有量のみの適正化による転位の消滅の抑制効果よりも高くなり、このことがさらなる強度上昇に寄与したものと推察される。
【００８８】
以下、本態様の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法における熱間圧延工程および冷間圧延工程について説明する。なお、均熱処理工程、およびその他の工程については、上記第１の態様と同様であるので、ここでの説明は省略する。
【００８９】
（１）熱間圧延工程
本態様における熱間圧延工程は、上述した鋼組成を備え、かつ、鋼組成が上記式（４）を満足する鋼塊または鋼片に熱間圧延を施す工程である。
なお、鋼塊または鋼片の鋼組成については、上述した「Ａ．回転子用無方向性電磁鋼板」の項に記載したものと同様であり、熱間圧延条件については、上記第１の態様と同様であるので、ここでの説明は省略する。
【００９０】
（２）冷間圧延工程
本発明における冷間圧延工程は、熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に一回または中間焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延を施し、かつ、最終の冷間圧延前の鋼板に８５０℃以上１２００℃以下の温度で１０秒間以上５分間以下の連続焼鈍を施す工程である。このような冷間圧延工程を行うことにより、鋼板を所定の板厚に仕上げる。
本工程においては、一回の冷間圧延で所定の板厚まで仕上げてもよいし、中間焼鈍を含む二回以上の冷間圧延によって仕上げてもよい。
【００９１】
ここで、「最終の冷間圧延前の鋼板」とは、中間焼鈍を行わずに一回のみ冷間圧延を熱間圧延鋼板に施して製品板厚に仕上げる場合には、熱間圧延鋼板を意味し、また中間焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延を熱間圧延鋼板に施して製品板厚に仕上げる場合には、最終の冷間圧延前の冷間圧延鋼板を意味する。
なお、上述の均熱処理工程後に冷間加工を施すことにより製品の機械特性や板厚などを調整する場合があるが、その冷間加工は冷間圧延ではなく、上記の冷間圧延の回数には数えない。
【００９２】
また、「最終の冷間圧延前の鋼板に８５０℃以上１２００℃以下の温度で１０秒間以上５分間以下の連続焼鈍を施す」とは、中間焼鈍を行わずに冷間圧延を一回のみ行う場合には、熱間圧延鋼板に所定の条件で熱延板焼鈍を施すことを意味し、また中間焼鈍をはさんで二回以上の冷間圧延を行う場合には、最終の冷間圧延前の冷間圧延鋼板に所定の条件で中間焼鈍を施すことを意味する。すなわち、本態様においては、中間焼鈍を行わずに冷間圧延を一回のみ行う場合には、熱延板焼鈍条件を適正化し、また中間焼鈍をはさんで二回以上の冷間圧延を行う場合には、最終の冷間圧延前の中間焼鈍の条件を適正化することにより、均熱処理中における転位の消滅および再結晶を効果的に抑制することができる。
【００９３】
本態様においては、最終の冷間圧延前の鋼板に８５０℃以上１２００℃以下の温度で１０秒間以上５分間以下の連続焼鈍を施すことが重要である。すなわち、中間焼鈍を行わずに冷間圧延を一回のみ行う場合には熱延板焼鈍にて、あるいは、中間焼鈍をはさんで二回以上の冷間圧延を行う場合には最終の冷間圧延前の中間焼鈍にて、８５０℃以上１２００℃以下の温度で１０秒間以上５分間以下の連続焼鈍を実施する。この焼鈍により析出物を再固溶させ、固溶Ｎｂにより均熱処理時の転位の消滅および再結晶を抑制する。焼鈍温度が上記範囲未満であると、析出物を固溶させるために必要な時間が長時間化するため生産性に劣り、焼鈍温度が上記範囲を超えると、設備に過度の負荷がかかるとともに鋼板表層にスケールが形成し、酸洗不良により製品の表面性状が劣化する。また、保持時間が上記範囲未満であると析出物の固溶が不十分となるため本発明の効果が得られず、保持時間が上記範囲を超えると鋼板表層にスケールが形成し、酸洗不良により製品の表面性状が劣化する。転位の消滅および再結晶の抑制効果を向上させるには、焼鈍温度が９００℃以上であり、保持時間が３０秒以上であることが好ましい。より好ましい保持時間は６０秒以上である。
【００９４】
最終の冷間圧延前に実施する焼鈍を連続焼鈍としたのは、連続焼鈍では焼鈍後の冷却速度が箱焼鈍の場合よりも大きいため、固溶した析出物が冷却中に再析出するのを抑制できるからである。無方向性電磁鋼板の熱延板焼鈍に使用する連続焼鈍ラインでの冷却速度が一般的に採用されている範囲であれば本発明の効果を得ることができる。好ましい冷却速度の下限値は、冷却中の再析出を抑制する観点と、冷却時間の長時間化を抑制する観点とから、１０℃／ｓとする。再析出抑制の観点からは冷却速度は大きければ大きいほど好ましいため、冷却速度の上限は特に限定しないが、設備への過度の負荷を抑制する観点からは１００℃／ｓ以下が好ましい。水冷設備、ロール冷却設備など、上述の値よりも大きな冷却速度を有する設備を用いても構わない。
【００９５】
また、中間焼鈍を行わずに冷間圧延を一回のみ行う場合は、熱間圧延鋼板に所定の条件で熱延板焼鈍を施す必要があるため熱延板焼鈍は必須の工程となるが、中間焼鈍をはさんで二回以上の冷間圧延を行う場合は、冷間圧延前に熱延板焼鈍を行ってもよく行わなくてもよい。熱延板焼鈍を行う場合には、鋼板の延性が向上し冷間圧延での破断を抑制できるという利点を有する。
【００９６】
中間焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延を行う場合であって、冷間圧延前に熱延板焼鈍を行う場合には、最終の冷間圧延前の中間焼鈍の条件を適正化すればよいので、熱延板焼鈍時の焼鈍温度、保持時間、方法（連続焼鈍・箱焼鈍）など、熱延板焼鈍の各種条件は特に限定されるものではなく、熱間圧延鋼板の鋼組成などにより適宜選択するものとする。また、二回以上の中間焼鈍を行う場合には、上述したように最終の冷間圧延前の中間焼鈍の条件を適正化すればよいので、最終の冷間圧延前の中間焼鈍以外の中間焼鈍については、中間焼鈍時の焼鈍温度、保持時間、方法（連続焼鈍・箱焼鈍）など、中間焼鈍の各種条件は特に限定されるものではなく、被圧延材の鋼組成などにより適宜選択するものとする。
【００９７】
本態様においては、上記第１の態様と同様に、本工程により得られる冷間圧延鋼板の強度が８５０ＭＰａ以上であることが好ましい。
この理由について説明する。第１の態様に記載した実験において、Ｃ含有量等を変化させて同様の検討を実施した。その結果、Nb/93−C/12≦0の鋼についても、Ｎｂを積極的に含有させていれば、最終の冷間圧延前の焼鈍条件を適正化することにより、実質的に固溶Ｎｂによる転位の消滅および再結晶を抑制する効果が得られ、均熱処理後の鋼板の引張強さ、降伏点といった強度を確保するために必要な導入すべき転位の量の目安として、均熱処理前の引張強さを採用することができると判明した。これらの知見より、転位の消滅および再結晶を抑制する効果を有する鋼板では、均熱処理工程後の引張強さおよび降伏点等の強度の指標として、均熱処理工程前の引張強さを採用することができると判明した。そして、均熱処理工程後に引張強さおよび降伏点等の強度を十分に確保するために必要な条件として、均熱処理工程の前段階で８５０ＭＰａ以上の引張強さを確保することが重要と判明した。
【００９８】
十分に転位が導入されれば本発明の効果を得ることができるため、圧延時の鋼板温度、圧下率、圧延ロール径など、冷間圧延の各種条件は特に限定されるものではなく、被圧延材の鋼組成、目的とする鋼板の板厚などにより適宜選択するものとする。均熱処理工程に供する前に鋼板の平坦度を矯正する目的で軽加工を行う場合も、軽加工後で上述の引張強さを満足していれば本発明の効果を得ることができる。
【００９９】
なお、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。
【実施例】
【０１００】
以下、実施例および比較例を例示して、本発明を具体的に説明する。
［実施例１〜２６］
下記の表１に示す鋼組成を有する鋼を真空溶製し、これらの鋼を１１５０℃に加熱し、仕上げ温度８２０℃で熱間圧延を行い５８０℃で巻き取り、厚さが２．０ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。これらの熱間圧延鋼板のうち一部を除いて水素雰囲気中にて１０時間保持する箱焼鈍、あるいは種々の温度で種々の時間保持する連続焼鈍による熱延板焼鈍を施し、一回の冷間圧延にて板厚０．３５ｍｍまで仕上げた。また、一部の熱間圧延鋼板については、上記の熱延板焼鈍後、中間板厚まで冷間圧延した後、水素雰囲気中にて７５０℃または８００℃で１０時間保持する箱焼鈍、あるいは種々の温度で種々の時間保持する連続焼鈍による中間焼鈍を実施し、二回目の冷間圧延で０．３５ｍｍに仕上げた。さらに、一部の熱間圧延鋼板については熱延板焼鈍を施すことなく、一回あるいは中間焼鈍を含む二回の冷間圧延にて０．３５ｍｍに仕上げた。その後、実施例１〜９および１１〜２６には種々の温度で３０秒間保持する連続焼鈍による均熱処理を施した。実施例１０には５００℃で１０時間保持する箱焼鈍による均熱処理を施した。このようにして、鋼板を作製した。
【０１０１】
【表１】
0004506664.tif 000002
【０１０２】
［比較例１〜８］
上記表１に示す鋼組成を有する鋼を用いて、実施例１〜２６と同様にして鋼板を作製した。
【０１０３】
［評価］
実施例１〜２６および比較例１〜８の鋼板について、均熱処理の前段階における鋼板の機械特性、ならびに、均熱処理後の再結晶部分の面積比率、機械特性、磁気特性を評価した。
【０１０４】
再結晶部分の面積比率は、１００倍の倍率で撮影した鋼板の縦断面の光学顕微鏡写真を用い、視野中に占める再結晶粒の割合を算出した。
機械特性は、圧延方向を長手方向としたＪＩＳ５号試験片を用いた引張試験を行い評価した。均熱処理の前段階の鋼板については引張強さ：ＴＳにて、均熱処理後の鋼板については降伏点：ＹＰおよび引張強さ：ＴＳにて評価した。
磁気特性については、５５ｍｍ角の単板試験片にて、最大磁束密度：１．０Ｔ、励磁周波数：４００Ｈｚでの鉄損Ｗ１０／４００と、磁化力５０００Ａ／ｍでの磁束密度Ｂ５０とを測定した。測定は圧延方向と圧延直角方向について実施し、それらの平均値を採用した。
【０１０５】
表２に、実施例１〜２６および比較例１〜８の鋼板についての熱延板焼鈍条件、冷間圧延条件、均熱処理条件および評価結果をそれぞれ示す。
【０１０６】
【表２】
0004506664.tif 000003
【０１０７】
比較例１の鋼板はＳｉ含有量が高いために冷間圧延時に破断した。また、比較例２の鋼板はＡｌ含有量が高いために磁束密度が低かった。比較例３の鋼板はＰ含有量が高いために冷間圧延時に破断した。比較例４の鋼板はＣおよびＭｎの含有量が高く、鋼組織がマルテンサイト組織であるために鉄損が著しく増大し、磁束密度も低かった。比較例５の鋼板はＮｂ含有量が本発明範囲外であるために再結晶が抑制されず、再結晶部分の面積比率が高くなり、降伏点および引張強さともに劣っていた。比較例６の鋼板はＺｒ，ＴｉおよびＡｌの含有量が本発明範囲外であるためにＮを固定できず、再結晶が抑制されなかったため、降伏点および引張強さともに劣っていた。比較例７の鋼板は冷間圧延により導入される転位の量が十分でなかったため、降伏点および引張強さともに劣っていた。比較例８の鋼板は再結晶部分の面積比率が高いために降伏点および引張強さともに劣っていた。
これに対して本発明で規定する要件を満足する実施例１〜２６の鋼板では、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量がＣおよびＮの含有量より少なくても、熱延板焼鈍の方法、冷間圧延の回数にかかわらず、磁気特性および機械特性ともに優れた値を示していた。また、均熱温度が比較的高い条件であっても、再結晶抑制効果が大きいため、優れた磁気特性および機械特性を有していることがわかった。
【０１０８】
実施例２および３を比較することにより、最終の冷間圧延前の鋼板に対する焼鈍（ここでは熱延板焼鈍）を連続焼鈍とすることによって再結晶を抑制する効果が高まり、同一の均熱温度でも降伏点および引張強さが向上することがわかった。
また、実施例４，５，６および７を比較することにより、最終の冷間圧延前の鋼板に対する焼鈍（ここでは中間焼鈍）を連続焼鈍とすることによって再結晶を抑制する効果が高まり、均熱温度を高くしても同等の降伏点および引張強さが得られることがわかった。
さらに、実施例１２および２６より、Nb/93−C/12＜0である鋼であっても、最終の冷間圧延前の鋼板に対する焼鈍（実施例１２では熱延板焼鈍、実施例２６では中間焼鈍）を連続焼鈍とすることによって、優れた磁気特性および機械特性が得られることがわかった。
【０１０９】
実施例１３および１４を比較することにより、Ｓ含有量が変化しても機械特性は変化しないことがわかった。
また、実施例１７〜２５に示されるように、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｏ，Ｗ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｓｅ，Ｂｉ，Ｇｅ，Ｔｅ，Ｂ，Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭを適正量含有する場合も、本発明の効果が得られることがわかった。さらに、実施例２６より、Ｔａ，Ｈｆ，Ａｓ，Ａｕ，Ｂｅ，Ｚｎ，Ｐｂ，Ｔｃ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｈｇ，Ｐｏの含有量が適正である場合にも、本発明の効果が得られることがわかった。
【図面の簡単な説明】
【０１１０】
【図１】再結晶部分の面積比率と降伏点および引張強さとの関係を示す図である。
【図２】均熱処理工程前後の引張強さの関係を示す図である。
【図３】均熱処理工程前の引張強さと均熱処理工程後の降伏点との関係を示す図である。
【図４】Ｃ含有量が０．００２％の鋼板で、熱延板焼鈍を８００℃で１０時間保持する箱焼鈍とした場合の、均熱処理の保持時間と均熱処理後の鋼板の引張強さとの関係を示す図である。
【図５】Ｃ含有量が０．００２％の鋼板で、熱延板焼鈍を１０５０℃で３分保持する連続焼鈍とした場合の、均熱処理の保持時間と均熱処理後の鋼板の引張強さとの関係を示す図である。
【図６】Ｃ含有量が０．０２％の鋼板で、熱延板焼鈍を８００℃で１０時間保持する箱焼鈍とした場合の、均熱処理の保持時間と均熱処理後の鋼板の引張強さとの関係を示す図である。
【図７】Ｃ含有量が０．０２％の鋼板で、熱延板焼鈍を１０５０℃で３分保持する連続焼鈍とした場合の、均熱処理の保持時間と均熱処理後の鋼板の引張強さとの関係を示す図である。
【図１】
0004506664.tif 000004
【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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