JP6606988B2 - 回転子用無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

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。

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。

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（５０Ｈｚ〜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。

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。

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。

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、合金コスト増加という課題が残っている。

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。

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。

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。

特許文献８および９には、無方向性電磁鋼板の強化機構としてＣｕの析出強化を利用する技術が提案されている。これらの技術によれば優れた磁気特性と機械特性を達成できるものの、Ｃｕの析出を目的としたいわゆる時効熱処理が必要となる。そのため、例えばユーザでの熱処理工程の変更等をともなうものとなる。

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。

特開昭６０−２３８４２１号公報 特開平１−１６２７４８号公報 特開平２−８３４６号公報 特開平６−３３０２５５号公報 特開２００１−２３４３０２号公報 特開２００２−１４６４９３号公報 特開２００１−１７２７５２号公報 特開２００４−８４０５３号公報 特開２００７−３９７５４号公報

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する。また、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。さらに、Ｃｕの析出強化による高強度化は熱処理工程の追加が必要であり、実用化には課題が残されている。このような中で、本発明者らは転位強化による高強度化に着目し、特開２００６−９０４８号公報、特開２００６−７０２９６号公報、特開２００７−１６２７８号公報、特開２００７−２３３５１号公報、特開２００７−３１７５５号公報で、回転子用無方向性電磁鋼板として開示している。その技術的骨子は、仕上げ焼鈍工程時に進行する再結晶を固溶Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖにより抑制し、鋼組織を回復組織に制御することにある。本技術によれば、従来技術の問題点であった冷間圧延時の割れをともなうことなく回転子用途として実用に耐える強度を実現可能である。また、Ｃｕの析出強化による高強度化のような時効熱処理工程は不要である。

このように従来技術の問題点を克服した転位強化による回転子用無方向性電磁鋼板であるが、更なる高強度化には仕上げ焼鈍温度の低温化による転位密度の増加が必要である。しかしながら、この手法は特殊な焼鈍温度での操業機会を設けることに繋がり、焼鈍設備の炉温切り替えに必要な時間を要し、生産性の低下が大きな課題となる。そのため、仕上げ焼鈍工程での温度を過度に下げることなく操業できるよう、再結晶抑制効果を高めることが必要となる。また、高強度化には固溶強化能の大きなＳｉおよびＰ含有量を増加させることが有効であるが、圧延加工性の低下が懸念される。さらに、Ｐ含有量の増加はＦｅＴｉＰ、ＦｅＮｂＰ等の析出に繋がり、再結晶抑制に必要な固溶Ｎｂ、固溶Ｔｉ等が減少することになる。そのため、高強度化を目的にＰを含有させることで、逆に再結晶が進行しやすくなり、所望の強度が得られないとの問題も生じる。また、再結晶抑制効果を高めるのみでは転位密度増加による高強度化とのトレードオフで磁気特性が劣化する。

本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであり、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およびその製造方法を提供することを主目的とする。

本発明者らは、転位強化を活用する回転子用無方向性電磁鋼板の分野ではそれほど検討されていなかったＰを積極的に含有させた場合の挙動について調査した。そして、固溶強化能の極めて高いＰを積極的に含有させることにより、逆に強度が低下するとの特異な結果を得た。この理由を調査した結果、再結晶抑制効果を有する固溶Ｎｂ、Ｚｒ、ＴｉがＰによって析出物（りん化物）として固定され、仕上げ焼鈍中の再結晶抑制効果が消失するためと判明した。更に詳細な検討を進めた結果、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉのりん化物の形成を抑制し、Ｐと固溶Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉを共存させた状態で仕上げ焼鈍を実施した場合、消失した再結晶抑制効果が、従来技術を凌駕する大きさで再発現するとの知見を得た。また、上記のりん化物の形成抑制には熱延板焼鈍の省略が好ましいが、熱延板焼鈍条件を適正化することでりん化物の形成が抑制されるのみならず、熱延板焼鈍条件を適正化した鋼の方が同等の強度であっても良好な磁気特性が得られるとの新知見を得た。
また、Ｐを積極的に含有した鋼において熱延鋼板の焼鈍を省略した場合には、通常の冷間圧延時の割れとは形態が異なり、板厚中央部にて割れが発生することが多く、りん化物の形成抑制による高強度化の効果を安定的に活用するには課題があったが、適正条件で熱延板焼鈍を実施することで特殊な形態の割れも抑制できるとの知見を得た。

すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：２．０％超４．０％以下、Ｍｎ：０．０５％以上３．０％以下、Ａｌ：１．５％未満、Ｓｉ＋Ａｌ：２．５％以上、Ｐ：０．０３％以上０．２０％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｎｂ、ＺｒおよびＴｉ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）および（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、｛２２２｝の半値幅が０．０５以上０．２２以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板を提供する。
０＜Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１＋Ｔｉ／４８−（Ｃ／１２＋Ｎ／１４） （１）
２．０×１０^−７＜［Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１＋Ｔｉ／４８−（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）］×Ｐ／３１＜２.５×１０^−５ （２）
（ここで、式（１）、式（２）中、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃ、ＮおよびＰはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）

本発明においては、鋼組成と｛２２２｝の半値幅が適正に制御されており、機械特性および磁気特性が良好な無方向性電磁鋼板とすることができる。これにより、回転子に要求される磁気特性、機械特性を満足するものとすることができるのである。

また、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ、Ｎｂの少なくとも１種を０．０２％超含有することが好ましい。再結晶の抑制効果が高まり、鋼板の強度を高めることが可能となるからである。

さらに、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｖを１％以下含有することが好ましい。鋼板の強度を高めることが可能となるからである。

さらに、本発明はまた前記鋼組成を有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９００℃以上１１００℃以下の温度で１０秒以上５分以下保持した後、８５０℃から５００℃までの冷却速度を５℃／秒以上とする熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程と、前記熱延板焼鈍工程により得られた鋼板を一回の冷間圧延により所定の板厚まで仕上げる冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程により得られた冷間圧延鋼板を７００℃以上９００℃以下で１０秒以上１２０秒以下の仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程とを有することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。

本発明においては、鋼組成と熱延板焼鈍条件が適正に制御されており、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉのりん化物の形成が抑制され、Ｐと固溶Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉを共存させた状態で仕上げ焼鈍に供することが可能となる。そのため、再結晶抑制の効果が高まり、回転子として必要な機械特性と磁気特性とを兼備する無方向性電磁鋼板を高い生産性で製造することができる。また、Ｐを積極的に含有させた鋼板に特徴的な、板厚中央部で発生する割れを抑制することが可能となり、りん化物抑制による高強度化の効果を安定的に活用することができる。

本発明によれば、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、合金コストの増加や熱処理工程の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。

Ｎｂ^＊（＝Ｎｂ／９３−Ｃ／１２−Ｎ／１４）と引張強さとの関係を示す図である。 Ｎｂ^＊（＝Ｎｂ／９３−Ｃ／１２−Ｎ／１４）＞０でＰ含有量の異なる鋼の仕上げ焼鈍温度と引張強さとの関係を示す図である。 熱延鋼板の焼鈍を省略した際に発生する板厚中央部の割れを示す図である。

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を指す。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。

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。

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。回転子で発生する鉄損はモータ効率そのものを支配するものではないが、回転子での鉄損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。

本発明者らは、各強化機構の磁気特性および機械特性への影響について検討し、転位強化による高強度化によって、上記の回転子に要求される磁気特性と機械特性が達成されるとの知見を得た。転位強化を活用するためには、鋼組織を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回復組織とすることが必要である。回復組織は冷間圧延後の仕上げ焼鈍工程にて進行する再結晶を抑制することで得られるが、再結晶抑制効果が小さい場合には仕上げ焼鈍工程での温度を低温化する必要が生じ、生産性が著しく低下する。

本発明者らはこの課題に鑑み、再結晶抑制効果を高めるための検討の一環として、転位強化を活用する回転子用無方向性電磁鋼板の分野ではそれほど検討されていなかったＰを積極的に含有させた場合の挙動について調査した。そして、固溶強化能の極めて高いＰを積極的に含有させることにより、逆に強度が低下するとの特異な結果を得た。この理由を調査した結果、Ｐを積極的に含有させた場合には、再結晶抑制効果を有する固溶Ｎｂ、Ｚｒ、ＴｉがＰによって析出物（りん化物）として固定され、仕上げ焼鈍工程での再結晶抑制効果が消失すると判明した。Ｎｂ、Ｚｒ、ＴｉはＣ、Ｎと結合する傾向が強く、炭化物や窒化物として固定されてしまう。そのため、本発明者らが特開２００６−９０４８号公報、特開２００６−７０２９６号公報、特開２００７−１６２７８号公報、特開２００７−２３３５１号公報、特開２００７−３１７５５号公報で開示した従来の検討のように、Ｐをそれほど含有させない場合には、実質的にはＰとＮｂ、Ｚｒ、Ｔｉの作用を考慮する必要はなかった。本検討のようにＰを積極的に含有させた場合に限り、Ｃ、ＮのみならずＰの影響も考慮する必要があると判明したのである。

更に検討を進めた結果、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉのりん化物の形成を抑制し、本来ならばりん化物として結合してしまうＰと固溶Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉが、結合することなく鋼中に共存した状態で仕上げ焼鈍に供した場合、消失した再結晶抑制効果が、従来技術を凌駕する大きさで再発現するとの知見を得るに至った。以下、本発明を完成させるに至った知見について説明する。

主要成分が質量％で、Ｓｉ：２．２％、Ｍｎ：０．２％、Ａｌ：０．３％、Ｎ：０．００２％、Ｐ：０．０１％であり、Ｃ、ＳおよびＮｂの含有量をそれぞれＣ：０．００１％〜０．０４％、Ｓ：０．０００２％〜０．０３％、Ｎｂ：０．００１％〜０．６％と変化させた鋼に仕上げ温度：８００℃〜８５０℃、巻き取り温度：５００℃で熱間圧延を施して２．３ｍｍとした後、１０００℃で３０秒の熱延板焼鈍を行い、さらに０．３５ｍｍまで冷間圧延し、７５０℃で２０秒間保持する仕上げ焼鈍を施した。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、Ｎｂ、Ｃ、Ｎの含有量により規定される下記式（３）で示されるＮｂ^＊と鋼板の引張強さとの関係を示す。
Ｎｂ^＊＝Ｎｂ／９３−Ｃ／１２−Ｎ／１４ （３）
（ここで、式（３）中、Ｎｂ、ＣおよびＮはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）

図１より、Ｎｂ^＊＞０の場合にのみ優れた機械特性が得られることがわかった。また、鋼組織を調査した結果、Ｎｂ^＊＞０の場合にのみ再結晶が抑制されており、鋼組織は回復組織であった。Ｎｂ^＊はＮｂ含有量とＣ、Ｎ含有量の原子分率での差を示しており、Ｎｂ^＊＞０とはＣ、Ｎと比較してＮｂを過剰に含有することと対応する。すなわち、Ｎｂ^＊は固溶Ｎｂ含有量と対応すると推察され、再結晶抑制には固溶Ｎｂ含有量の確保が重要であると推察された。

また、ＺｒおよびＴｉについても上記と同様の検討を行い、それらの知見を合わせて再結晶抑制には固溶Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ含有量の確保が重量であり、原子分率で比較してＣ、Ｎを超える量のＮｂ、Ｚｒ、Ｔｉを含有させる必要がある、すなわち下記式（１）を満足させる必要があると判明した。
０＜Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１＋Ｔｉ／４８−（Ｃ／１２＋Ｎ／１４） （１）
（ここで、式（１）中、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＣおよびＮはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）

次に、主要成分が質量％で、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．０％、Ｍｎ：０．２％、Ａｌ：０．３％、Ｓ：０．００３％、Ｎ：０．００２％、Ｎｂ：０．０８％であり、Ｐの含有量をそれぞれ０．０１％と０．０９％に変化させた鋼（いずれもＮｂ^＊＞０）に仕上げ温度：８００℃〜８５０℃、巻き取り温度：５００℃で熱間圧延を施して２．３ｍｍとした後、７５０℃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、５００℃〜１０００℃で２０秒間保持する仕上げ焼鈍を施した。このようにして得られた鋼板の引張強さを測定した。

図２に示すとおり、Ｐ含有量の高い鋼に７５０℃で１０時間の熱延板焼鈍を実施した場合では、Ｎｂ^＊＞０であっても仕上げ焼鈍温度の上昇とともに急激に強度が低下した。固溶強化能の極めて高いＰを積極的に含有させることにより逆に強度が低下するとの特異な結果であったため鋼組織を調査したところ、Ｐ含有量の高い鋼ではＮｂ^＊＞０であっても仕上げ焼鈍温度の上昇とともに再結晶が進行することが判明した。また、仕上げ焼鈍後の析出物観察ではＦｅＮｂＰが確認された。これらより、Ｎｂ^＊＞０であっても、再結晶抑制に必要な固溶ＮｂがＰによってりん化物（ＦｅＮｂＰ）として固定された場合には再結晶が抑制されないことが明かとなった。

さらに析出物の観察をすすめたところ、ＦｅＮｂＰの大多数は７５０℃で１０時間の熱延板焼鈍中に析出すると判明した。そのためＦｅＮｂＰの形成抑制を目的として、熱延板焼鈍を施すことなく０．３５ｍｍまで冷間圧延した。また、熱延板焼鈍条件の影響を把握するために１０００℃で３０秒保持した後、８５０℃から５００℃までの冷却速度を２０℃／ｓとする熱延板焼鈍を実施し、０．３５ｍｍまで冷間圧延した。これらを５００℃から１０００℃で２０秒間保持する仕上げ焼鈍を施し、得られた鋼板の引張強さを測定した。

図２に示すとおり、Ｐ含有量の高い鋼であっても、熱延板焼鈍を施すことなく冷間圧延−仕上げ焼鈍に供することにより強度は大幅に増加し、Ｐの固溶強化能から予測される数値を凌駕する値を示した。すなわち、本来ならばりん化物として結合してしまうＰと固溶Ｎｂが、結合することなく鋼中に共存した状態で仕上げ焼鈍を施した場合、消失した再結晶抑制効果が、従来技術を凌駕する大きさで再発現するとの知見を得た。熱延板焼鈍を１０００℃で３０秒保持後、８５０℃から５００℃までの冷却速度を２０℃／ｓとした条件でも熱延板焼鈍を省略した場合と同様の結果であった。これは、熱延板焼鈍を実施する場合であっても、りん化物の形成を抑制することで同様の効果が得られることを示すものである。磁気特性を比較した結果、熱延板焼鈍を実施した方が鉄損は低く、良好であることが確認された。すなわち、熱延板焼鈍を実施し、かつりん化物の形成を抑制することが磁気特性と機械特性の両立に有効と判明した。Ｚｒ、Ｔｉについても上記と同様の検討を行い、再結晶抑制効果を有する固溶Ｎｂ、Ｔｉ、ＺｒがＰによって析出物（りん化物）として固定された場合には仕上げ焼鈍工程での再結晶抑制効果が消失すること、更には、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉのりん化物の形成を抑制し、本来ならばりん化物として結合してしまうＰと固溶Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒが、結合することなく鋼中に共存した状態で仕上げ焼鈍に供した場合、消失した再結晶抑制効果が、従来技術を凌駕する大きさで再発現すること、熱延板焼鈍を実施し、かつ熱延板焼鈍時のりん化物形成を抑制することで、再結晶抑制効果が増加するのみならず、鉄損も低くなるとの知見を得た。これらの知見より、再結晶抑制効果を高めるためには、式（１）を満たした上で、下記式（２）を満足させる必要があると判明した。
０＜Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１＋Ｔｉ／４８−（Ｃ／１２＋Ｎ／１４） （１）
２．０×１０^−７＜［Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１＋Ｔｉ／４８−（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）］×Ｐ／３１＜２．５×１０^−５ （２）
（ここで、式（１）、式（２）中、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃ、ＮおよびＰはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）
さらに、再結晶抑制効果によって鋼板中に転位、歪みを残存させることで機械特性、磁気特性を確保する本願の技術思想において、十分な機械特性が得られる指標を検討した結果、｛２２２｝の半値幅を０．０５以上、鉄損の観点から０．２２以下が必要と判明し、本発明を完成させたのである。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。

Ａ．無方向性電磁鋼板
本発明の無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：２．０％超４．０％以下、Ｍｎ：０．０５％以上３．０％以下、Ａｌ：１．５％未満、Ｓｉ＋Ａｌ：２．５％以上、Ｐ：０．０３％以上０．２０％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｎｂ、ＺｒおよびＴｉからなる群から選択される少なくとも１種の元素を上記式（１）および（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、｛２２２｝の半値幅が０．０５以上０．２２以下であることを特徴とするものである。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。また、本発明において、「残部がＦｅおよび不純物からなる」とは、本発明の効果を阻害しない範囲で他の元素を含有する場合を含むことを意味する。

Ａ−１．鋼組成
（１）Ｃ
ＣはＮｂ、ＺｒおよびＴｉと結びついて析出物を形成するため、固溶Ｎｂ、ＺｒおよびＴｉの含有量の減少に繋がる。したがって、固溶Ｎｂ、ＺｒおよびＴｉにより再結晶を抑制する本発明では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Ｎｂ、ＺｒおよびＴｉの含有量をそれに応じて増加させれば固溶Ｎｂ、ＺｒおよびＴｉの含有量は確保される点を鑑み、Ｃ含有量の上限値は０．０１％とする。さらに好ましくは０．００５％以下である。

（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。さらに、固溶強化により高強度化に寄与する。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４．０％以下とする。割れ抑制の観点からは３．５％以下が好ましい。固溶強化による鋼板の高強度化と鉄損低減の観点から、Ｓｉ含有量は２．０％超とする。好ましくは２．２％以上である。

（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。

（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。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含有量は１．５％未満とする。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。なお、電気抵抗を高める観点から、ＳｉとＡｌは合計量で２．５％以上とする。

（５）Ｐ
りん化物の形成を抑制し、鋼中で固溶Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉと共存した状態で仕上げ焼鈍に供することにより、再結晶抑制効果が格段に高まるという知見を活用する本発明においては極めて重要な元素である。この効果を得るためには０．０３％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０５％以上である。箱焼鈍型の熱延板焼鈍を採用した場合、本発明の再結晶抑制効果から冷間圧延前の組織は未再結晶組織が主体となる。これに対して本発明の前提である９００℃以上１１００℃以下の温度での連続焼鈍型の熱延板焼鈍の場合、冷間圧延前の組織は再結晶組織となり、通常の高合金の鋼と同様に冷間圧延での割れ発生が懸念される。Ｐ含有量の上限は割れ抑制の観点から設定し、０．２０％以下、好ましくは０．１０％未満とする。また、後述する式（２）を満足する必要がある。

（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。

（７）Ｎ
ＮはＮｂ、ＺｒおよびＴｉと結びついて析出物を形成するため、固溶Ｎｂ、ＺｒおよびＴｉの含有量の減少に繋がる。したがって、固溶Ｎｂ、ＺｒおよびＴｉによって再結晶を抑制する本発明ではＮ含有量は低減することが好ましい。しかしながら、Ｎ含有量が多くてもＮｂ、ＺｒおよびＴｉの含有量をそれに応じて増加させれば固溶Ｎｂ、ＺｒおよびＴｉの含有量は確保できる点を鑑み、Ｎ含有量の上限は０．０２％とする。好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。

（８）Ｎｂ、ＺｒおよびＴｉ
従来技術を凌駕する大きさで再結晶抑制効果を得るためには、りん化物の形成を抑制し、固溶Ｎｂ、Ｚｒ、ＴｉとＰが共存した状態で仕上げ焼鈍に供する必要がある。ここで、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉは極めて活性な元素であり、鋼中のＣ、Ｎと結合する傾向が強いために、まずは炭化物、窒化物、炭窒化物として固定されてしまう。従って、固溶Ｎｂ、Ｚｒ、ＴｉとＰが共存するためには、先に結合してしまうＣ、Ｎよりも原子分率で比較して多量にＮｂ、Ｚｒ、Ｔｉを含有している必要があり、Ｎｂ、ＺｒおよびＴｉ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。
０＜Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１＋Ｔｉ／４８−（Ｃ／１２＋Ｎ／１４） （１）
（ここで、式（１）中、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＣおよびＮはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）

さらに、従来技術を凌駕する大きさで再結晶抑制効果を得るためには、ＣおよびＮと結合することなく残存したＮｂ、Ｚｒ、ＴｉとＰが共存する必要があり、その指標としてＮｂ、ＺｒおよびＴｉ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。
２．０×１０^−７＜［Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１＋Ｔｉ／４８−（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）］×Ｐ／３１ ＜２．５×１０^−５ （２）
（ここで、式（２）中、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃ、ＮおよびＰはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）

これらの式（１）、式（２）を満足した鋼組成とすることは従来技術を凌駕する大きさで再結晶抑制効果を得るための必要条件であり、この鋼組成とした上でりん化物の形成を抑制し、固溶Ｎｂ、Ｚｒ、ＴｉとＰを共存させた状態で仕上げ焼鈍に供することが重要である。固溶Ｎｂ、Ｚｒ、ＴｉとＰが共存した状態で仕上げ焼鈍に供することにより再結晶抑制効果が大幅に高まる理由は明確でないが、固溶Ｎｂ、Ｚｒ、ＴｉとＰが仕上げ焼鈍中に転位近傍に析出前段階のクラスターを形成し、転位の合体・消滅を抑制した結果、再結晶が抑制されたと推察している。

ここで、硫化物を考慮すると固溶状態のＮｂ、ＺｒおよびＴｉの含有量はＳ含有量にも影響される。しかしながら、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Ｓの項を省略した上記式（１）、式（２）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、ＭｎによりＳが固定されたためと考えられる。

固溶Ｎｂ、ＺｒおよびＴｉのうち、再結晶抑制効果が大きいＮｂ、Ｔｉを積極的に含有させることが好ましく、Ｔｉ、Ｎｂの少なくとも１種を０．０２％超含有することが好ましい。

（９）Ｖ
Ｖも再結晶を抑制する効果を有するが、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉと比較するとりん化物を形成する傾向は低い。従って、りん化物を形成させることなく固溶状態にてＰと共存させることを骨子とする本発明においては、Ｖは必須元素ではない。その再結晶抑制効果の観点からは含有させてもよく、含有させる場合には合金コストの観点から１％以下が好ましい。

その他
本発明においては、高強度化する作用を有する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ても構わない。
Ｃｕは鋼板の固有抵抗を増加し、鉄損を低減する効果もある。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を含有させる場合は０．０１％以上８．０％以下が好ましい。なお、本発明はＣｕの析出強化を用いずとも回転子として必要な磁気特性と機械特性を達成できるため、Ｃｕを含有させたとしても従来技術として例示したいわゆる時効熱処理型の無方向性電磁鋼板とは本質的に異なることは言うまでもない。
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、高強度化の効果との兼ね合いでＮｉは０．０１％以上２．０％以下、Ｍｏは０．００５％以上４．０％以下で含有させるのが好ましい。
Ｃｒは鋼板の固有抵抗を増加し、鉄損を低減する効果もある。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は０．０１％以上１５．０％以下で含有させるのが好ましい。
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、含有させる場合はＣｏは０．０１％以上４．０％以下、Ｗは０．０１％以上４．０％以下とすることが好ましい。

さらに、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ても構わない。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、含有させる場合は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、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。

さらに、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種を含有させても構わない。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。

Ａ−２．｛２２２｝の半値幅
本発明では、再結晶を抑制して転位、歪みを残存させることで機械特性を確保しており、残存する転位、歪みの指標として｛２２２｝の半値幅β（ｄｅｇ）を用いる。回転子用として必要な機械特性を得る観点から、βは０．０５ｄｅｇ以上とする。好ましくは０．０６ｄｅｇ以上である。機械特性の観点からはβは高ければ高いほど好ましいが、所望の板厚へ冷間圧延後、仕上げ焼鈍に施さない鋼板（冷間圧延ままの鋼板）では過度に転位、歪みが残存しており磁気特性、特に鉄損に劣る。そのため、βの上限は０．２２ｄｅｇとする。好ましくは０．２０ｄｅｇ以下である。ここで、βは、鋼板の１／８位置にてＭｏをターゲットとしたＸ線回折によって得られる｛２２２｝面の回折パターンから、バックグラウンドおよびＫα２のピークを除去したＫα１のピークの半値幅（ｄｅｇ）である。また、βは測定される半値幅β_ｍと完全に再結晶させた鋼板の半値幅β_０を用いてβ^２＝β_ｍ ^２−β_０ ^２の関係から求められる。β_０としては、例えば１０００℃で２０秒程度の仕上げ焼鈍に供した鋼板の値を用いればよい。

Ｂ．無方向性電磁鋼板の製造方法
本発明の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法は、上述した鋼組成を有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９００℃以上１１００℃以下の温度で１０秒以上５分以下保持した後、８５０℃から５００℃までの冷却速度を５℃／秒以上とする連続焼鈍で熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程と、前記熱延板焼鈍工程により得られた鋼板を一回の冷間圧延により所定の板厚まで仕上げる冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程により得られた冷間圧延鋼板を７００℃以上９００℃以下で１０秒以上１２０秒以下の仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程とを有することを特徴とするものである。

本発明によれば、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉのリン化物の形成が抑制され、Ｐと固溶Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉを共存させた状態で仕上げ焼鈍に供することが可能となる。そのため再結晶抑制効果が高まり、回転子として必要な機械特性と磁気特性とを兼備する無方向性電磁鋼板を高い生産性で製造することができる。本発明においては、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過度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。また、従来のように高価な鋼成分を用いることも、特殊な工程も必要としない。

（１）熱間圧延工程
本発明における熱間圧延工程は、上述した鋼組成を備える鋼塊または鋼片（以下、「スラブ」ともいう。）に熱間圧延を施す工程である。

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。熱間圧延の各種条件は特に限定されるものではないが、りん化物の析出を抑制するため仕上げ温度は７００℃〜９５０℃、巻き取り温度は７５０℃以下が好ましい。

（２）熱延板焼鈍工程
本発明における熱延板焼鈍工程は、上記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に９００℃以上１１００℃以下の温度で１０秒以上５分以下保持した後、８５０℃から５００℃までの冷却速度を５℃／秒以上とする焼鈍を施す工程である。熱延鋼板の焼鈍温度が９００℃未満であると鉄損に劣り、熱延鋼板の焼鈍を省略した場合と同様に冷間圧延時に板厚中央部にて特異な割れが発生するおそれがある。また、熱延板焼鈍温度が１１００℃超であると設備に負担がかかるばかりか、冷間圧延時に通常の高合金の鋼と同様に鋼板エッジ部などを起点として割れが発生する可能性がある。また、８５０℃から５００℃までの平均冷却速度が５℃／秒未満であるとりん化物の析出が進行し、再結晶抑制効果の消失により所望の強度が得られない虞がある。好ましくは１０℃／秒以上である。ここで、８５０℃から５００℃までの平均冷却速度とは、当該範囲の冷却に必要な時間ｔ（秒）を用い、３５０（℃）／ｔ（秒）として求めればよい。なお、仕上げ焼鈍後に全視野が再結晶組織となることが前提の通常の無方向性電磁鋼板では熱延板焼鈍により磁気特性が改善することは知られているが、仕上げ焼鈍後に未再結晶組織を残存させる、あるいは全視野を未再結晶組織とする本発明において、同一の強度レベルであっても熱延板焼鈍を実施することで鉄損が低減する理由は自明ではない。現時点ではその機構は明確でないが、冷間圧延前の組織を再結晶組織とすることで冷間圧延時のすべり系が変化し、熱延板焼鈍を省略した条件と仕上げ焼鈍後に同一の強度レベル、すなわち同一の転位密度であっても、鉄損低減に好ましい微細組織が得られたものと推察している。なお、単に熱延板焼鈍を省略するのみでもりん化物の形成を抑制できるが、磁気特性に劣るという本発明の知見以外に熱延条件の変動の影響を受けやすいという課題がある。また、上述のとおりＰを積極的に含有させた鋼では板厚中央部に特異な割れが発生するおそれもある。そのため、本発明では磁気特性改善効果と再結晶抑制効果の双方を高める上記条件で熱延板焼鈍を実施する。

（３）冷間圧延工程
本発明における冷間圧延工程は、上記熱延板焼鈍後の鋼板に中間焼鈍を施すことなく一回の冷間圧延を施すことにより、所定の板厚まで仕上げる工程である。板厚は０．１５ｍｍ以上０．８０ｍｍ以下が好ましい。板厚が上記範囲未満では、過度の加工が必要となって冷間圧延時に破断するおそれがある。また、後述する仕上げ焼鈍工程での生産性が悪くなるばかりか、占積率やカシメ強度が低下する可能性もある。一方、板厚が上記範囲を超えると、渦電流損失が増加するため、モータ効率が低下するおそれがある。また、冷間圧延時に導入される転位の量が低下するために、製品の強度が低下するおそれもある。このような観点から、さらに好ましい板厚は０．２０ｍｍ以上０．７０ｍｍ以下である。

本発明においては、仕上げ焼鈍工程の前までに導入された転位の仕上げ焼鈍工程における消滅を抑制して、仕上げ焼鈍工程後に転位を十分に残存させることにより高強度化を達成している。そのため、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。仕上げ焼鈍工程の前までに導入された転位の量は仕上げ焼鈍工程に供される前の鋼板、すなわち冷間圧延鋼板の引張強さで判別することができる。回転子用途として必要な強度を確保する観点から、冷間圧延鋼板の引張強さは、圧延方向を長手方向とした測定値で８５０ＭＰａ以上が好ましい。より好ましくは９００ＭＰａ以上である。
ここで、冷間圧延鋼板の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。

後述するように、仕上げ焼鈍工程前に鋼板の平坦度を矯正する目的で軽加工を行う、すなわち矯正工程を行う場合は、矯正工程後の鋼板が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。

上述したように転位が十分に導入されれば本発明の効果を得ることができるため、冷間圧延時の鋼板温度、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。

（４）仕上げ焼鈍工程
本発明における仕上げ焼鈍工程は、上述した冷間圧延工程により得られた冷間圧延鋼板を７００℃以上９００℃以下で１０秒以上１２０秒以下で焼鈍する工程である。本発明は、仕上げ焼鈍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、仕上げ焼鈍温度を通常の無方向性電磁鋼板の焼鈍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仕上げ焼鈍を前提とすれば、炉温が下がり、かつ安定化するまでは仕上げ焼鈍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焼鈍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仕上げ焼鈍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。本発明ではＰと固溶Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉを共存させた状態で仕上げ焼鈍に供することが可能であるため、再結晶を抑制する効果は従来技術を凌駕している。したがって、仕上げ焼鈍での温度が高くとも所望の強度を得ることができ、特殊な焼鈍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、仕上げ焼鈍温度が９００℃以下であれば、所望の強度を得ることができる。高強度化の観点から好ましくは８５０℃以下、さらに好ましくは８００℃以下である。仕上げ焼鈍の時間は１０秒以上１２０秒以下とする。焼鈍温度が低ければ低いほど、時間が短ければ短いほど再結晶進行が抑制されるが、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、鉄損増加にも繋がる。さらに、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。また、焼鈍時間が長時間化した場合も生産性が低下する。これらの観点から焼鈍温度の下限値を７００℃とする。これらの焼鈍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。また、従来技術を凌駕する再結晶抑制効果を有しているため、例えば７００℃で仕上げ焼鈍を実施した場合に得られる強度は、従来技術では６００℃未満という特殊な仕上げ焼鈍温度の機会を設けた場合にはじめて達成されるものに等しい。そのため本発明によれば、現行の生産性を維持したまま、製造可能な機械特性レベルの範囲を大幅に拡大可能である。

（５）その他
本発明においては、上記仕上げ焼鈍工程後に、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被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。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。

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。

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）
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８３０℃で熱間圧延を行い５８０℃で巻き取り、厚さが２．１ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。その後、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。得られた冷間圧延鋼板に種々の温度で２０秒間保持する仕上げ焼鈍を施し、｛２２２｝の半値幅β、機械特性（ヤング率ＹＰ、引張強さＴＳ）、磁気特性を評価した。βは鋼板の厚み方向１／８位置まで化学研磨にて減肉した後に、ＭｏをターゲットとするＸ線回折によって評価した。機械特性は、圧延方向を長手方向とするＪＩＳ５号試験片を用いた引張試験をｎ数＝２で実施し、その平均値で評価した。磁気特性は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Ｗ_{１０／４００}と、磁化力５０００Ａ／ｍでの磁束密度Ｂ_５０と、を測定した。磁気測定は圧延方向と圧延直角方向についてｎ数＝２で実施し、それらの平均値を採用した。

表２に、熱延板焼鈍条件、仕上げ焼鈍温度とともに評価結果を示す。
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。
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含有量が高く、冷間圧延時に破断した。
比較例４の鋼板はＮｂ、ＺｒおよびＴｉの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、βが本発明範囲を下回り、降伏点および引張強さともに劣っていた。
比較例５の鋼板はＰ含有量が本発明範囲外であるため再結晶抑制効果が小さく、実施例１と同等の機械特性、磁気特性を達成するためには仕上げ焼鈍温度を本発明の範囲外へと著しく低温下する必要があり、生産性に劣るものであった。
比較例６は、本発明で規定する要件を満足する鋼組成であるものの、仕上げ焼鈍温度が高いためにβが本発明範囲を下回り、機械特性に劣っていた。
比較例７は本発明で規定する要件を満足する鋼組成であるものの、熱延板焼鈍条件が本発明範囲外のため再結晶抑制効果が著しく減少してβが本発明範囲を下回り、降伏点および引張強さともに劣っていた。
比較例８および比較例９は、本発明で規定する要件を満足する鋼組成であるものの、熱延板焼鈍時の冷却速度が本願発明範囲外のために再結晶抑制効果が著しく減少してβが本発明範囲を下回り、同一の仕上げ焼鈍温度であっても実施例１と比較して降伏点および引張強さともに劣っていた。
比較例１０は、βが本発明の規定を満たさなかった。これは熱延板焼鈍を省略したためであると考えられる。特に比較例１０では図３に示すとおり冷間圧延時に板厚中央部にて割れが発生し、１枚しか磁気特性、機械特性を評価できなかった。
比較例１１は、βが本発明の規定を満たさなかった。これは熱延板焼鈍温度が適切でないためと考えられる。そして比較例１１でも比較例１０と同様に冷間圧延時に板厚中央部にて割れが発生し、１枚しか磁気特性、機械特性を評価できなかった。
比較例１２は、冷間圧延時に破断し、試験片を採ることができず、電磁鋼板としての製造することができなかった。これは、熱延板焼鈍温度が高いためであると考えられる。

これに対して本発明で規定する要件を全て満足する実施例１〜１８の鋼板では、磁気特性・機械特性とも優れた値を示していた。また仕上げ焼鈍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、機械特性が得られた。さらに、実施例１と比較例５を比較することにより、本発明の製造方法の再結晶抑制効果が大きく、従来技術では５５０℃という極めて特殊な温度で仕上げ焼鈍を実施しなければ達成できない機械特性が、７００℃という通常の無方向性電磁鋼板の連続焼鈍ラインで実施する程度の温度で達成可能なことがわかった。また、実施例１と比較例８〜比較例９から、熱延板焼鈍時の冷却速度の制御により再結晶抑制効果が大幅に変化し、本発明範囲への制御によって優れた機械特性が得られることがわかった。また、実施例４および比較例５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。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：２．０％超４．０％以下、Ｍｎ：０．０５％以上３．０％以下、Ａｌ：１．５％未満、Ｓｉ＋Ａｌ：２．５％以上、Ｐ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｎｂ、ＺｒおよびＴｉ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）および（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、｛２２２｝の半値幅が０．０５以上０．２２以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
   ０＜Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１＋Ｔｉ／４８−（Ｃ／１２＋Ｎ／１４） （１）
   ２．０×１０^−７＜［Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１＋Ｔｉ／４８−（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）］×Ｐ／３１＜２．５×１０^−５ （２）
   （ここで、式（１）（２）中、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃ、ＮおよびＰはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）
2. 前記Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ、Ｎｂの少なくとも１種を０．０２％超で含有することを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
3. 前記Ｆｅの一部に代えて、Ｖを１％以下含有することを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の無方向性電磁鋼板。
4. ｛２２２｝の半値幅が０．０５以上０．２２以下となる無方向性電磁鋼板を製造するための方法であって、
   請求項１から請求項３のいずれかに記載の組成からな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９００℃以上１１００℃以下の温度で１０秒以上５分以下保持した後、８５０℃から５００℃までの冷却速度を１０℃／秒以上とする熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程と、
   前記熱延板焼鈍工程により得られた鋼板を一回の冷間圧延により所定の板厚まで仕上げる冷間圧延工程と、
   前記冷間圧延工程により得られた冷間圧延鋼板を７００℃以上９００℃以下で１０秒以上１２０秒以下の仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程と、を有することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。