JP5644680B2

JP5644680B2 - 電磁鋼板およびその製造方法

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Inventors: 多津彦平谷; 村木　峰男; 峰男村木; 尾田　善彦; 善彦尾田
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Description

本発明は、パワーエレクトロニクス用の高周波トランス、リアクトル、モーターの鉄心として好適な電磁鋼板に関し、特に周波数10kHz前後での高周波特性の向上、および外部応力による鉄損劣化の低減を図ろうとするものである。

電磁鋼板の鉄損は、鋼中の析出物や結晶粒径、集合組織等に強く依存する履歴損と、板厚、比抵抗、磁区構造等に強く依存する渦電流損からなっている。
一般的な電磁鋼板は、鋼中不純物を極力減らすことで、結晶粒の成長性を高め、履歴損の低減化を図っている。

ここに、商用周波数（50/60Hz）においては、電磁鋼板の鉄損中、履歴損の占める割合が大きい。しかしながら、履歴損は周波数に比例して大きくなるものの、渦電流損は周波数の２乗に比例して大きくなるため、数kHz以上の高周波となると、逆に渦電流損の占める割合が大きくなってしまう。

加えて近年、パワーエレクトロニクス分野でスイッチング素子の高周波化が進み、トランスやリアクトル、モーター等の鉄心材料として用いられる電磁鋼板に対しても、いわゆる高周波鉄損の低減が強く望まれるようになっている。

この要望に対し、電磁鋼板の板厚を0.2mm以下としたり、Siを４質量％近くまで高めたりすることで、渦電流損を低減して対応しているが、最近は、さらに自動車やエアコンのみならず太陽光発電等の新エネルギー分野においても数kHz〜30kHzのスイッチング素子が使われるようになり、さらに高周波鉄損の低い鉄心材料が求められてきている。

従来、このような分野には板厚：0.1mm以下の極薄電磁鋼板や高Si電磁鋼板、あるいは鉄粉を固めたダストコアが適用されている。しかしながら、極薄電磁鋼板は、板厚：0.1mmであっても渦電流損が十分に低いとはいえない。また、Si濃度が４質量％を超える高Siの電磁鋼板は、硬く脆いために製造が容易ではなく、さらにダストコアは、電磁鋼板と比べて履歴損が著しく大きいため、数kHzの周波数ではその鉄損が大きく劣化してしまう。

そこで、電磁鋼板の高周波鉄損を低減する手段として、特許文献１には、浸珪法による6.5質量％Si鋼板の製造方法が記載されている。この技術は、板厚：0.05〜0.3mmの３質量％Si鋼板を、高温で四塩化珪素ガスと反応させて、鋼中のSi濃度を高めるプロセスである。これは、6.5質量％Si鋼板が３質量％Si鋼板の約２倍の固有抵抗を有していて、渦電流損失を効果的に低減できるため、高周波用材料として有利であると共に、磁歪が実質的にゼロであって、鉄心の低騒音化に優れた効果を発揮するからである。

特許文献２には、浸珪プロセスにおいて、表層Si濃度が6.5質量％となった時点で、Si均一化拡散を中断することにより、板厚方向にSi濃度勾配が存在する鋼板が得られること、また、この材料を用いると、Siを均一化した場合よりも、高周波領域での鉄損が低減することが示されている。

特許文献３は、電磁鋼板の高周波鉄損を低減するために、板厚方向のSi濃度差（最大−最小）と表層Si濃度および鋼板表裏面のSi濃度差について規定している。とりわけ、表層Si濃度が6.5質量％の場合に最も低い鉄損が得られる旨の記載がある。
一般に、Siを３質量％以上含む電磁鋼板は、高温に加熱してもオーステナイト相（γ相）となることはなく、液相が生じるまでフェライト相（α相）となっている。従って、上述した浸珪処理は全てα相中で行われている。

特許文献４では、Siが３質量％未満の鋼板に対し、900〜1000℃の温度範囲で表層のみ浸珪処理を施すことによって、板厚全体の平均Si濃度が0.5〜４％と低く、加工性の良い高周波特性に優れたモーター用電磁鋼板が得られるとしている。

特許文献５では、低炭素鋼板をγ相域の1050〜1250℃で浸珪処理し、表層のみ高Si濃度としたまま冷却することで３層クラッド型の鋼板とすることにより、渦電流損を大幅に低減できることが記載されている。

特公平６−４５８８１号公報特公平５−４９７４４号公報特開２００５−２４０１８５号公報特開２０００−３２８２２６号公報特願２００９−２７２６４８号明細書特許第２８５６０１１号公報特許第２９５６４０６号公報

ここに、鉄損は、上述したように、履歴損と渦電流損の和で表され、励磁周波数が高くなるほど、全鉄損に占める渦電流損の占める割合が増すことが知られている。渦電流は、材料の比抵抗が大きいほど流れ難くなるため、高周波用の磁芯には比抵抗の大きな材料が用いられる。
また、鋼板の比抵抗を高める元素としてSi、Al、Cr、Mnが知られており、一般的な電磁鋼板は、主としてSiを添加することにより比抵抗を高めている。ただし、Si濃度が４質量％を超えると材料は著しく脆化し、冷間圧延が困難となる。従って、通常はSi添加の上限は４質量％前後であり、さらに比抵抗を高めるためには、１〜４質量％のAl、Crが加えて添加される。

しかしながら、合金元素を多量に添加することはコストアップを招くとともに、素材の飽和磁束密度の低下を招いてしまう。例えば、３質量％Si鋼の飽和磁束密度は2.03Ｔであるが、これにAlを１質量％、Crを３質量％加えると、飽和磁束密度は1.80Ｔ程度に低下してしまう。
また、高周波用のコア材においても、励磁電流に一定の大きさの直流成分が含まれることや、瞬間的に流れる高電流によって材料が磁気飽和してしまうことを想定して材料設計されることが多いが、このような材料の飽和磁束密度の低下を補うためには、コアの大型化を伴うという問題がある。

特許文献２によれば、３質量％Si鋼板を最終板厚まで圧延した後、最後の焼鈍の際に高温で四塩化珪素を吹き付ける浸珪プロセスにより、これまで圧延法では製造困難とされていた6.5質量％Si鋼板の製造を可能としている。6.5質量％Si鋼板は３質量％Si鋼板の約２倍の比抵抗を有するため、高周波用の鉄心として好適な材料である。
しかしながら、実際に鉄心として使用するには、材料の6.5質量％Si鋼板に対して、さらにスリット、プレスまたは曲げ加工などを施す必要があり、その際に、割れや欠けが生じることが多かった。また、飽和磁束密度が1.80Ｔ程度と低くなる問題も有していた。

特許文献３には、6.5質量％Si鋼板よりさらに高周波特性に優れた材料として、板厚方向にSi濃度勾配を残した鋼板が記載されている。この鋼板は、表層Si濃度が6.5％程度であっても、板厚中央層のSi濃度は３〜４質量％程度であるため、鋼板全体の平均としては、上記した6.5質量％Si鋼板と比べて低Siの材料と考えられる。このため、加工性が6.5質量％Si鋼よりも良好で、かつ、飽和磁束密度も1.85〜1.90Ｔと高くなっている。
しかしながら、この技術では、Siが気相から鋼板表層に浸透すると同時に鋼板内部へ速く拡散していくため、特に、板厚の薄い0.1mm以下の鋼板においては、表層のSi濃度を6.5質量％まで高める間にSiが板厚中央層にまで拡散し、鋼板全体のSi濃度が上がってしまうという問題があった。

特許文献４では、板厚方向にSi濃度勾配を有する鋼板を製造するにあたり、素材としてSi濃度が３％未満の材料を用いることで鋼板全体の平均Si濃度を下げ、加工性の良い高周波低鉄損材料を得ようとしている。
ここで、低Si濃度の素材は高温でγ相となるが、特許文献４の技術においては、1000℃を超える高温のγ相で浸珪すると表層のγ／α変態の界面で割れが生じてしまう。そのため、γ相が殆ど生成しない900〜1000℃の温度域で浸珪処理を行っている。
しかしながら、このような浸珪処理は、従来のα相での浸珪処理の延長であり、渦電流損を低減する効果も予想の範囲内でしかない。

特許文献５では、Ｃが0.02質量％を超える低炭素鋼を素材として用い、1050℃を超える高温域で浸珪処理して３層クラッド構造とし、飛躍的な渦電流損の低減を図っている。しかしながら、この材料の板厚中央部は複雑な変態組織となっており、電磁鋼板としての直流磁気特性は極めて悪いという問題があった。
例えば、磁化曲線で磁化力800A/mに相当する磁束密度Ｂ_８は0.75Ｔ程度でしかない。実際のコア材の寸法は、磁化曲線の微分透磁率が急激に減少し始める磁束密度、いわゆるBH曲線の肩の高さで決められるが、その指標としてＢ_８の値が用いられることも多い。従って、例え飽和磁束密度が高かったとしても、直流磁気特性が悪くＢ_８が低い材料は、実質的にコアの小型化には不向きである。

さらに近年、ハイブリッド車や電気自動車、太陽光発電等の電源には、10〜20kHzのスイッチング素子が使われており、高周波鉄損の低い材料が求められているが、さらにコアの小型化を図るため直流磁気特性の改善も併せて望まれている。

本発明は、このような現状から開発されたもので、高周波鉄損が低くかつ直流磁気特性の良好な電磁鋼板を得ることおよびその電磁鋼板を得るための最良の製造方法を提供することを目的とする。

発明者らは、高温オーステナイト相で浸珪処理して、表層のみ高Siのフェライト相とした後、冷却して得られる三層クラッド型の電磁鋼板について、直流磁気特性を改善する方策を検討した。
まず、板厚中央層の微細な変態組織が直流磁気特性を著しく劣化させているものと考え、Ｃ量が0.0030％未満の極低炭素鋼を素材として浸珪したサンプルを作製した。浸珪用試料は、Si：0.1質量％の極低炭素鋼板を板厚：0.1mmまで圧延したものを用いた。

ここで、浸珪処理温度は1175℃（オーステナイト相）とし、表層が6.0質量％Siのフェライト相、板厚中央層はオーステナイト相ままの状態で残るように浸珪・拡散処理を施し、連続焼鈍相当の冷却速度（約10℃/s）で室温まで冷却した後、取り出した。浸珪処理後の試料断面を光学顕微鏡で観察したところ、表層、板厚中央層とも板厚の１／４程度の比較的大きなフェライト結晶粒で構成されていることが確認できた。ただし、特許文献４で述べられているとおり、表層と板厚中央層の界面で部分的に割れが認められ、表層では結晶粒の単位で剥落している箇所が確認された。また、一見割れが生じていなくても、曲率半径：５mm以下のパイプに試料を巻き付けたところ、前記した界面から割れが発生したり、表層の剥離が発生したりした。
電磁鋼板は、プレス加工や曲げ加工を経て使われる場合が多いため、曲げることで鋼材が剥離するような材料では使用に堪えない。そこで、その防止策について以下検討した。

一般に、鋼中のSi濃度が高くなると材料は硬く脆くなる。特に、酸化や不純物の偏析の影響を受けて粒界割れしやすくなることが、特許文献６や特許文献７に記載されている。
また、本発明のように、オーステナイト／フェライト変態（以下、γ／α変態という）を利用する場合、粒界ばかりでなく変態界面で不純物が濃化する傾向がある。さらに変態界面には、応力が集中するため、曲率半径の小さなロールに巻き付けると、その変態界面で容易に割れや剥離が生じてしまう傾向にある。

しかしながら、発明者らがさらに調査を行なったところ、Ｃ量が0.04質量％程度に低くなった材料においては、このような現象は殆ど見られなくなった。そこで、Ｃ含有量の異なる素材を用いて所定の浸珪処理を行い、曲げ加工性と直流磁気特性に及ぼすＣの影響について調査を行った。

素材の主要成分は、Si：0.1質量％、Mn：0.05質量％、P：0.008質量％、S：0.004質量％、Al：0.005質量％、N：0.003質量％とし、Ｃ量のみ0.0005〜0.04質量％の範囲で変えたものを用いた。
試料の板厚は0.1mmとした。Ｎ₂雰囲気で室温から1175℃まで試料を加熱し、炉内にSiCl₄ガスを供給して浸珪処理を施した後、SiCl₄ガスを止めてＮ₂雰囲気中で均熱処理し、次いで10℃/sの冷却速度で400℃以下まで冷却した。ここで、SiCl₄ガスから鋼中にSiを浸透させる量（浸珪量）は2.5質量％とし、板厚中央層の未浸珪部分（Si濃度が実質的に素材と同じである部分）は板厚の50％程度となるように、浸珪時間および均熱時間を調整した。これらは、浸珪処理後の試料における断面組織の写真観察およびEPMAを用いた元素分析によって確認した。
また、浸珪処理後の試料を片面から板厚中央層まで化学研磨して、板の反り量から表層にかかる引張応力を計算したところ、90〜140MPaであることが分かった。

これらＣ量の異なる浸珪処理試料を、それぞれ曲率半径：２〜20mmのパイプに、径の大きい順に巻き付け、割れや剥離の生じる直前の径を、限界曲げ半径として計測した。さらに、Ｂ_８測定を、幅：30mm×長さ：100mmの試料を用いて単板磁気測定器で行った。
これらの測定結果をそれぞれ図１に示す。

高温で、オーステナイト相の鋼板に浸珪処理を施して、表層のみ高Siのフェライト相とし、板厚中央層は低Siのオーステナイト相ままの状態から冷却して得られる電磁鋼板では、鋼中Ｃ量が0.0030質量％（30ppm）未満の場合、曲げ半径が10mm以下で始めて割れや剥離が生じるのに対し、鋼中Ｃ量が0.0030質量％（30ppm）以上の場合は、曲げ半径５mm以下でも割れや剥離が生じないことが分かった。
この曲げ半径：５mm以下というのは、鋼板表面が塑性変形する領域であり、ここで割れや剥離が生じないことは、実用材料としての利用可能性が有るものと考えられる。

上記したような浸珪試料の曲げ加工性に対して、微量のＣが影響するメカニズムは現時点で明らかではないが、Ｃ量の増加によって表層のSi濃度が高い部分における粒界酸化や、Ｓ、Ｐ等の粒界偏析が抑制されること、またＣが増すとオーステナイト相とフェライト相の二相共存域が拡がるため、表層と板厚中央層の界面での不純物偏析が緩和されること、さらに、冷却中に生じる表層と板厚中央層の界面での応力集中も緩和されることなどが影響しているものと考えられる。

磁束密度Ｂ_８は、Ｃ含有量が0.02質量％（200ppm）未満の場合、1.3Ｔ前後の値を示すが、0.02質量％以上になると急激に低下する。Ｃ量が0.02質量％（200ppm）未満の材料では、表層も板厚中央層も比較的粗大なフェライト結晶組織となっているのに対し、0.02質量％以上となる材料では、板厚中央層がパーライト、ベイナイトまたはマルテンサイトを含む複雑な微細組織となっており、これが直流磁気特性を大幅に劣化させているものと考えられる。

次に、Ｃ量が0.007質量％（記号●）、0.016質量％（記号□）および0.04質量％（記号▲）の各浸珪処理試料について、直流磁化曲線を比較して図２に示す。
Ｃ量が0.02質量％以下では直流磁化曲線の形は殆ど変わらないが、0.04質量％では曲線の傾きが急激に低下している。
このように、γ／α変態を利用した浸珪処理材において、実用材料として必要な加工性を保持しつつ良好な直流磁気特性を得るためには、Ｃ量が0.0030質量％以上0.02質量％未満の範囲であることが必要といえる。

続いて、上記のような浸珪処理をした試料を、変態点以下の温度（900℃以下）で焼鈍する（歪み取り焼鈍）ことにより表層にかかる引張応力を変化させた。ここで表層にかかる張力は、鋼板の片面から板厚の中央までを化学研磨したときの反り量によって求めた。なお、歪み取り焼鈍前後の板厚方向のSi濃度勾配の変化は殆ど無視できるものとする。
表１に、表層にかかる張力と0.05Ｔ；20kHzにおける渦電流損との関係を示す。

同表に示したとおり、張力が50MPa以上の範囲で渦電流損の減少が顕著となる。しかしながら、それ以上に張力をアップしても渦電流損の低減効果は大差なく、むしろ直流磁気特性の劣化や履歴損の増大、表層と板厚中央層の界面割れのリスクが高まる。そのため、本発明における張力の上限は150MPaとした。
本発明は、以上のような検討の結果から完成したものである。

すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：0.0030質量％以上0.02質量％未満、Si：２質量％以下、Mn：0.05〜0.5質量％、Ｐ：0.01質量％以下、Ｓ：0.005質量％以下、Al：0.002〜0.01質量％およびＮ：0.01質量％以下、残部Feおよび不可避的不純物の組成を満足し、かつオーステナイト相となる温度まで加熱され、このオーステナイト相の状態から室温まで冷却して得られた組織になる板厚中央層と、Ｃ：0.0030〜0.02質量％、Si：２質量％超7.5質量％以下、Mn：0.05〜0.5質量％、Ｐ：0.01質量％以下、Ｓ：0.005質量％以下、Al：0.002〜0.01質量％およびＮ：0.01質量％以下、残部Feおよび不可避的不純物の組成を満足し、かつフェライト単相となる表層よりなるクラッド型の電磁鋼板であって、該表層が内部応力として50〜150MPaの面内引張応力を有することを特徴とする電磁鋼板。

２．表面から板厚10％深さまでの平均Si濃度を5.0〜6.5質量％としたことを特徴とする前記１に記載の電磁鋼板。

３．直流磁化力800A/mで磁化したときの磁束密度Ｂ_８が1.3Ｔ以上、限界曲げ半径が５mm以下であることを特徴とする前記１または２に記載の電磁鋼板。

４．前記電磁鋼板の板厚が0.03〜0.20mmであることを特徴とする前記１〜３いずれかに記載の電磁鋼板。

５．前記１〜４のいずれかに記載の電磁鋼板を製造する方法であって、Ｃ：0.0030質量％以上0.02質量％未満、Si：２質量％以下、Mn：0.05〜0.5質量％、Ｐ：0.01質量％以下、Ｓ：0.005質量％以下、Al：0.002〜0.01質量％およびＮ：0.01質量％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板に、1100〜1250℃の温度域で浸珪処理を施して、表層を平均Si濃度が２質量％を超えるフェライト相、板厚中央層をSi濃度が２質量％以下のオーステナイト相の状態とし、その後、冷却速度：５〜30℃/sで400℃以下まで冷却することを特徴とする電磁鋼板の製造方法。

本発明によれば、高周波特性および直流磁気特性に優れ、かつ飽和磁束密度の高い電磁鋼板を、加工性を損なうことなく、その有利な製造方法と共に得ることができるので、高周波用材料として、加工性に優れていると同時に高周波トランス等の小型化にも有利な鉄心材を提供することができる。

鋼中Ｃ量と曲げ加工性および磁束密度との関係を示したグラフである。直流磁化曲線を示したグラフである。

以下、本発明を具体的に説明する。
まず、鋼板の構造、成分組成等の限定理由について述べる。なお、鋼板成分における％表示は、以下、特に断らない限り質量％を表す。
Ｃ量は、本発明で最も重要な要素の１つである。Siが２％以下の鋼板を、オーステナイト相（以下、γ相という）となる温度まで加熱して浸珪・拡散処理を施し、表層が高Si濃度のフェライト相（以下、α相という）かつ板厚中央層が低Si濃度のγ相の状態から、所定の冷却速度で冷却することによって得られる鋼板において、Ｃ量が0.0030％未満の場合は、表層と板厚中央層の界面で割れや剥離が生じ、一方Ｃ量が0.02％以上となる場合は板厚中央層がパーライト、ベイナイト、マルテンサイト等の微細な変態組織となり、直流磁気特性を著しく劣化させる。従って、表層と板厚中央層の界面で割れ・剥離を生じることなく、かつ比較的良好な直流磁気特性を得るためには、Ｃ量を0.0030％以上0.02％未満の範囲とすることが必要である。
高温状態において、浸珪によりγ相からα相に変態した表層の部分は、冷却した後もそのままα相となる。一方、高温状態においてγ相のままであった板厚中央層を、冷却過程でα相へと変態させる。よって、本発明の鋼板は、Ｓｉ濃度が２％以下の表層部分とＳｉ濃度が２％超の板厚中央部とが、共にフェライト相ではあるが、板厚中心層は冷却時の変態の影響が残った組織となる。この組織はおそらく、冷却時の変態による歪みが残存しているものと考えられる。

また、十分な渦電流損の低減効果を得るためには、表層にかかる内部応力を、面内引張応力で50〜150MPaの範囲とすることが必要である。というのは、50MPa未満の応力では渦電流損を十分に低減することができず、逆に150MPa以上の引張応力が生じた場合は、渦電流損の改善代がほとんど無く、高い応力で表層および板厚中央層の変態界面が割れ易くなるからである。

ここで、本発明における限界曲げ半径とは、鋼板を曲率半径の大きなパイプから小さなパイプに順次巻き付けた際、鋼板が割れたり、表層と板厚中央層の界面で剥離することがない最小の半径とする。
上記の限界曲げ半径が５mm以下であれば実使用上で問題はない。しかしながら、５mm超の径に巻き付けて、鋼板が割れたり、表層と板厚中央層が剥離したりするほど脆い場合は、二次加工を必要とするコア用の電磁鋼板としては不向きである。よってその上限は５mmが好ましい。

直流磁化力800A/mで磁化したときの磁束密度Ｂ_８が1.3Ｔ以上である場合、現在生産されている6.5%Si鋼板のＢ_８より高いため、そのぶんコアの設計磁束密度も大きくとることができる。すなわちコアの小型化が可能となる。一方、Ｂ_８が1.3T未満である場合、コアが現在より大型化するといったデメリットが生ずる。

渦電流損を効果的に低減するためには、表層の引張応力を高め、磁束を表層に集中させることが重要である。加えて、大きな渦電流が流れる表層の固有抵抗を高めて渦電流が流れ難くすることも重要である。
ここに、鋼板の固有抵抗はSi濃度とともに増加する。そのため、鋼板の表層の平均Si濃度は２％超とする必要がある。一方、製品板の曲げ加工や打ち抜き加工時の表面割れ防止のため、鋼板の表層の平均Si濃度は7.5％以下とする必要がある。なお、鋼板表層である鋼板表面から板厚深さ10％までの平均Si濃度を5.0％以上とすることは、渦電流損の低減効果をより高める点で好ましい。一方、表層での平均Si濃度が6.5％を超えると、磁歪定数が負に転じ、表層での面内引張応力が透磁率を低下させるおそれが生じる。よって、表層Si濃度の上限は6.5％とすることが好ましい。

ここで、本発明が対象としているのは、特に数kHz〜数十kHzの高周波用途である。そのため、板厚が0.20mmを超えると渦電流損が過大となるおそれがある。一方、板厚：0.03mm未満は、圧延の製造コストが増加するのみならず、コア材の加工・組立作業にも大きな負荷がかかると予想される。従って、板厚は0.03〜0.20mmの範囲とすることが好ましい。

次に、鋼板の表層および板厚中央層の成分の限定理由について説明する。なお、以下に示す鋼板成分の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
成分中、Siに関し、製品においては、上述したとおり、表層で２％超7.5％以下、板厚中央層で２％以下にする必要があり、他方、素材においては、高温でγ相を生じさせ、効果的に渦電流損を低減するためには素材全体で2.0％以下とする必要がある。その他の成分については、表層および板厚中央層の両層共に同じか、またはSiとFeの相互拡散に伴う不可避的な濃度差があっても良い。なお、表層のSi量は、上述したように5.0〜6.5％の範囲が好ましい。
Ｃ：0.0030％以上0.02％未満
前述したとおり、Ｃが0.0030％未満の場合は、表層と板厚中央層の界面で割れや剥離が生じ、Ｃが0.02％以上となる場合は板厚中央層がパーライト、ベイナイト、マルテンサイト等の微細な変態組織となって、直流磁気特性を著しく劣化させてしまう。よって、良好な加工性と直流磁気特性を同時に得るためには0.003％以上0.02％未満とすることが必要である。

Mn：0.05〜0.5％
Mnは、MnＳとして析出することで、鋼中Ｓの粒界偏析を抑制することができる。0.05％未満ではその添加効果が薄く、一方、0.5％を超えて添加してもその添加効果は飽和してそれ以上の効果は望めない。よって、Mnは0.05〜0.5％の範囲とする。

Ｐ：0.01％以下
Ｐは、脆化元素であり、鋼板の表層と板厚中央層の界面で割れが生じやすくなるため、極力低減化することが望ましいが、0.01％までは許容できる。

Ｓ：0.005％以下
Ｓは、熱間脆性の原因となる元素であり、濃度が増すと生産性が低下するため、極力低減化することが望ましいが、0.005％までは許容できる。

Al：0.002〜0.01％
Alは、0.002％未満に制限した場合、種々の粒径が混在した組織となりやすく、鉄損を劣化させる。一方、0.01％を超えて添加した場合は直流磁気特性を劣化させる。よって、Alは0.002〜0.01％の範囲とする。

N：0.01％以下
Nは、0.01％を超えて添加した場合、履歴損の増大を招いてしまうので、0.01％以下とする。

次に、本発明の電磁鋼板に用いて好適な製造方法について説明する。
浸珪処理を施す前の電磁鋼板の製造方法について、特に制限はなく、従来公知の方法いずれもが好適に使用することができる。例えば、前記した鋼板の板厚中央層の成分組成になるスラブを、加熱し、熱間圧延を施して、冷間圧延または１回もしくは２回以上の中間焼鈍を挟む冷間圧延を繰り返して所定の板厚の鋼板とすれば良い。また、必要に応じ仕上げ焼鈍を施しても良い。

その後、かかる鋼板に対し、浸珪処理を施して表層のSi濃度を増加させるのであるが、高温のγ相となった状態の鋼板に浸珪処理を施して、表層のみを高Siのα相とし、板厚中央層はγ相ままの状態で室温まで冷却する。
このようなプロセスにおいて、浸珪処理を1100℃未満で行うと、表層に十分な引張応力を付与することができずに、渦電流の低減効果は限定的となってしまう。一方、1250℃を超えた温度で浸珪処理を行うと、表層の最もSi濃度の高い部分で液相が生じてしまい、鋼板の破断や皺、反りの発生原因となる。よって、浸珪処理の温度は1100〜1250℃の範囲とする。

ここに、Siを浸透（浸珪）させる方法としては、従来公知の方法で良く、気相浸珪法、液相浸珪法、固相浸珪法等が挙げられる。また、その際に使用するSi系のガスは、特に限定されずに、シランガス、例えば、四塩化珪素、トリクロロシラン、ジクロロシラン、モノシラン、ジシランの内から選んだ１種または２種以上のガスであることが望ましい。

本発明において、浸珪処理後の冷却、特に400℃までは、５℃/s以上の速度で冷却することが重要で、冷却速度をこれ以上遅くすると、内部応力が緩和して十分な渦電流損の低減効果が得られない。一方、30℃/sを超えて急冷却した場合は、Ｃ量が0.02％以下であっても、板厚中央層に細かな歪みの入った複雑な組織が生じて直流磁気特性が大幅に劣化してしまう。従って、良好な直流磁気特性を得るためには、少なくとも400℃までを、冷却速度：５〜30℃/sの範囲とすることが必要である。

〔実施例１〕
Ｃ：0.0025〜0.025％、Si：0.1〜1.3％、Mn：0.05％、Ｐ：0.008％、Ｓ：0.005％、Al：0.005％およびＮ：0.003％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板を1150℃まで加熱して浸珪処理し、表層のSi濃度が６％前後のα相、板厚中央層がSi濃度２％以下のγ相の状態から表２に示す冷却速度で400℃以下まで冷却したサンプルについて、断面のSi濃度、表層の引張応力、限界曲げ半径、直流磁気測定によるＢ_８をそれぞれ測定した。
それらの測定結果を表２に示す。

同表に示したように、本発明に従った発明例はいずれも、良好な加工性（限界曲げ半径が小さい）と良好な直流磁気特性（Ｂ_８が大きい）とが同時に得られるていることが分かる。一方、Ｃ濃度が0.0030％未満のものは限界曲げ半径が12ｍｍと割れやすく、また、Ｃ濃度が0.02％を超える場合はＢ_８が大幅に低下していることがわかる。
また、冷却速度が30℃/sを超えているものは、引張応力が大きくなって限界曲げ半径が10mmと割れ易くなり、Ｂ_８も大幅に低下していることがわかる。

〔実施例２〕
Ｃ：0.007％、Si：0.2％および0.8％、Mn：0.05％、Ｐ：0.008％、Ｓ：0.005％、Al：0.005％ならびにＮ：0.003％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板を1150℃まで加熱して浸珪処理し、表層のSi濃度が4.6％〜7.2％のα相、板厚中央層がSi濃度2％以下のγ相の状態から冷却速度10℃/sで400℃以下まで冷却したサンプルについて、断面のSi濃度、表層の引張応力および0.05Ｔ；20kHzの渦電流損を測定した。
その結果を表３に示す。

同表に示す通り、発明例の中でも表層Si濃度が５％〜6.5％の範囲の場合に、渦電流損がより効果的に低減されていることが分かる。

〔実施例３〕
Ｃ：0.016％、Si：0.2％、Mn：0.05％、Ｐ：0.008％、Ｓ：0.005％、Al：0.005％およびＮ：0.003％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板を950〜1200℃の温度範囲に加熱して浸珪処理し、表層のSi濃度が6.0％のα相、板厚中央層がSi濃度：0.2％のγ相の状態から冷却速度を２〜50℃/sの範囲で変えて400℃以下まで冷却した。
得られた試料の渦電流損およびＢ_８を表４に示す。

同表に示す通り、浸珪処理温度が1100℃未満の場合、また処理温度が1100℃以上であっても冷却速度が５℃/s未満の場合、渦電流損の低減効果が小さいことが分かる。また、冷却速度が30℃/sを超えて急冷した場合は、Ｂ_８が大幅に劣化することが分かる。

Claims

Ｃ：0.0030質量％以上0.02質量％未満、Si：２質量％以下、Mn：0.05〜0.5質量％、Ｐ：0.01質量％以下、Ｓ：0.005質量％以下、Al：0.002〜0.01質量％およびＮ：0.01質量％以下、残部Feおよび不可避的不純物の組成を満足し、かつオーステナイト相となる温度まで加熱され、このオーステナイト相の状態から室温まで冷却して得られた組織になる板厚中央層と、Ｃ：0.0030〜0.02質量％、Si：２質量％超7.5質量％以下、Mn：0.05〜0.5質量％、Ｐ：0.01質量％以下、Ｓ：0.005質量％以下、Al：0.002〜0.01質量％およびＮ：0.01質量％以下、残部Feおよび不可避的不純物の組成を満足し、かつフェライト単相からなる表層よりなるクラッド型の電磁鋼板であって、該表層が内部応力として50〜150MPaの面内引張応力を有することを特徴とする電磁鋼板。
表面から板厚10％深さまでの平均Si濃度を5.0〜6.5質量％としたことを特徴とする請求項１に記載の電磁鋼板。
直流磁化力800A/mで磁化したときの磁束密度Ｂ₈が1.3Ｔ以上、限界曲げ半径が５mm以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の電磁鋼板。
前記電磁鋼板の板厚が0.03〜0.20mmであることを特徴とする請求項１〜３いずれかに記載の電磁鋼板。
請求項１〜４のいずれかに記載の電磁鋼板を製造する方法であって、Ｃ：0.0030質量％以上0.02質量％未満、Si：２質量％以下、Mn：0.05〜0.5質量％、Ｐ：0.01質量％以下、Ｓ：0.005質量％以下、Al：0.002〜0.01質量％およびＮ：0.01質量％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板に、1100〜1250℃の温度域で浸珪処理を施して、表層を平均Si濃度が２質量％を超えるフェライト相、板厚中央層をSi濃度が２質量％以下のオーステナイト相の状態とし、その後、冷却速度：５〜30℃/sで400℃以下まで冷却することを特徴とする電磁鋼板の製造方法。