(57)【要約】本発明は、抗張力ＴＳが例えば５００ＭＰａ以上の高強度で、耐摩耗性を有し、磁束密度および鉄損のすぐれた磁気特性を兼ね備えた高強度電磁鋼板を、特殊な成分、製造条件を適用せず、安定して製造することを目的とするもので、質量％で、Ｃ：０．０６０％以下、Ｓｉ：０．２〜６．５％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．３０％以下、ＳまたはＳｅ：０．０４０％以下、Ａｌ：２．５０％以下、Ｎ：０．０２０％以下、またはさらにＣｕ：０．００１〜３０．０％、Ｎｂ：０．０３〜８．０％の一種以上を含有し、鋼板内部に加工組織が残存する高強度電磁鋼板の製造方法において、最終的に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程直前の板の平均結晶粒径Ｄ（μｍ）を、Ｄ≧２０μｍと粗大化し、好ましい製法として最終の加工工程において歪を付与した後、加工組織が消失するような熱処理を施さない高強度電磁鋼板の製造方法とその方法により得られた高強度電磁鋼板。
2007144964.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０６０％以下、Ｓｉ：０．２〜６．５％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．３０％以下、ＳまたはＳｅ：０．０４０％以下、Ａｌ：２．５０％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板内部に加工組織が残存する高強度電磁鋼板の製造方法において、最終的に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程の直前における鋼板の平均結晶粒径ｄを２０μｍ以上とすることを特徴とする高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０６０％以下、Ｓｉ：０．２〜６．５％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．３０％以下、ＳまたはＳｅ：０．０４０％以下、Ａｌ：２．５０％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板内部に加工組織が残存する高強度電磁鋼板の製造方法において、最終的に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程の直前における鋼板の平均結晶粒径ｄ（μｍ）を、ｄ≧（２２０−５０×Ｓｉ％−５０×Ａｌ％）とすることを特徴とする高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
最終的に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程の直前における鋼板の平均結晶粒径ｄ（μｍ）を、
ｄ≦（４００−５０×Ｓｉ％）、かつ、
ｄ≦（８２０−２００×Ｓｉ％）、
とすることを特徴とする請求項１もしくは２に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
最終的に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程直前の鋼板の再結晶率を５０％以上とすることを特徴とする請求項１〜３のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
鋼成分が質量％で、さらに、Ｃｕ：０．００１〜３０．０％、Ｎｂ：０．０３〜８．０％の一種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項６】
鋼成分が、質量％で、さらに、Ｔｉ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｚｒ：１．０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｎｉ：１５．０％以下、Ｃｒ：１５．０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項７】
鋼成分が、質量％で、さらに、Ｂｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｃｏの１種または２種以上を合計で０．５％以下含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記鋼板内部に存在する加工組織が、断面観察における面積率で１％以上であることを特徴とする請求項１〜７のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記鋼板内部の加工組織における平均転位密度が１×１０１３／ｍ２以上であることを特徴とする請求項１〜８のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項１０】
室温から１１５０℃の温度域においてフェライト単相であるか、または質量％で、
９８０−４００×Ｃ＋５０×Ｓｉ−３０×Ｍｎ＋４００×Ｐ＋１００×Ａｌ−２０×Ｃｕ−１５×Ｎｉ−１０×Ｃｒ＞９００
を満たすことを特徴とする請求項１に記載の高強度電磁鋼板。
【請求項１１】
４５０℃３０分の熱処理により引張強度が１００ＭＰａ以上上昇することを特徴とする請求項１０に記載の高強度電磁鋼板。
【請求項１２】
請求項１０に記載の鋼板を製造する過程において、冷延以降の最終熱処理を、８００℃以上の温度域で５秒以上保持し、かつ、この熱処理における最高到達温度においても鋼材内にオーステナイト相が生成しないような熱処理とすることを特徴とする高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項１３】
請求項１０に記載の鋼板を製造する過程において、８００℃以上の温度域で５秒以上保持した後の冷却工程を、４０℃／秒以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却するものであることを特徴とする高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項１４】
前記冷却工程において、７００〜４００℃の滞在時間を５秒以下とすることを特徴とする請求項１０記載の高強度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、高強度電磁鋼板、特に高強度無方向性電磁鋼板に係わり、高速回転機用の低鉄損、かつ高磁束密度で強度の高い磁性材料および電磁開閉器用の耐摩耗性に優れた磁性材料とその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、ローター（回転子）用材料には積層された電磁鋼板が用いられてきたが、最近、高速回転やローター径の大型化が要求される用途では、ローターに加わる遠心力が、電磁鋼板の強度を上回る可能性が出てきた。さらにローターに磁石を組み込む構造のモーターも多くなっており、回転数はそれほど高くなくともローターの回転中にローター材料自身に加わる荷重は大きなものとなっており、疲労強度の面でも材料の強さが問題となることが多くなっている。
また、電磁開閉器はその用途上、使用するにつれて接触面が摩耗するため、電磁特性だけでなく耐摩耗性の優れた磁性材料が望まれる。
このようなニーズに対応して、最近では強度が高い無方向性電磁鋼板について検討され、いくつか提案されている。例えば、特開平１−１６２７４８号公報や特開昭６１−８４３６０号公報では、Ｓｉ含有量を高め、さらにＭｎ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｒなどの固溶体強化成分の１種または２種以上を含有させたスラブを素材とすることが提案されているが、圧延時に板破断の発生が頻発する恐れがあり、生産性の低下、歩留りの低下をもたらすなど改善の余地があり、しかもＮｉやＭｏ，Ｃｒを多量に含有しているために極めて高価な材料となる。特開２００５−１１３１８５号公報、特開２００６−０７０３４８号公報には、加工組織を残存させて強度を得る無方向性電磁鋼板が、さらに特開２００６−００９０４８号公報、特開２００６−０７０２９６号公報には、それに加えてＮｂ等を固溶させることにより再結晶を抑制させた無方向性電磁鋼板が開示されている。しかし、これらは加工組織形成前の結晶粒径について特に注意を払っていないため、安定した鉄損が得られないという問題がある。
また、Ｃｕを多量に含有させた電磁鋼板に関する技術が特開２００４−８４０５３号公報、特開２００４−９９９２６号公報で開示しているが、鋼中に析出したＣｕ相が原因となり、渦電流損の低減は十分とは言えず、高周波特性が問題となる用途への適用には改善の余地があった。
【発明の開示】
【０００３】
上述したように、高強度の電磁鋼板について多くの提案がなされているが、必要な磁気特性を確保しつつ、通常の電磁鋼板製造設備を用いて、工業的に安定して製造するまでに到っていないというのが実情である。本発明者は先に鋼板中に加工組織を残存させた高強度電磁鋼板について特願２００３−３４７０８４号で特許出願を行った。
この技術は結晶組織中に加工組織を残存させても、磁気特性はそれほど劣化するものではなく、強度の上昇効果を考慮すれば、従来の固溶元素や析出物で強化した材料に見劣りするものではないばかりか、生産性や磁気特性、特に磁束密度の板面内異方性を考慮すれば、非常に有用な技術であることに基づいてなされたものである。しかし、加工組織を有する電磁鋼板については、磁気特性と機械的特性のバランスを如何にして向上させるかに関して、明確なメタラジーは確立されておらず、この点でこの技術が最適なものであるとの確証は得られていない。
本発明者は、この点を解明にするため、特に圧延前の組織の影響に関して詳細な実験を行い、加工組織を有する電磁鋼板において、磁気特性と機械的特性の両立を図るに最適な領域があることを知見し、さらに生産性、特に鋼帯の通板性をも考慮して、工業的に最適な範囲を設定することに成功した。
本発明は、抗張力（ＴＳ）が例えば５００ＭＰａ以上の高強度で、耐摩耗性を有するとともに、特に高速で回転するモーターなど高い周波数の磁場下で使用される際に、磁束密度（Ｂ５０）や鉄損など優れた磁気特性を兼ね備えた高強度無方向性電磁鋼板を、例えば冷間圧延性や焼鈍作業性など通常の電磁鋼板と変わることなく、安定してオンラインで製造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になされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）  質量％で、Ｃ：０．０６０％以下、Ｓｉ：０．２〜６．５％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．３０％以下、ＳまたはＳｅ：０．０４０％以下、Ａｌ：２．５０％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板内部に加工組織が残存する高強度電磁鋼板の製造方法において、最終的に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程の直前における鋼板の平均結晶粒径ｄを２０μｍ以上とすることを特徴とする高強度電磁鋼板の製造方法。
（２）  質量％で、Ｃ：０．０６０％以下、Ｓｉ：０．２〜６．５％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．３０％以下、ＳまたはＳｅ：０．０４０％以下、Ａｌ：２．５０％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板内部に加工組織が残存する高強度電磁鋼板の製造方法において、最終的に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程の直前における鋼板の平均結晶粒径ｄ（μｍ）を、
ｄ≧（２２０−５０×Ｓｉ％−５０×Ａｌ％）
とすることを特徴とする高強度電磁鋼板の製造方法。
（３）  最終的に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程の直前における鋼板の平均結晶粒径ｄ（μｍ）を、
ｄ≦（４００−５０×Ｓｉ％）、かつ、
ｄ≦（８２０−２００×Ｓｉ％）、
とすることを特徴とする（１）または（２）に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
（４）  最終的に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程直前の鋼板の再結晶率を５０％以上とすることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
（５）  鋼成分が質量％で、さらに、Ｃｕ：０．００１〜３０．０％、Ｎｂ：０．０３〜８．０％の一種以上を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
（６）  鋼成分が質量％で、さらに、Ｔｉ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｚｒ：１．０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｎｉ：１５．０％以下、Ｃｒ：１５．０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
（７）  鋼成分が質量％で、さらに、Ｂｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｃｏの１種または２種以上を合計で０．５％以下含有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
（８）  前記鋼板内部に存在する加工組織が、断面観察における面積率で１％以上であることを特徴とする（１）〜（７）のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
（９）  前記鋼板内部の加工組織における平均転位密度が１×１０１３／ｍ２以上であることを特徴とする（１）〜（８）のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
（１０）  室温から１１５０℃の温度域においてフェライト単相であるか、または質量％で、
９８０−４００×Ｃ＋５０×Ｓｉ−３０×Ｍｎ＋４００×Ｐ＋１００×Ａｌ−２０×Ｃｕ−１５×Ｎｉ−１０×Ｃｒ＞９００
を満たすことを特徴とする（１）に記載の高強度電磁鋼板。
（１１）  ４５０℃３０分の熱処理により引張強度が１００ＭＰａ以上上昇することを特徴とする前記（１０）に記載の磁気特性の著しく優れた高強度電磁鋼板。
（１２）  前記（１１）に記載の鋼板を製造する過程において、冷延以降の最終熱処理を、８００℃以上の温度域で５秒以上保持し、かつ、この熱処理における最高到達温度においても鋼材内にオーステナイト相が生成しないような熱処理とすることを特徴とする高強度電磁鋼板の製造方法。
（１３）  前記（１０）に記載の鋼板を製造する過程において、８００℃以上の温度域で５秒以上保持した後の冷却工程を、４０℃／秒以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却するものとすることを特徴とする高強度電磁鋼板の製造方法。
（１４）  前記冷却工程において、７００〜４００℃の滞在時間を５秒以下とすることを特徴とする（１０）記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
【図面の簡単な説明】
【０００４】
図１は、加工前粒径に依存する強度−鉄損バランスを示す図である。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００５】
本発明者らは、前記目的を達成すべく種々実験し検討を重ねてきた。即ち本発明は、Ｃ：０．０６０％以下、Ｓｉ：０．５〜６．５％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．３０％以下、ＳまたはＳｅ：０．０４０％以下、Ａｌ：２．５０％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含有する鋼板であって、さらに必要に応じ、Ｃｕ：０．００１〜３０．０％、またはＮｂ：０．０５〜８．０％のいずれか一種以上を含有した鋼材において、（１）鋼板組織に加工組織を存在させ転位強化により高強度化を図る、（２）最終的に鋼板内に残存する加工組織を形成する直前の結晶組織を粗大化させる、（３）上記の結晶組織をＳｉ量との観点で制限することで通板性を向上させる、ことにより、電磁鋼板内に加工組織を残存・生成させた鋼板において、作業性などのトラブルを起こすことなく高生産性にて強度−磁気特性のバランスを向上させ得るものである。
［成分組成］
先ず、本発明による高強度電磁鋼板の成分組成について説明する。
Ｃは磁気特性を劣化させるので０．０６０％以下とする。一方、集合組織改善に有効に働き、磁性にとって好ましくない｛１１１｝方位の発達を抑制し、好ましい｛１１０｝や｛１００｝、｛１１４｝等の方位の発達を促進する効果もある。また、高強度化、特に降伏応力の上昇や温間強度、クリープ強度の向上、温間での疲労特性を向上させる観点から、またＮｂ含有鋼の場合にはＮｂＣにより再結晶を遅延させる効果も有することから、好ましくは０．００３１〜０．０３０１％、さらに好ましくは０．００５１〜０．０２２１％、さらに好ましくは０．００７１〜０．０１８１％、さらに好ましくは０．００８１〜０．０１５１％である。
Ｃによる上述のような効果が特に重要視されない場合には、あるいは、特に磁気時効に対する要求が非常に厳しい場合は、スラブの段階までは脱酸効率の観点からより高いＣを含有させておき、コイルとした後の脱炭焼鈍によりＣを減じることも可能である。含有量を０．０１０％程度以下まで低減する場合には製造コストの観点からは溶鋼段階で脱ガス設備によりＣ量を低減しておくことが有利である。特に０．００２０％以下とすれば鉄損低減の効果が著しく、高強度化のために炭化物等の非金属析出物を必須としない本発明鋼においては０．００１５％以下としても高強度化が可能であり、さらに０．００１０％以下としても十分な高強度化が可能である。
Ｓｉは鋼の固有抵抗を高めて渦電流を減らし、鉄損を低下せしめるとともに、抗張力を高めるが、添加量が０．２％未満ではその効果が小さい。好ましくは１．０％以上、さらに好ましくは１．５％以上、さらに好ましくは２．０％以上、さらに好ましくは２．５％以上とする。一般に高周波磁場下で用いられる場合には渦電流による損失が大きくなるが、加工組織を含有する本発明鋼においても特にこの渦電流損失を抑制するため、Ｓｉ含有量を高めることが有効である。ただし６．５％を超えると鋼を著しく脆化させ、さらに製品の磁束密度を低下させるため６．５％以下、好ましくは４．０％以下とする。最適なＳｉ量範囲は、後述のように、本発明の重要な要因である、最終的に鋼板内に残存する加工組織を形成する直前の結晶組織も考慮して決定されるものである。この結晶組織にもよるが、脆化の懸念を小さくするには３．７％以下が好ましく、３．２％以下であれば他の元素量との兼ね合いもあるが脆化に関してはほとんど考慮する必要がなくなる。さらには、２．０％未満、１．５％未満、１．０％未満とすることも可能である。
なお、後述の固溶Ｃｕを利用する場合には、Ｓｉは高温でのオーステナイト相生成を抑制し、高温でもフェライト相を安定とし、固溶Ｃｕによる渦電流損低減効果を顕著にするのに有効であるが、添加量が１．５％未満ではその効果が小さい。特に、低Ｓｉ鋼においては、固溶Ｃｕによる渦電流損の低減効果が弱くなる傾向があるため、好ましくは２．１％以上、さらに好ましくは２．６％以上Ｓｉを含有する。
Ｍｎは鋼の強度を高めるため積極的に添加してもよいが、高強度化の主たる手段として加工組織を活用する本発明鋼ではこの目的のためには特に必要としない。固有抵抗を高めまたは硫化物を粗大化させ結晶粒成長を促進することで渦電流損失を低減させることで鉄損を低減させる目的で添加するが、過剰な添加は磁束密度を低下させるばかりでなく、高温でのオーステナイト相の生成を助長するので、０．０５〜３．０％とする好ましくは０．５％〜２．５％、好ましくは０．５％〜２．０％、さらに好ましくは０．８％〜１．２％である。
Ｐは抗張力を高める効果の著しい元素で、高温でのフェライト相安定化に寄与するが、上記のＭｎと同様、本発明鋼ではあえて添加する必要はない。０．３％を超えると脆化が激しく、工業的規模での熱延、冷延等の処理が困難になるため、上限を０．３０％とする。好ましくは０．２０％以下、さらに好ましくは０．１５％以下である。
Ｓは本発明鋼で必要に応じ添加するＣｕと結合し易く、Ｃｕ添加の目的として重要となるＣｕを主体とする金属相の形成挙動に影響を及ぼし、強化効率を低下させる場合があるので多量に含有させる場合には注意が必要である。また熱処理条件によっては微細なＣｕ硫化物を積極的に形成させ、高強度化を促進させることも可能である。生成された硫化物は磁気特性、特に鉄損を劣化させる場合がある。特に鉄損の管理値が厳格な場合、Ｓの含有量は低いことが好ましく、０．０４０％以下と限定する。好ましくは０．０２０％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。ＳｅもＳとほぼ同様な効果がある。
Ａｌは通常、脱酸剤として添加されるが、Ａｌの添加を抑えＳｉにより脱酸を図ることも可能である。Ａｌ量が０．００５％程度以下のＳｉ脱酸鋼ではＡｌＮが生成しないため、鉄損を低減する効果もある。逆に積極的に添加しＡｌＮの粗大化を促進するとともに固有抵抗増加により鉄損を低減させることもできるが、２．５０％を超えると脆化が問題になるため、２．５０％以下とし、２．０％未満、１．８％未満も可能とする。
なお、固溶Ｃｕを強化元素として利用する場合は、これらの脱酸、窒化物形成の観点よりも、固溶Ａｌとして、高温でのフェライト相安定化および電気抵抗増大による渦電流損抑制のため積極的に添加する。また、固溶Ｃｕによる渦電流損の顕著な低減効果を促進する効果も有しており、Ｓｉと同様に、積極的に添加することが好ましい好ましくは０．３％以上、さらに好ましくは０．６％以上、さらに好ましくは１．１％以上、さらに好ましくは１．６％以上、さらに好ましくは２．１％以上とする。しかし、２．５０％を超えると鋳造性および脆化が問題になるため、２．５０％以下とする。
ＮはＣと同様、磁気特性を劣化させるので０．０４０％以下とする。Ａｌが０．００５％程度以下のＳｉ脱酸鋼ではＣと同様に高強度化、特に降伏応力の上昇や温間強度、クリープ強度の向上、温間での疲労特性を向上させ、またＮｂ含有鋼の場合にはＮｂＮにより再結晶を遅延させる効果も有する他に、集合組織改善の観点から有効な元素である。この観点からは好ましくは０．００３１〜０．０３０１％、さらに好ましくは０．００５１〜０．０２２１％、さらに好ましくは０．００６１〜０．０２００％、さらに好ましくは０．００７１〜０．０１８１％、さらに好ましくは０．００８１〜０．０１５１％である。Ａｌが０．０１０％程度以上の場合には多量のＮを含有させることで微細なＡｌＮを形成し再結晶遅延効果を高めることが可能であるが、再結晶遅延の効率が悪く、また磁気特性への悪影響も比較的大きいため、あえて添加する必要はない。Ａｌ脱酸鋼においてはＮは０．００４０％以下とすべきで、窒化物による強度上昇や再結晶遅延効果を期待しない場合はＮは低いほど好ましく、０．００２７％以下とすれば磁気時効やＡｌ含有鋼でのＡｌＮによる特性劣化の抑制効果は顕著で、さらに好ましくは０．００２２％、さらに好ましくは０．００１５％以下とする。
Ｃｕは本発明では必要に応じて含有される。Ｃｕは、固溶Ｃｕとして存在することにより鋼板の再結晶温度を上昇させ、鋼板の再結晶を遅延させる効果がある。本発明の加工強化においては、０．００１％程度からそのような効果が現れ、不純物の量によっては特に積極的にＣｕを添加しなくてもＣｕによるこの効果を得ることができるが、好ましくはＣｕを０．００２％以上、０．００３％以上、０．００５％以上、０．００７％以上、０．０１％以上、０．０２％以上、０．０３％以上、０．０４％以上、０．０５％以上、さらには０．１％以上、０．５％以上、１．０％以上、２．０％以上含有されると一層効果が現れる。Ｃｕの含有量が低いと再結晶遅延効果が小さくなるとともに、再結晶遅延効果を得るための熱処理条件が狭い範囲に限定され、製造条件の管理、生産調整の自由度が小さくなることもある。一方、Ｃｕの含有量が過度に高いと磁気特性への影響が大きくなり、特に鉄損の上昇が著しくなることもあるので、この観点からの上限は８．０％、特に好ましくは５．５％以下がよい。添加コストの観点からは、０．１％未満、さらには０．０１未満とすることも可能である。
従来鋼ではこのような低Ｃｕ域においてはＣｕの影響はほとんど見られないが、本発明鋼においてはこのような少量のＣｕでも耐力−鉄損バランス向上に好ましい効果が現れる。このメカニズムは明らかではないが、次のようなことが考えられる。本発明鋼のように鋼中に存在する高密度の転位は、強度確保のため必要とは言え、少なからず鉄損を上昇させている。耐力上昇については鋼中に残存させた転位と鋼板を変形した際に新たに導入される転位との相互作用、または鋼中に残存させた転位の活動のしやすさと関連しており、相互作用が強いほど、または既存の転位が活動しにくいほど耐力が上昇する。一方、鉄損は、鋼中に残存させた転位と磁場を付加した際に移動する磁壁との相互作用と関連しており、この相互作用が小さいほど鉄損上昇が抑えられる。結果として、転位との相互作用は大きく（または残存した転位自身は活動しにくく）、磁壁との相互作用は小さい転位を多く残存させれば、耐力−鉄損バランスが向上する。このような相互作用の大小は基本的には転位の回りの応力場（結晶格子の歪み）が関係していると考えられ、少量のＣｕは、残存している転位の回りに偏析し耐力−鉄損バランス向上に最適な応力場を形成する、または、残存する転位を形成させる過程で好ましい転位を選択的に増殖させる、または焼鈍過程で好ましい転位を選択的に残存させていると考えられる。どの段階で少量Ｃｕの効果が発揮されるかは不明ではあるが、ＣｕとＦｅとの原子半径の差に起因する応力場の変化を一因とすると説明が可能である。
一方、本発明者は、すでに電磁鋼板中にＣｕを主体とする金属相（以降、本明細書では「Ｃｕ金属相」と記述）を形成し高強度化を図る技術を出願しているが、Ｃｕ金属相に関してはこの出願との組合わせを行うことは本発明の効果を何ら損なうものではない。特に限定するものではないが、本発明鋼中に存在させるＣｕ金属相またはＮｂ析出物の直径は０．２０μｍ以下程度が好ましい。これを超えると再結晶遅延の効率が低下し、多量の金属相が必要となるだけでなく磁気特性への悪影響が大きくなりやすい。また同様に特に限定するものではないが、Ｃｕ金属相またはＮｂ析出物の数密度は、Ｃｕ，ＮｂやＣ含有量と析出相のサイズとの関係により取りうる範囲に制限があり、２０個／μｍ３以上程度が好ましい。この効果は、上述のＣｕ濃度範囲で達成される。
さらに、後述の固溶Ｃｕを強化元素として利用する場合には、良好な高周波特性を発現させるための範囲としてＣｕを２．０〜３０．０％とすることもできる。Ｃｕの含有量が低いと渦電流損低減効果が小さくなる。一方、Ｃｕの含有量があまりに高いとＣｕを主体とする金属相の生成を抑えることが困難になり、渦電流損低減効果が小さくなるばかりでなく、比較的粗大なＣｕ金属相が生成した場合、ヒステリシス損を大幅に上昇させると共に、熱延時の鋼板の割れ、疵がひどくなる懸念もある。
従って、この場合のＣｕの含有量は、好ましくは２．１％以上、さらに好ましくは２．６％以上、さらに好ましくは３．１％以上、さらに好ましくは３．６％以上、さらに好ましくは４．１％以上、さらに好ましくは４．６％以上である。上限は、Ｃｕそのものの添加コストや、Ｃｕに起因する熱延時の表面疵（Ｃｕへげ）の抑制を目的とし添加するＮｉの添加コストも考えると、好ましくは２０．０％、さらに好ましくは１５．０％、さらに好ましくは１２．０％、さらに好ましくは１０．０％である。なお、この場合のように高Ｓｉ鋼において添加されるＣｕは固溶状態であれば、ＳｉやＡｌのように、鋼を脆化させ冷延性を劣化させることはなく、むしろ、Ｓｉ等による脆化を抑制する好ましい作用も有し、また、後述のＣｒのように磁束密度を大幅に劣化させることもなく、比較的多量に含有させても害は小さい。
Ｎｂは、本発明では必要に応じて添加される。含有Ｃ、Ｎ、Ｓ量にもよるが、鋼板中で炭化物、窒化物または硫化物等の微細な析出物を多量に形成し、鉄損を顕著に劣化させるとともに、冷延・焼鈍後の｛１１１｝集合組織の発達を促進し磁束密度を低下させるため、本発明鋼ではあえて添加する必要はない。このため上限をＮｂは８％以下、好ましくは０．０２％以下、さらに好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００３０％以下で、良好な鉄損を得ることが可能となる。
ただし、Ｎｂの主として炭・窒化物（以降、本明細書では「Ｎｂ析出物」と記述）は、鋼板の再結晶を遅延させる作用があるため、本発明において積極的に活用することもできる。また微細なＮｂ析出物により磁気特性に悪影響を及ぼさない範囲で高強度化を図る効果も有する。さらには、固溶Ｎｂとして強化に活用することも可能である。この範囲としては、０．０５〜８．０％に限定する。好ましくは０．０８〜２．０％である。
その他、従来技術における高強度電磁鋼板で高強度化のために利用されている殆どの元素は、添加コストが問題視されるだけではなく、磁気特性に少なからず悪影響を及ぼすため、あえて添加する必要はない。積極的に添加する場合には再結晶遅延効果、高強度化効果、コスト上昇と磁気特性劣化との兼ね合いから、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｒの１種または２種以上を添加するが、その添加量は、Ｔｉ：１．０％以下、Ｚｒ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｎｉ：１５．０％以下、Ｃｒ：１５．０％以下程度とする。
Ｔｉ、ＺｒおよびＶは鋼板中で炭化物、窒化物または硫化物等の微細な析出物を形成し、高強度化に効果を有する元素ではあるが、Ｎｂに比較するとその効果は小さい割に、鉄損を劣化させる傾向が強い。また冷延後の焼鈍工程において部分再結晶組織とする場合には、磁束密度向上には不利な｛１１１｝方位への集積を促進する効果が強いため、本発明鋼ではむしろ有害な元素ともなりうる。このため、析出物による強化を意図しない場合は、それぞれ１．０％またはそれ未満とすることが好ましい。より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．３０％以下で、さらに好ましくは０．０１０％以下、さらには０．００５０％以下とすることで良好な鉄損を得ることが可能となる。
なお、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ等の炭化物、窒化物、硫化物形成元素は、上記のようにそれらの析出効果を併用しない限りは、本発明においては析出させない方がよく、Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｔｉ＋Ｖは０．１％未満、好ましく０．０８％未満、より好ましくは０．００２〜０．０５％とする。
Ｂは結晶粒界に偏折し、Ｐの粒界偏折による脆化を抑制する効果があるが、本発明鋼では従来の固溶強化主体の高強度電磁鋼板のように脆化が特に問題とはならないことから、この目的での添加は重要ではない。むしろ固溶Ｂによる再結晶温度への影響により再結晶を遅延させる目的で０．０００２％以上添加する。０．０１０％を超えると著しく脆化するため、上限を０．０１０％とする。
Ｎｉも０．００１％程度から再結晶温度を上昇させる効果が認められ、０．０１％あるいはそれ未満の濃度の含有でもある程度、転位を固定する効果があるが、好ましくは、０．０５％、０．１％、０．５％、１．０％、２．０％、さらには３．０％程度あると、その効果がより発揮される。Ｎｉはまた、本発明鋼で必要に応じ含有される元素であるＣｕによる熱延時の表面荒れ（Ｃｕヘゲ）の防止に有効であることが知られており、この目的を兼ねて積極的に添加することもできる。また、磁気特性への悪影響が比較的小さく、磁束密度向上効果も有し、さらに高強度化にも効果が認められるため、高強度電磁鋼板では使用されることが多い元素である。Ｃｕヘゲの防止を目的としてＮｉを用いる場合、Ｃｕ量の１／８から１／２程度を目安として添加する。
後述のように固溶Ｃｕを活用し高強度化する場合は、Ｎｉを複合して含有させることにより、従来には見られない著しく顕著な渦電流損低減の効果を発揮する。この原因は明確ではないが、固溶Ｃｕと固溶ＮｉのＦｅ結晶格子上での占有位置による影響や、何らかのＮｉ、Ｃｕと関連した規則格子の形成が予想される。
さらに、Ｎｉは耐食性の向上にも有効であるが、添加コストや磁気特性への悪影響を考え上限を１５％、さらには１０％、好ましくは上限を５．０％とすることが好ましい。
Ｃｒは耐食性の向上や、高周波域での磁気特性向上のため添加される元素であるが、やはり添加コストや磁気特性への悪影響を考え上限を１５．０％とすることが好ましい。
特に、後述のように固溶Ｃｕを利用する場合は、これらの役割はＣｕ（あるいは、Ｎｉといった他元素）で十分に発揮されているため、この目的ではあえて添加する必要はない。固溶Ｃｕを利用する場合は、Ｃｒはむしろ、高温でのフェライト相の安定性を制御するため添加するが、添加による磁束密度の低下が著しく、むしろ有害な元素となりうる。また、固溶Ｃｕによる渦電流損の低減効果は、低Ｃｒ鋼で顕著に表れるため、何らかの必要性がなければ、Ｃｒは添加しないことが好ましい。この理由は明確ではないが、固溶Ｃｕ効果は、上述のＳｉ、ＡｌやＮｉに加え、Ｃｒも含めた他の元素との相互作用的な現象により、顕著になっているものと考えられる。この観点からは、添加コストも考えＣｒの上限を１５％、好ましくは８．０％、さらに好ましくは４．９％、さらに好ましくは２．９％、さらに好ましくは１．９％、さらに好ましくは０．９％、さらに好ましくは０．４％とすることが好ましい。
また、その他の微量元素については、鉱石やスクラップなどから不可避的に含まれる程度の量に加え、公知の様々な目的で添加しても本発明の効果は何ら損なわれるものではない。また、量は少なくとも微細な炭化物、硫化物、窒化物、酸化物等を形成し、少なからざる再結晶遅延効果や高強度化効果を示す元素もあるが、これらの微細な析出物は磁気特性への悪影響も大きく、また本発明鋼では残留させた加工・回復組織により十分な再結晶遅延効果が得られるため、これらの元素をあえて添加する必要もない。
これらの微量元素についての不可避的な含有量は通常、各元素とも０．００５％以下程度であるが、本明細書で記述していない様々な目的で０．０１％程度以上に添加することも可能である。この場合もコストや磁気特性の兼ね合いから、Ｂｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｃｅ，Ｃｏの１種または２種以上を合計て０．５％以下とする。
前記成分を含む鋼は、通常の電磁鋼板と同様に転炉で溶製され、連続鋳造でスラブとされ、ついで熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、仕上焼鈍などの工程で製造される。これらの工程に加え絶縁皮膜の形成や脱炭工程などを経ることも本発明の効果を何ら損なうものではない。また、通常の工程ではなく急冷凝固法による薄帯の製造や熱延工程を省略する薄スラブ、連続鋳造法などの工程によって製造しても問題ない。
［加工組織］
本発明では、本発明で「加工組織」と呼ぶ特別な組織を鋼板内に形成することが必要である。本発明における「加工組織」とは、通常の電磁鋼板で鋼板のほぼ全量を占めている「再結晶組織」と区別したものである。一般的には冷延加工等により鋼板内に蓄積された歪が十分に消失していない組織を指す。より具体的には、冷延した鋼板を焼鈍する過程において、冷延で変形され高密度の転位を含有した組織が、焼鈍工程での高温保持により発生する転位密度が低い組織（「再結晶組織」）に蚕食されることで再結晶が進行するが、この「再結晶組織」に蚕食されていない領域を「加工組織」とする。この加工組織は、一般には焼鈍中にいわゆる回復等により転位密度は低くなっている場合もあるが、再結晶組織ほどには低くなっておらず、歪の分布としては「加工組織」と「再結晶組織」で不均一な状況となっている。また、「加工組織」は、再結晶組織をさらに加工することでも得ることができる。この場合は全体的に見れば組織に均一な歪が残存した状態となる。本発明ではこの加工組織を活用することで目的とする高強度化を図るものである。
［加工前粒径］
次に本発明の特徴的である、最終的に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程直前の鋼板の平均結晶粒径ｄについて説明する。以下、この粒径を「加工前粒径」と記述する。本発明では基本的に「加工前粒径」を粗大化させることで、加工後の特性、特に強度−鉄損バランスを大幅に改善させる。「加工前粒径」は、熱延板を冷延し、その後の焼鈍時の再結晶を抑制することで、最終的な製品に加工組織を残存させる場合には、熱延板時点での粒径となる。この時、電磁鋼板で一般的に行われる熱延板焼鈍を施していれば、熱延板焼鈍後の粒径が「加工前粒径」となる。また、冷延後、再結晶した鋼板を再冷延して、最終的な製品に加工組織を残存させる場合には、焼鈍板時点での粒径となる。さらに、例えば冷延後、焼鈍工程において加工組織を残存させたまま再冷延を行う場合は、実質的に再冷延での加工の影響が大きい場合も考えられるが、冷延で形成された加工組織が完全には消失することなく、再冷延加工を受けて再冷延後まで残存するものであるから、冷延前の粒径、すなわち通常の工程であれば熱延板粒径が「加工前粒径」となる。
本発明ではこの「加工前粒径」ｄ（μｍ）をＳｉ量およびＡｌ量との関係で特定範囲に規定する。すなわち、以下の式（１）もしくは（２）、さらに（３）と（４）を満たすことで、本発明の特徴である優れた強度−鉄損バランスが達成される。
ｄ≧２０μｍ・・・（１）
ｄ≧（２２０−５０×Ｓｉ％−５０×Ａｌ％）・・・（２）
ｄ≦（４００−５０×Ｓｉ％）・・・（３）かつ、
ｄ≦（８２０−２００×Ｓｉ％）・・・（４）
式（１）は単純に「加工前粒径」が、特定の大きさより粗大な場合を示す。通常の鋼板の結晶粒径は数μｍから数１００μｍ程度の範囲で制御されるが、本発明の効果を得るには２０μｍ以上とする必要がある。好ましくは５０μｍ以上、さらに好ましくは１００μｍ以上、さらに好ましくは１５０μｍ以上、さらに好ましくは２００μｍ以上、さらに好ましくは２５０μｍ以上である。
式（２）は発明の効果が得られる「加工前粒径」をＳｉ量およびＡｌ量との関係で規定したものである。一般的にＳｉ量およびＡｌ量が高い鋼板ほど、強度−鉄損バランスは向上するため、高Ｓｉおよび高Ａｌ材ほど「加工前粒径」が小さくても、良好な強度−鉄損バランスを得やすいためである。ｄ≧（２００−５０×Ｓｉ％−５０×Ａｌ％）、ｄ≧（１８０−５０×Ｓｉ％−５０×Ａｌ％）、さらにはｄ≧（１５０−５０×Ｓｉ％−５０×Ａｌ％）でもよい。一方、ｄ≧（２２０−５０×Ｓｉ％）でもよい。
式（３）および（４）式は「加工前粒径」の上限の目安を与えるものである。一般に高Ｓｉ材ほど材料が脆くなるが、「加工前粒径」が過度に粗大な場合、さらに脆くなり、冷延等の加工が困難になるため、上限が必要な場合が生ずる。この上限はＳｉ量以外の鋼成分や加工までの熱履歴に加え、鋼板の加工方法や狙いとする特性等にも依存するものである。
「加工前粒径」を上述の範囲に制御する具体的な条件は、鋼成分や加工までの熱履歴にも依存するため、特定範囲に限定することはできないが、通常の知識を有する当業者であれば、目的とする鋼板に相当する成分および熱履歴である鋼板対し、数度の熱処理試験を行うことで、適当な条件を決定することは困難なものではない。要は、その鋼板の再結晶および粒成長挙動を確認し、狙いとする組織になるように熱履歴を制御するだけのものである。
鋼成分としては、純度を上げたほうが粗粒化しやすく、特にＣ、Ｎ、Ｐの低減は効果的である。また、成分的にフェライト単相鋼となるようにし、熱延中の変態を抑止することで熱延板の粗粒化が達成しやすくなる。
さらに、熱延板での粗粒化を指向するには、熱延加熱温度上昇、熱延仕上げ温度上昇、熱延仕上げ後段圧下率低減、仕上圧延後緩冷却、高温巻取、高温長時間熱延板焼鈍などが考えられる。また、焼鈍版での粗粒化を指向するなら、高温長時間焼鈍が簡便であるが、熱延において低温スラブ加熱や高温巻取、高温熱延板焼鈍条件により析出物を粗大化させ、焼鈍時の粒成長性を向上させてもよい。具体的には、例えば、加工組織形成直前の焼鈍工程を以下のいずれかのようにすることが好ましい。
（１）中間焼鈍をはさむ二回以上の冷延を行う場合、最終冷延直前の中間焼鈍を８５０℃を越える温度（好ましくは８６０℃以上）、または、３０秒を超える時間（好ましくは３５秒以上）行う。
（２）冷延は１回のみの場合で熱延板焼鈍を行う場合、熱延板焼鈍を１１００℃を超える温度（好ましくは１１１０℃以上）または３０秒を超える時間（好ましくは３５秒以上）行う。
（３）上記（１）でも（２）でもない場合、熱延の巻取温度を７００℃を超えた温度（好ましくは７１０℃以上）で行う。
［加工前組織中の再結晶率］
なお、条件によっては、最終的に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程直前の鋼板に、加工組織が残存する場合がある。このような場合に、本発明の効果を得るには、加工組織を形成する工程直前の加工組織をできるだけ残存させないことが好ましく、加工組織を形成する工程直前の再結晶率ｒを、
ｒ≧５０％・・・（５）
とするのが好ましい。さらに好ましくはｒが９０％以上であり、加工組織を形成する工程直前は完全再結晶組織で、かつ上の（１）〜（４）式を満たすことが好ましいことは言うまでもない。また、加工組織を形成する工程直前の組織に部分的に未再結晶領域が残存する場合は、上の（５）式を満たすことで発明の効果を得ることができるが、再結晶部の粒径が粗大な場合、未再結晶部が５０％を超える場合でも、本発明の効果が現れる場合もある。この時は、未再結晶部が粒径５μｍの微細な結晶粒であると仮定して、平均粒径を求めることで、（１）、（２）式で発明の効果を判定することも可能で、この場合も本発明に含まれるものとする。
［加工前粒径の測定方法］
なお、結晶粒径および再結晶率は、通常、鉄鋼材料の組織観察で行われる、エッチングによる板断面の組織観察により求めるものとする。粒径は観察される結晶粒１個あたりの面積から、粒の断面積を円と仮定した場合の直径、また再結晶率は観察面積中の未再結晶部の面積率から求めるものである。言うまでもないが、測定は偏りのない十分に平均的な領域について行われる必要がある。
［加工前粒径の効果］
「加工前粒径」の効果についてのメカニズムは明確ではないが、転位構造の変化、集合組織の変化、さらには加工前の集合組織の差による加工後の転位構造の変化、等の影響が考えられる。詳細は不明であるが、最終的には加工組織中の転位構造が、外部応力により移動しようとする転位に対しては強力な障害物として作用し、かつ外部磁場により移動しようとする磁壁に対しては障害物として作用しにくいような構造に変化するためであると予想される。
［引張強度］
本発明が対象とする鋼板は５００ＭＰａ以上の引張強度を有するものとする。引張強度がこれより低い程度の鋼板であれば通常のＳｉ、Ｍｎ等の固溶元素を主体として強化し、組織的には完全に再結晶組織で占められている鋼板でも、生産性をそれほど劣化させず製造することが可能であり、その材料の方が磁気特性的には顕著に優れたものが得られるためである。本発明は通常の固溶体強化を主体として、生産性を劣化させずに製造が不可能な高強度の材料に限定する。本発明のメリットをより大きく享受するには、好ましくは６００ＭＰａ以上の鋼板に適用されるべきで、さらに好ましくは７００ＭＰａ以上、さらに好ましくは８００ＭＰａ以上の鋼板を対象とし、現在は全く製造されたことがない９００ＭＰａ以上の鋼板も製造可能であり、さらに従来では想像もされていない１０００ＭＰａ以上の鋼板でも高生産性で製造することが可能になる。
なお、モーターのローターとして使用するような場合には、わずかな変形が部品としての寿命の終わりを意味することから、引張強度ではなく降伏応力で評価すべきであろう。本発明鋼は加工組織を残留させているため、固溶体強化鋼や析出強化鋼と比べ、同じ強度であれば、降伏応力は高く、これらの従来材との比較においては、より好ましい特性を発揮する。すなわち、降伏比が０．７〜１．０程度と比較的高い値となり、降伏応力と引張強度の相関が極めて強い材料になっている。このため、降伏応力で評価しても本発明鋼の優位性は全く変わるものではないし、ローターのような降伏応力が問題となる用途に対しても発明の効果は問題なく発揮される。
［加工組織面積率］
この加工組織は鋼板の断面組織観察における面積率で１％以上存在するものとする。断面組織観察は本発明においては断面の一辺が鋼板圧延方向、もう一辺が鋼板板厚方向となる断面で行うものとする。通常の鋼板で行われるナイタール等の薬品を用い、エッチングにより組織を現出させる方法を用いるが、特に観察方法に限定されるものではなく、再結晶組織と加工組織を区別できる手法であればよい。
加工組織の面積率が１％以下では高強度化の効果が小さくなる。加工組織が実質的に０％の場合は通常の鋼板そのものであり、０〜１％の範囲に制御することは高強度化の効果が小さい割には焼鈍の温度制御等を非常に厳格にする必要があり現実的ではない。実際には必要とする強度レベルを得るように加工組織の面積率を制御するが、好ましくは５％以上、さらに好ましくは１０％以上、さらに好ましくは２０％以上、さらに好ましくは３０％以上、さらに好ましくは５０％以上、さらに好ましくは７０％以上である。実質的に再結晶組織が観察されない加工組織１００％としても何ら問題はない。この場合はまったく焼鈍しないいわゆるフルハードの状態か、または焼鈍を行うが再結晶開始以前の回復組織の状況となる。
なお、加工組織が９５％、９０％、８５％、８０％、さらには７５％未満でも、本発明の効果は得られる。
［加工組織の形成］
本発明の鋼板では必要とする強度と磁気特性に応じて組織の調整を行うが、この調整は鋼成分、熱延履歴、冷延率、焼鈍温度、焼鈍時間や加熱速度、冷却速度等により行うことが可能で、当業者であれば数度の試行により何ら問題なく行うことが可能なものである。または、焼鈍を行って再結晶組織が全量を占めている鋼板に、再冷延等により歪を付与することで加工組織を形成することも可能である。この場合は通常、歪は巨視的に均一に付与されるため、組織の全量が加工組織となり加工組織１００％に相当する。この場合は加工前の鋼成分、熱履歴、特性等を考慮し加工量により強度、磁気特性が制御されるが、これも当業者であれば数度の試行により何ら問題なく行うことが可能なものである。
目安としてはＳｉ量が１％程度以下のいわゆる通常の低級電磁鋼板では７００℃を超えない程度、Ｓｉ量が３％程度のいわゆる通常の高級電磁鋼板でも８００℃を超えない程度の温度であるが、例えばＣｕ、Ｎｂ等を適量添加することで、９００℃程度以上の温度でも全く再結晶しない完全回復組織である発明鋼を得ることもできる。一方で通常の電磁鋼板とは大きく異なる温度で焼鈍を行うことは炉温の大幅な変更が必要で、作業性の低下を招くばかりでなく、未燃焼ガスの発生により前述のように安全性にも問題を生ずる場合がある。極低温焼鈍に起因するこれらの課題を避けるための焼鈍温度の下限は、４００℃程度以上である。
焼鈍時間の目安は温度にもよるが、焼鈍の効果を及ぼすためには少なくとも５秒程度は必要である。焼鈍時間は成分や熱処理までの製造履歴等に依存するため一義的に明示はできないが、目安は８５０℃であれば５分以内、７５０℃であれば１時間以内、６００℃であれば１０時間以内程度である。上述のように、これらの温度および時間の条件は、当業者であれば数度の試行により何ら問題なく発明の効果を享受できる条件を見出すことが可能なものであり、要は、対象となる鋼板の再結晶挙動を確認することである。
再冷延等により加工組織を新たに形成した場合、加工量が低いと上述の組織観察法では明確に加工組織の存在を示すことが困難な場合があるが、発明の効果を十分に得る目安として断面組織観察における（板厚方向の結晶粒の大きさ）／（圧延方向の結晶粒の大きさ）を用いても良く、この値を０．９以下とする。０．８以下であれば高強度化の効果が明確に得られ、好ましくは０．７以下、さらに好ましくは０．６以下、さらに好ましくは０．５以下、さらに好ましくは０．３以下である。ただし、この値が過剰に低くなると、磁気特性の劣化が顕著となるので注意が必要である。
以上の加工は通常、冷間圧延で行われるが、歪量または材質の変化が本発明の規定内であればこれにこだわる必要はなく、温間圧延、加工組織が消失しない程度の熱間圧延、さらには張力を付与することによる引張変形、レベラー等による曲げ変形、ショットブラストや鍛造など方法は問わない。むしろ歪の付与の方法により、転位構造が後述する本発明にとって好ましいものに変化させられるため、さらなる特性の向上も可能である。
この加工を冷延で行う場合、圧下率の目安としては、上述の結晶粒の大きさの比から容易に推定可能であるが、１０〜７０％程度である。このように焼鈍工程である程度軟質化した材料をさらに再冷延で硬質化する場合には簡単に材料の薄手化が可能となり、従来難製造材であった極薄電磁鋼板の生産性も向上する。本発明によるこのような超極薄電磁鋼板は、特に高周波磁場下で使用される場合の渦電流損失を抑制できるため、鉄損低減に有効となるというメリットもある。
なお、現状でも本発明の一方法のように、再結晶焼鈍を行った鋼板に１〜２０％程度のスキンパス圧延を行い製品として出荷されている電磁鋼板、いわゆるセミプロセス電磁鋼板がある。これはスキンパスを施した板が製品として出荷され、モーターメーカーでモーターの部品として加工された後、再結晶が十分に起きるような条件で焼鈍を行い、歪誘起粒成長を起こさせることで粗大な再結晶組織を得、磁気特性の改善を図る手段で、スキンパス法とよばれることもあるが、この方法においては部材としての使用時には加工組織を残存させることはない。
［加工組織形成後の熱処理］
本発明は本質的にこの鋼板および方法とは異なっており、電気機器の部品として加工した後には基本的には熱処理は行わない。鋼板の接着や表面制御等で何らかの熱処理を行う場合にも本発明で規定する加工組織が消失せず、本発明の規定内にとどまるものに限定する。これは加工組織が消失または本発明の規定範囲から外れると、実モーターとして使用している状況で必要となる鋼板の特に強度が不足することになるからである。この熱処理の温度の目安は、上述の鋼板焼鈍工程における温度条件と同一である。最適な条件は鋼板を製造する当業者の協力の下で、または協力がなくとも通常の電気機器の製造者であれば数度の試行により何ら問題なく発明の効果を享受できる条件を見出すことが可能なものである。
［転位密度］
以上で述べた「加工組織」の効果は、「加工組織」中の転位密度によって評価することも可能である。加工組織における平均転位密度が１×１０１３／ｍ２以上、さらに好ましくは３×１０１３／ｍ２以上、さらに好ましくは１×１０１４／ｍ２以上、さらに好ましくは３×１０１４／ｍ２以上である。この転位密度は透過型電子顕微鏡等により計測される。鋼板全量が再結晶組織である通常の電磁鋼板においては、平均転位密度が１×１０１２／ｍ２程度以下であることから、加工組織の分別には十分な差として１０倍以上としている。
なお、厳密には通常の電磁鋼板においても様々な部材として使用するにはメーカー等において剪断やかしめ等の加工が行われ、これにより鋼板中に導入された歪が少なからず残存し、部材特性に影響を及ぼすことが知られている。このような歪は鋼板の加工部位のみに入るもので、本発明で鋼板全面に意識的に残存させる歪とは異なり、部材全体としての高強度化にはほとんど寄与しないものである。
［磁気特性を維持できる理由］
本発明のように、材料中に加工組織を残存させても良好な磁気特性を維持できる原因には明確ではないが、以下のように考えられる。従来、加工組織は磁気特性を大きく劣化させるものとして材料の高強度化の手段としては顧みられず、高強度化は結晶粒微細化、固溶強化、析出強化等により行われてきた。しかし、材料の高強度化への要求は高まる一方であり、従来の高強度化手段は顕著に磁気特性を劣化させるような条件の領域にまで踏み込まざるを得なくなっており、このような状況で改めて加工組織を活用した高強度化手段を見た場合、それほど不利な方法とは言えなくなっていることが一面ではあると思われる。
また、従来検討されていたのは、加工組織の影響は材料に冷間加工を施し、歪量が比較的小さい範囲のみであり、このような条件では材料中の転位構造は比較的均一で、いわゆるセル構造や回復組織のような比較的安定な転位配置を形成したものとはなっていなかったと予想される。この程度の加工量では高強度化手段としては全く魅力がないものであったうえに、このような転位構造では転位は磁壁移動の障害としかならず磁気特性の劣化は著しく、実用化されなかったものと思われる。
一方、本発明のように比較的高歪量の冷間加工を行った場合や、焼鈍により回復した加工組織においては、転位は比較的安定なセル構造を形成している。セルの大きさは通常直径１μｍ以下で０．１μｍ程度にもなっており、セルの境界は転位で形成されており、隣接するセルとの結晶方位差が小さいことを除けば一般の結晶粒と同様の構造を有しており、一種の超微細結晶粒と見ることが可能で磁壁移動の障害とはなりにくくなったものと考えられる。またこのような超微細結晶粒は強度も高く、加工が必要な場合の延性もそれなりに有しており、強度と磁性のバランスを考えると十分に実用化が可能なレベルにあると考える。
また、加工組織が存在する本発明鋼においても鉄損において特に渦電流損失の寄与が大きくなる高周波磁場下で使用されるような用途においては、Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｎｉ等の添加は重要なものであり、加工硬化挙動や再結晶挙動などの転位挙動に大きな影響を及ぼすため、電磁鋼板をベースとした転位強化鋼の開発は、自動車や容器等に用いられるいわゆる加工用普通鋼におけるものとは全く異なった意味を有する。
［固溶Ｃｕの利用］
なお、本発明においては、Ｓｉ等の従来知られた固溶強化元素とは別に、固溶Ｃｕを含有させ、従来の合金元素添加に伴なう磁気特性あるいは製造性の劣化を招くことなく、高周波磁気特性に優れた電磁鋼板を得る（以下、固溶Ｃｕ強化という。）ことも可能である。この場合、
１）従来、見られないほど多量のＣｕを添加する。
２）高温領域でオーステナイト相の生成を抑制する。
３）高温熱処理をフェライト領域で行うことで、多量のＣｕを固溶させる。
４）冷却中に過飽和となるＣｕが析出しないよう、冷却を制御する。
という処置を行うことにより、添加したＣｕは最終製品でも固溶Ｃｕとして存在し、従来では考えられないほどの渦電流損の抑止効果を発現し、良好な高周波鉄損を得ることができるとともに、磁束密度劣化への影響は比較的小さく抑えることが可能となる。
固溶Ｃｕ強化は、上述の加工強化とは独立した効果であり、加工強化を伴わなくても単独で実施可能である。この場合、例えば、質量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：１．５〜６．５％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．３０％以下、ＳまたはＳｅ：０．０４０％以下、Ａｌ：２．５０％以下、Ｃｕ：２．０〜３０．０％、Ｎ：０．０４００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ鋼材内部にＣｕからなる金属相を含有しない電磁鋼板とし、場合によってはさらに、Ｎｂ：８％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｎｉ：１５．０％以下、Ｃｒ：１５．０％以下の１種または２種以上を含有してもよい。
一方、加工強化に用いることにより、固溶Ｃｕによる再結晶温度上昇効果と相まって、相乗的な強化効果が得られる。
固溶Ｃｕ量が増大した際の、渦電流損の低減効果と脆化効果は、単に固溶元素量だけによるのではなく、前述のように相互作用的な効果が見られるため、これも勘案して好ましい成分範囲を設定する。さらに、固溶Ｃｕ強化利用時は、最終的には再結晶・粒成長をさせるための熱処理を施すことが好ましいので、この熱処理時のＣｕを含有する析出物形成等による固溶Ｃｕ量の変化についても考慮した成分とする必要がある。特に、熱処理時の鋼母相の変態は、Ｃｕの溶解度が大きく変化するばかりでなく、磁束密度にとり好ましい集合組織が消失してしまうため、固溶Ｃｕ強化を利用する際は、基本的に、熱処理時の変態は避けるべきものである。具体的には、室温から１１５０℃の温度域においてフェライト単相であるか、または質量％で、
９８０−４００×Ｃ＋５０×Ｓｉ−３０×Ｍｎ＋４００×Ｐ＋１００×Ａｌ−２０×Ｃｕ−１５×Ｎｉ−１０×Ｃｒ＞９００・・・・式１
を満たすことが好ましい。この範囲をはずれると、熱処理中に好ましくない変態が起き、固溶Ｃｕ強化の効果を少なからず阻害する可能性が増大する。
固溶Ｃｕ強化の特徴は、一般的な材料との特性を比較によっても明確に示すことが可能である。Ｃｕ以外の鋼成分が実質的に同じでかつＣｕ：０．１％かつ結晶粒径が同等である鋼板との比較において、固溶Ｃｕ強化した鋼板は、鉄損Ｗ１０／４００が０．８倍以下、０．７倍以下、０．６倍以下、０．５倍以下、０．４倍以下、さらに好ましくは０．３０倍以下のものが得られる。
また、固溶Ｃｕ強化した鋼板では、引張強度が比較鋼と比べて２．０倍以下である。一般には固溶元素量が増えると固溶体強化により強度は上昇し、固溶Ｃｕ強化のように固溶量が多い場合、元素によっては強度の上昇も著しいものとなるが、固溶Ｃｕ強化鋼で特徴的な高Ｓｉ鋼における固溶Ｃｕは材料をそれほど硬質化させない。より好ましくは１．７倍以下、さらに好ましくは１．５倍以下に抑えられる。固溶Ｃｕ量が多くなれば固溶Ｃｕ強化鋼とはいえども強度は高くなるので、強度上昇が小さいほど好ましいというわけでもないが、通常、固溶元素として用いられるＳｉ、Ｃｒ等に比較すれば、強度の上昇は小さく、脆化も抑制されることが特徴となっている。
また、固溶Ｃｕ強化鋼においてが過剰なＣｕが含まれている場合、金属Ｃｕ相の顕著な析出が観察されることがある。また、特性的には、金属Ｃｕ相の析出に伴い、大幅な強度上昇が観察される。また、この場合、同時に、鉄損、特に渦電流損の上昇を伴うものである。具体的には、４５０℃３０分の熱処理により、鋼材内部の直径０．０２μｍ以下の主としてＣｕからなる金属相の数密度が２０個／μｍ３以上に増加する、または引張強度が１００ＭＰａ以上上昇する。上述のようにこのような熱処理は、渦電流損を大幅に上昇させ、固溶Ｃｕ強化の目的である高周波磁気特性を劣化させるので、鋼板の材質を制御するために行うものではないが、例えば成分分析と同様に、発明鋼の判定のために行うことができる。
固溶Ｃｕ強化で特徴的な多量の固溶Ｃｕを含有させるには以下のような熱履歴を経ることが効果的である。それは、製品板を製造する過程の最終熱処理、通常は冷延後の再結晶焼鈍において、８００℃以上の温度域で５秒以上保持し、かつ、この熱処理における最高到達温度においても鋼材内にオーステナイト相が生成しないような設定とするものである。好ましくは、９００℃以上、さらに好ましくは１０００℃以上、さらに好ましくは１０５０℃以上、また、時間は好ましくは１０秒以上、さらに好ましくは３０秒以上、さらに好ましくは６０秒以上、であるが、Ｃｕ含有量との兼ね合いでＣｕの十分な溶解が起きる温度と時間であれば、本発明の特徴的な効果を得るには十分である。ただし、磁気特性に大きな影響を及ぼす結晶粒径を制御するという観点も加味して制御する必要があることは言うまでもない。
結晶粒径は微細すぎても粗大すぎても磁気特性を劣化させることがあり、使用条件に最適な粒径が存在することはよく知られている。また、最高到達温度はオーステナイト相が生成しない温度域に設定する必要がある。少量の生成であれば、特性上の悪影響は小さいが、好ましくは完全フェライト相で焼鈍を行う。この温度は、主として鋼成分にも依存するので、特定の温度を記述することはできないが、上述の式１が一応の目安となり、また、一般的なメタラジーに関する知識を有する当業者であれば、一般的に行われる熱処理および組織観察の実験、または近年、発展の著しい熱力学計算によって、何の困難もなく、適当な温度範囲を設定できるものである。
また、熱処理工程における冷却速度も重要な制御因子となる。その理由は、高温保持で十分に溶体化したＣｕは、冷却中に過飽和となるため、冷却速度によっては、金属Ｃｕ相として、析出してしまい、本発明の効果を減じる場合があるためである。本発明では好ましい条件を、８００℃以上の温度域で５秒以上保持した後の冷却工程を、４０℃／秒以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却するものとする。本発明の目的からすれば、高冷却速度であるに越したことはないが、あまりに急冷却とすると熱歪等のため特性が劣化する場合があるので注意を要する。好ましくは６０℃／秒以上、さらに好ましくは８０℃／秒以上、さらに好ましくは１００℃／秒以上である。
特に本発明で注意すべきは、金属Ｃｕ相の析出が起きる温度域の冷却であり、７００〜４００℃の滞在時間が、重要となる。７００℃以上ではＣｕの過飽和度が小さく析出は起き難く、４００℃以下ではＣｕの拡散が抑制されるため析出が起き難くなるためである。時間は５秒以下、好ましくは３秒以下、さらに好ましくは２秒以下とすれば、金属Ｃｕ相の析出を抑制し、発明の効果を得るのに十分な固溶Ｃｕ量を確保することができる。
そしてこの熱処理後は４００℃を超える温度域に３０秒以上保持しないことが好ましい。このような熱処理により金属Ｃｕ相の析出が促進され、渦電流損を増大させるためである。
以上のような成分、工程を経ることで、特徴的な多量の固溶Ｃｕによる渦電流損低減効果が効率的に発現し、鋳造性や圧延性を殆ど損なわず高Ｃｕ電磁鋼板を製造することができる。一方、このような固溶Ｃｕ量の維持を意識しない通常の成分、熱処理条件で製造した場合、添加したＣｕの少なからざる部分は渦電流損低減効果が小さい金属Ｃｕ相またはＣｕ硫化物として存在するばかりか、脆化が著しく正常な製造が困難となる。
なお、本発明の加工強化と併用する場合は、上記の熱処理は、再結晶が抑制されたままでＣｕ金属相が微細に析出するように、３５０〜７００℃、１０秒〜３６０分の範囲で焼鈍すればよい。言うまでもないが、高温で長時間の焼鈍ではＣｕ金属相が粗大化してしまい、強化能が低下する。高温では焼鈍時間は長すぎないよう注意を払う必要があり、低温であるほど長時間の焼鈍が可能となる。
本発明では金属Ｃｕ相が鋼材内に存在しないことを特徴とするが、これは電子顕微鏡などの回折パターンや付設されたＸ線分析機器などで同定し、確認が可能である。もちろん化学分析などこれ以外の方法によっても確認が可能なものである。本発明ではこのＣｕを主体とする金属相として、直径が０．０１０μｍ以上のものを対象とする。その理由は、０．００５μｍ未満とあまりに微細であると現状の最高精度の分析機器をもってしても、本発明が対象とする金属Ｃｕ相であるとの特定が困難になるためである。また、どのような処理を行ったとしても、Ｃｕを多量に含有する本発明鋼においては、局所的には何らかのＣｕを含有する析出物は存在するため、完全に金属Ｃｕ相を排除することは不可能であるためである。本発明はＣｕを相当量含有し、かつ本発明で記述される相当の熱処理により明らかに硬質化または金属Ｃｕ相が多量に形成される電磁鋼板に限定されるものであり、本発明の本質的な特徴が、多量の固溶Ｃｕにあることは言うまでもない。
［適用］
なお、本発明の効果は通常電磁鋼板の表面に形成される表面皮膜の有無および種類によらず、さらに製造工程にはよらないため無方向性または方向性の電磁鋼板に適用できる。特に本発明鋼は特性の面内異方性において従来の再結晶組織による鋼板とは大きく異なった特徴を付与することができる。磁束密度について見ると、冷延ままのフルハードの状態ではコイルの圧延方向から４５°方向（Ｄ方向）の特性が圧延方向（Ｌ方向）またはコイル幅方向（Ｃ方向）の特性より高いものとなっている。通常の再結晶組織を有する電磁鋼板ではほとんどの場合、Ｄ方向の特性はＬまたはＣ方向の特性より低くなっていることを考えると、再結晶・回復の程度を適当に調整し中間的な再結晶段階に制御することにより、面内異方性がほとんどない鋼板を得ることが容易に可能となる。面内異方性がほとんどないことは回転機等、用途によっては非常に好ましい特性を発揮できる特徴を有する鋼板である。
用途も特に限定されるものではなく、家電または自動車等で用いられるモーターのローター用途の他、強度と磁気特性が求められる全ての用途に適用される。
【実施例】
【０００６】
［実施例１］
０．００２％Ｃ−３．０％Ｓｉ−０．５％Ｍｎ−０．０３％Ｐ−０．００１％Ｓ−０．３％Ａｌ−０．００２％Ｎなる成分を有する２００ｍｍ厚の鋼片から、スラブ加熱温度１１００℃、巻取温度７００℃の熱延を行い、熱延板焼鈍を８００、９５０、１０５０℃と変化させ、粒径を１０、１００、２００μｍと変化させた。それぞれの熱延板を冷延後、焼鈍なし、および４００〜１０００℃３０秒の焼鈍を行い、再結晶率および強度が異なる板厚０．５ｍｍの製品板を製造した。これらについて、ＪＩＳ５号試験片による機械的特性、および５５ｍｍ角のＳＳＴ試験による鉄損Ｗ１０／４００を評価した。機械的特性および磁気特性ともコイルの圧延方向、４５°方向およびその直角方向について、以下の式で平均値を求めた。
Ｘ＝（Ｘ０＋２×Ｘ４５＋Ｘ９０）／４
ここで、Ｘ０、Ｘ４５、Ｘ９０はコイルの圧延方向、４５°方向およびその直角方向の特性である。
結果を図１に示す。結果から明らかなように、熱延板粒径が粗大な材料すなわち本発明の条件にて製造した材料は強度−鉄損バランスが良好である。
【表１】
2007144964.tif 000003
［実施例２］
表１の成分を有する２００ｍｍ厚の鋼片から、表２に示す製造条件で製品板を製造した。一部の材料についてはモーター製造メーカーでの熱処理を想定した熱処理（ユーザー焼鈍）を行った。これらについて、ＪＩＳ５号試験片による機械的特性、および５５ｍｍ角のＳＳＴ試験による鉄損Ｗ１０／４００と磁束密度Ｂ２５で特性を評価した。機械的特性および磁気特性ともコイルの圧延方向、４５°方向およびその直角方向について、以下の式で平均値を求めた。
Ｘ＝（Ｘ０＋２×Ｘ４５＋Ｘ９０）／４
ここで、Ｘ０、Ｘ４５、Ｘ９０はコイルの圧延方向、４５°方向およびその直角方向の特性である。
結果を表２に示す。結果から明らかなように、本発明の条件にて製造した材料は硬質で、さらに磁気特性も優れている。注意を要するのは、一般に電磁鋼板は含有するＳｉ量によりグレード分けされ販売されるように、Ｓｉ量で特性が大きく異なる。また、板厚によっても鉄損は大きく異なる。高Ｓｉ材は低Ｓｉ材と比べて、Ｓｉ含有量の差によって鉄損が大幅に低下し、また板厚が薄いものも鉄損が低下するので、本発明の効果を評価する際は、Ｓｉ量や板厚の差を念頭に、Ｓｉ量、板厚が同等なもので比較することが必要である。
【表２】
2007144964.tif 000004
［実施例３］
表３に成分を示す鋼を２５０ｍｍ厚のスラブとし、表３、４の条件で製品板を製造した。５５ｍｍ角のＳＳＴ試験により磁束密度Ｂ１０と鉄損Ｗ１０／４００を測定した。磁気特性はコイルの圧延方向、４５°方向およびその直角方向についての平均値を以下の式より求めた。
Ｘ＝（Ｘ０＋２×Ｘ４５＋Ｘ９０）／４
ここで、Ｘ０、Ｘ４５、Ｘ９０はコイルの圧延方向、４５°方向およびその直角方向の特性である。
表４に示された結果から明らかなように、本発明の条件にて製造した試料は冷間圧延工程での圧延性が良好かつ磁気特性も優れている。なお、本発明鋼での良好な鉄損は、主として渦電流損の低減によっていることを確認している。
【表３】
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【表４】
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【産業上の利用可能性】
【０００７】
本発明によれば、硬質で磁気特性の優れた高強度電磁鋼板を安定して製造することができる。すなわち本発明は固溶強化、析出強化のために用いられる添加元素が比較的低くても目的とする強度を得ることができることから、冷延性が向上し、冷間圧延工程の生産性が向上するとともに、通常操業範囲内での焼鈍が可能となるため、焼鈍工程の作業性も向上する。また、焼鈍後に再冷延を行うことにより、従来では製造が困難であった極薄材料を簡単に生産することも可能となる。
また、固溶Ｃｕを利用すれば、脆化を抑止し、冷延性等を問題にすることなく、渦電流損の低い高合金成分とし、高周波磁気特性のすぐれた電磁鋼板を安定して製造することができる。
以上により、強度、疲労強度、耐磨耗性の確保が可能となるため、超高速回転モーターやローターに磁石を組み込んだモーターおよび電磁開閉器用材料の高効率化、小型化、超寿命化などが達成される。
【図１】
2007144964.tif 000007
【手続補正書】
【提出日】平成19年1月17日(2007.1.17)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０６０％以下、Ｓｉ：０．２〜６．５％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．３０％以下、ＳまたはＳｅ：０．０４０％以下、Ａｌ：２．５０％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板内部に加工組織が残存する高強度電磁鋼板の製造方法において、最終的に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程の直前における鋼板の平均結晶粒径ｄを２０μｍ以上とすることを特徴とする高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０６０％以下、Ｓｉ：０．２〜６．５％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．３０％以下、ＳまたはＳｅ：０．０４０％以下、Ａｌ：２．５０％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板内部に加工組織が残存する高強度電磁鋼板の製造方法において、最終的に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程の直前における鋼板の平均結晶粒径ｄ（μｍ）を、ｄ≧（２２０−５０×Ｓｉ％−５０×Ａｌ％）とすることを特徴とする高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
最終的に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程の直前における鋼板の平均結晶粒径ｄ（μｍ）を、
ｄ≦（４００−５０×Ｓｉ％）、かつ、
ｄ≦（８２０−２００×Ｓｉ％）、
とすることを特徴とする請求項１もしくは２に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
最終的に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程直前の鋼板の再結晶率を５０％以上とすることを特徴とする請求項１〜３のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
鋼成分が質量％で、さらに、Ｃｕ：０．００１〜３０．０％、Ｎｂ：０．０３〜８．０％の一種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項６】
鋼成分が、質量％で、さらに、Ｔｉ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｚｒ：１．０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｎｉ：１５．０％以下、Ｃｒ：１５．０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項７】
鋼成分が、質量％で、さらに、Ｂｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｃｏの１種または２種以上を合計で０．５％以下含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記鋼板内部に存在する加工組織が、断面観察における面積率で１％以上であることを特徴とする請求項１〜７のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記鋼板内部の加工組織における平均転位密度が１×１０１３／ｍ２以上であることを特徴とする請求項１〜８のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項１０】
室温から１１５０℃の温度域においてフェライト単相であるか、または質量％で、
９８０−４００×Ｃ＋５０×Ｓｉ−３０×Ｍｎ＋４００×Ｐ＋１００×Ａｌ−２０×Ｃｕ−１５×Ｎｉ−１０×Ｃｒ＞９００
を満たすことを特徴とする請求項１〜９のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項１１】
４５０℃３０分の熱処理により引張強度が１００ＭＰａ以上上昇することを特徴とする請求項１〜１０のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項１２】
請求項１０に記載の鋼板を製造する過程において、冷延以降の最終熱処理を、８００℃以上の温度域で５秒以上保持し、かつ、この熱処理における最高到達温度においても鋼材内にオーステナイト相が生成しないような熱処理とすることを特徴とする高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項１３】
請求項１０に記載の鋼板を製造する過程において、８００℃以上の温度域で５秒以上保持した後の冷却工程を、４０℃／秒以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却するものであることを特徴とする高強度電磁鋼板の製造方法。
【請求項１４】
前記冷却工程において、７００〜４００℃の滞在時間を５秒以下とすることを特徴とする請求項１０記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
【国際調査報告】
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