JPH0920966A

JPH0920966A - 磁気特性と打ち抜き性に優れた電磁鋼板

Info

Publication number: JPH0920966A
Application number: JP8089398A
Authority: JP
Inventors: Toshiro Tomita; 俊郎富田; Shigeo Kaminotani; 繁雄上野谷
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1995-05-02
Filing date: 1996-04-11
Publication date: 1997-01-21
Anticipated expiration: 2016-04-11
Also published as: JP3252700B2

Abstract

(57)【要約】【目的】磁気特性と打ち抜き性に優れた無方向性または
二方向性電磁鋼板の提供。【構成】重量％で、Si:0.2〜6.5 ％、Mn: 0.03〜2.5 ％
を含有する鋼板であって、板面に平行な方向の｛１０
０｝面密度が方位配向性のないものの密度の10倍以上の
集合組織を有し、Mn濃度が板厚の表面に向かって減少す
る脱Mn層を有し、表面部のMn濃度と板厚中心部のMn濃度
の比が0.90以下、かつ前記脱Mn層のMn濃度減少割合の最
大値が0.05重量％／μｍ以下である電磁鋼板。さらに結
晶粒の平均直径を板厚の0.25〜10倍とするのが望まし
い。また板面に平行な方向に弾性限度内の張力が付加す
るのが望ましい。【効果】Mn濃度減少割合を特定することにより、高い磁
束密度が得られ、磁化の立ち上がり異常がなく、低鉄損
のものが得られる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、板面に平行な｛１
００｝面を高密度に集積する集合組織を有し、磁気特性
と打ち抜き性に優れた電磁鋼板に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来から、電動機、発電機あるいは変圧
器などの磁心材料には電磁鋼板が用いられている。この
電磁鋼板には、交流磁界中で磁気的なエネルギー損失が
少ないこと、磁界中で磁束密度が高いことの二つの特性
が要求される。これらの特性を実現するには、電気抵抗
を高め、かつ磁化容易方向であるｂｃｃ格子の＜００１
＞軸を使用磁界方向に集積させることが有効であるとさ
れている。

【０００３】前記＜００１＞軸を使用磁界方向に集積さ
せた代表的なものは、一方向性電磁鋼板である。これは
圧延方向に＜００１＞軸が集積し、圧延方向に磁界をか
けて使用した場合には優れた磁気特性を示すので、トラ
ンスのような一方向にのみ磁化させて使用する機器に対
して極めて有効である。しかし、モーターのようなすべ
ての方向に磁化させて使用する機器、あるいはＥＩコア
のような二方向に磁化させて使用する機器に対しては、
必ずしも有効でない。

【０００４】図６は、結晶方位を模式的に示す図であ
り、(a) は無方向に顕れる結晶方位を示す図、(b) は二
方向に顕れる結晶方位を示す図である。モーターのよう
な機器に対しては、同図(a) に示すような＜００１＞軸
方向が、板面内に無方向もしくは多数の方向に分散して
存在する集合組織をもった電磁鋼板が最も適している。

【０００５】このような集合組織を形成させるには、板
面と平行な｛１００｝面が高密度に集積していることが
必要である。一方、ＥＩコアのような機器に対しては、
同図(b) に示すような｛１００｝＜００１＞のように＜
００１＞軸が、板面内の二方向に存在するような集合組
織が最も適している。この集合組織を形成するために
は、板面と平行な｛１００｝面が高密度に集積している
ことが必要である。

【０００６】ここで「板面に平行な｛１００｝面」と
は、板表面に対して５°以下の傾きをもつ｛１００｝面
である。｛１００｝面が板表面から傾きを持った結晶粒
は、ＳＥＭ(Scanning Electron Microscope)による結晶
組織の観察の際に、ＥＰＣ(Electron Channeling Patte
rn) での結晶方位解析を行って測定することができる。

【０００７】また、「板面に平行な｛１００｝面密度
比」とは、前記板面に平行な｛１００｝面を有する結晶
粒の面積ｓの全観察面積Ｓに対する比率(s/S) を配向性
のない場合の比率(s₀/S₀) で除した値Ｑ〔(s/S) ÷(s₀/
S₀) 〕である。さらに、「板面に平行な｛１００｝面が
高密度に集積している」とは、前記Ｑが10以上であるこ
とを意味する。

【０００８】従来、板面に平行な｛１００｝面が集積し
ている電磁鋼板の製造方法としては、以下のような方法
が知られている。

【０００９】(1) 凝固組織を用いる方法 (i)溶湯急冷法を用いる方法溶湯急冷法は、高速回転する冷却ロールの表面に金属溶
湯を流下させ、厚さ0.05mmから0.5 mmまでの薄板を直接
鋳造する方法である。金属溶湯としてSi含有量が 2.0〜
6.0 ％の珪素鋼を用いると、鋳造された鋼板には板面に
平行な方向に｛１００｝面を有する柱状粒組織が得られ
る。しかし、この方法で得られた電磁鋼板は、板面に平
行な｛１００｝面の面密度が小さいため、磁束密度が小
さく、鉄損が大きくなる。また、板厚精度や表面粗さが
悪いため、板を積層したときの占積率の点で満足できる
ものではない。

【００１０】(ii) 鋳塊柱状晶の｛１００｝繊維組織を
用いる方法柱状晶鋳塊を、｛１００｝面が圧延面と平行になるよう
に圧延を行い、1000℃以上で焼鈍する。この方法で得ら
れた鋼板の｛１００｝面の集積度は低い。

【００１１】(2) 表面エネルギーを用いる方法厚さ0.15mm以下の電磁鋼板を、1000℃以上の弱酸化性雰
囲気中で焼鈍すると、結晶粒は板厚と同程度の大きさに
成長した後、表面エネルギーを駆動力として板面と平行
な｛１００｝面をもつ結晶粒が優先的に成長する。しか
し、この方法で板面に平行な｛１００｝面密度を高めよ
うとすると、板厚の10倍から100 倍の大きな結晶粒とな
り、異常渦電流損が増大する。また、厚さが0.15mm以下
の薄板が対象であり、工業的に必要な0.2 mm以上の電磁
鋼板の製造には適しない。

【００１２】(3) クロス圧延を用いる方法微量のAlN を含有する珪素鋼をクロス圧延した後、1150
℃で最終焼鈍すると｛１００｝＜００１＞の結晶粒が二
次再結晶する。しかし、｛１００｝＜００１＞の集積度
を高めようとすると、板厚の10倍から100 倍の大きな結
晶粒となり、異常渦電流損が増大する。また、クロス圧
延とは、板の圧延方向を90°ずらせて（板を90°回転さ
せて）圧延を行うものであり、長尺材には適用できな
い。

【００１３】(4) 特開昭53-31515号公報の方法実質的にＣを含有しない鋼板を、オーステナイト単相温
度域に加熱した後、徐冷時のオーステナイト→フェライ
ト変態（以下、これを「γ→α変態」と記載する。）に
よって板面と平行な｛１００｝面を有する集合組織が発
達する。しかし、この方法で得られた電磁鋼板は、板面
に平行な｛１００｝面の密度は、ランダム配向の試料の
３〜７倍と低い。

【００１４】上記のように、板面と平行に｛１００｝面
をもつ集合組織を発達させた電磁鋼板やその製造方法に
ついてはいくつかの提案がある。しかし、まだ種々の問
題点を有しており、その改善が迫られていた。

【００１５】本発明者らは、上記の問題点を解消するた
め、Ｃ、Si、Mn等を含有し、冷間圧延された珪素鋼板
を、弱脱炭性雰囲気中でのオープンコイル焼鈍と、強脱
炭性雰囲気中でのオープンコイル焼鈍との二段焼鈍を行
う方法を、特開平1-108345号公報で提案した。二段焼鈍
を行うと、平均結晶粒径が１mm以下で、板面と平行な
｛１００｝面が高密度に集積した柱状粒組織となる。ま
た、圧延条件などを変えることによって、｛１００｝＜
００１＞や｛１００｝＜０２１＞などの多様な面内異方
性のものが得られる。

【００１６】

【発明が解決しようとする課題】二段焼鈍法で得られた
電磁鋼板は、磁化力が1000〜5000A/m のときの磁束密度
は大きい。しかし、100A/m以下の低磁化力域における磁
束密度が小さく、100A/mより強い磁化力域で磁束密度が
急増する立ち上がり現象が現れるので、鉄損が大きくな
るという問題があった。

【００１７】ここで、集合組織（｛１００｝面密度）に
よる磁気特性の評価は、磁化力が1000〜5000A/m のとき
の磁束密度の大きさ（Ｂ₁₀、Ｂ₅₀）で行った。100A/m以
下の低磁化力域における磁束密度は、介在物や歪みなど
の影響を主に受け、1000〜5000A/m のときの磁束密度が
集合組織の影響を主に受ける。

【００１８】本発明の目的は、板面に平行な｛１００｝
面を高密度にし、100A/m以下の低磁化力域で磁束密度が
大きく、鉄損が小さく、しかも打ち抜き性に優れた電磁
鋼板を提供することにある。

【００１９】

【課題を解決するための手段】発明者らは、前述したよ
うに二段焼鈍材の「100A/m以下の低い磁化力域における
磁束密度が小さく、100A/m程度の磁化力域に磁束密度が
急増する立ち上がり現象（磁化の立ち上がり異常ともい
う）があり、鉄損が大きくなる」原因について調査し、
次のことがわかった。

【００２０】鋼板に一段目の弱脱炭性雰囲気中でオープ
ンコイル焼鈍を施すと、表面には脱炭反応と脱Mn反応が
起こり、表面から約50μｍ内部までMnの欠乏層（以下、
これを脱Mn層と記載する）が発生する。この脱Mn層の形
成は、二段焼鈍法で｛１００｝面を高密度に発達させる
ために必要なものである。しかし、この脱Mn層は、二段
目の強脱炭性雰囲気中でのオープンコイル焼鈍を行った
後にも残存し、低磁界域での磁化の立ち上がりの異常や
それに伴う鉄損特性の劣化が生じる。

【００２１】低磁化力域での磁化の立ち上がりの異常や
それに伴う鉄損特性の劣化が生じる理由の詳細は不明で
あるが、次のように推測することができる。

【００２２】Mn濃度が増加すると珪素鉄のｂｃｃ格子が
僅かであるが膨張するので、結晶粒内に大きなMnの濃度
勾配が存在すると、濃度勾配が生じた部分に格子歪みが
導入される。したがって、脱Mnによって表面近傍に大き
なMnの濃度勾配が生じると、それが格子歪みを導入し、
格子歪みは磁歪をとおしてそこを通過しようとする磁壁
の移動を抑制する。これにより、低磁化力域での磁化の
立ち上がりの異常や、それに伴う鉄損特性の劣化が生じ
る。

【００２３】上記の推測を確認するため、脱炭を促進す
る物質（以下、これを脱炭促進材という。）、または脱
炭促進材と脱Mnを促進する物質（以下、これを脱Mn促進
材という。）とを焼鈍分離材として電磁鋼板のコイル層
間または板間に挟み、これを焼鈍する方法（例えば、特
開平７−173542号公報参照）によって得た材料を調査し
た。その結果、板表面部のMn濃度と板厚中心部のMn濃度
の比を所定以下とし、しかも、脱Mn層におけるMn濃度の
減少割合を規定することによって、その材料は、板面に
平行な｛１００｝面密度の高い集合組織を有し、磁束密
度が急増する立ち上がり現象がなくなり、鉄損が小さ
く、しかも打ち抜き性に優れていることを知見した。ま
た、結晶粒径が大きくなると鉄損の中の異常渦電流損が
増大し、結晶粒径が小さくなると鉄損の中のヒステリシ
ス損が大きくなるが、これらの鉄損に影響する結晶粒の
大きさは、板厚によっても変化することを明らかにし
た。

【００２４】本発明者らは、上述のように、表面部のMn
濃度減少割合を規定することにより、低磁化力域での磁
束密度の急激な変化を解消した電磁鋼板に、さらに、そ
の板面に平行な方向に弾性限度内の張力を付加すること
によって、一層鉄損を低減できることを知見した。これ
は、磁束密度の低下を及ぼさない程度の脱Mnによる格子
歪みの導入と張力の付加とによって、電磁鋼板中の磁区
構造が細分化されて、渦電流損失が減少するからであ
る。

【００２５】本発明は、上記の知見を基に完成され、そ
の要旨は次の〜に示す電磁鋼板にある。

【００２６】重量％で、Si： 0.2〜6.5 ％、Mn：0.
03〜2.5 ％を含有する鋼板であって、板面に平行な方向
の｛１００｝面密度が方位配向性のないものの密度の10
倍以上の集合組織を有し、Mn濃度が板厚の表面に向かっ
て減少する脱Mn層を有し、表面部のMn濃度と板厚中心部
のMn濃度の比が0.90以下、かつ前記脱Mn層のMn濃度減少
割合の最大値が0.05重量％／μｍ以下である電磁鋼板。

【００２７】重量％で、Si： 0.2〜6.5 ％、Mn：0.
03〜2.5 ％を含有する鋼板であって、板面に平行な方向
の｛１００｝面密度が方位配向性のないものの密度の10
倍以上の集合組織を有し、Mn濃度が板厚の表面に向かっ
て減少する脱Mn層を有し、表面部のMn濃度が板厚中心部
のMn濃度の0.90以下、かつ前記脱Mn層のMn濃度減少割合
の最大値が0.05重量％／μｍ以下であり、さらに結晶粒
の平均直径が板厚の0.25〜10倍である電磁鋼板。

【００２８】重量％で、Si： 0.2〜6.5 ％、Mn：0.
03〜2.5 ％を含有する鋼板であって、板面に平行な方向
の｛１００｝面密度が方位配向性のないものの密度の10
倍以上の集合組織を有し、Mn濃度が板厚の表面に向かっ
て減少する脱Mn層を有し、表面部のMn濃度が板厚中心部
のMn濃度の0.90以下、かつ前記脱Mn層のMn濃度減少割合
の最大値が0.05重量％／μｍ以下であり、さらに板面に
平行な方向に弾性限度内の張力が付加されていることを
特徴とする磁気特性と打ち抜き性に優れた電磁鋼板。

【００２９】

【発明の実施の形態】本発明は、板面に平行な｛１０
０｝面が高密度に集積し、表面に脱Mn層を有し、それに
ともなう板厚方向のMn濃度減少割合が小さな電磁鋼板で
ある。

【００３０】本発明の電磁鋼板の成分組成を規定した理
由について説明する。以下成分は鋼板断面の平均的な値
であり、％はすべて重量％を表す。

【００３１】Ｃ：最終焼鈍を行った後の鋼板中のＣは、
α−フェライト中で固溶限を超えて残存するとセメンタ
イトとして析出し、磁気特性（磁束密度、鉄損）を劣化
させる。

【００３２】したがって、最終焼鈍後のＣ含有量は、少
なければ少ないほどよい。しかし、最終焼鈍後のＣを少
なくする手段は、焼鈍時の脱炭によるものであり、これ
を少なくするには、焼鈍温度を高くするか、焼鈍時間を
長くすることになり、費用が嵩む。この製造コストと磁
気特性の兼ね合いから定めた許容上限が0.01％である。

【００３３】なお、好ましいのは0.003 ％以下である。

【００３４】最終焼鈍前の鋼板中のＣは、最終焼鈍にお
いて脱炭と脱Mnによる｛１００｝面集合組織の制御を行
うため、0.01％以上含有させるのが望ましい。しかし、
Ｃ含有量が高くなると脱炭の時間が長くなるので、その
上限は1.0 ％以下とする。好ましくは0.5 ％以下、より
好ましくは0.2 ％以下である。

【００３５】Si：Siは、電気抵抗を高め渦電流損失を低
下させる効果を発揮させるため、および機械的性質を確
保するために、0.2 ％以上含有させる。好ましくは1.0
％以上である。しかし6.5 ％を超えると鋼板の脆化およ
び磁束密度の低下があらわれる。

【００３６】したがって、その上限は、6.5 ％とした。
好ましくは5.0 ％以下、より好ましくは4.0 ％以下であ
る。

【００３７】Mn：最終焼鈍後の鋼板中のMnは、電気抵抗
を高め渦電流損を低下させる効果、および打ち抜き性を
改善する効果を有する。しかし、その含有量が0.03％未
満では打ち抜き性を改善する効果がなく、2.5 ％を超え
て含有すると磁束密度の低下が大きくなる。したがっ
て、最終焼鈍後の鋼板中のMn含有量は0.03〜2.5 ％とし
た。

【００３８】最終焼鈍前の鋼板中のMnは、最終焼鈍にお
いて脱炭と脱Mnによる｛１００｝面集合組織を制御する
効果、および脱Mn層を形成して打ち抜き性を向上させる
効果がある。しかし、その含有量が0.05％未満ではそれ
らの効果がない。したがって、最終焼鈍前の鋼板中のMn
含有量は0.05％以上とするのがよい。好ましいのは0.1
％以上、より好ましいのは0.3 ％以上である。Mnは、脱
炭完了後850 ℃以下の温度で実質的にα−フェライトと
なる量を最大限として含有させることが好ましい。これ
は、Mnを多量に含有させると脱炭完了後実質的にα−フ
ェライトとなる温度が低下し、焼鈍温度を低くしなけれ
ばならないからである。ここで「実質的にα−フェライ
トとなる」とは、MnS 、AlN などの微量第二成分（介在
物）が存在してもよいことを意味する。なお、Si含有量
が多い場合にはMn含有量も多くできる。しかし、磁束密
度を低下させないために、最終焼鈍前のMnの上限を3.0
％とすることが望ましい。

【００３９】上記以外の元素で本発明の効果を損なわず
に鋼板に含有させうるものは、例えば次のとおりであ
る。

【００４０】Al： 0.5％以下、Ｗ、Ｖ、Cr、Co、Ni、M
o：おのおの１％以下、Cu： 0.5％以下、Nb： 0.5％以
下、Ｎ： 0.05 ％以下、Ｓ： 0.5％以下、Sb、Se、As：
おのおの0.05％以下、Ｂ： 0.005％以下、Ｐ： 0.5％以
下次に板面に平行な｛１００｝面密度比、および脱Mn層を
規定した理由について説明する。

【００４１】1)板面に平行な｛１００｝面密度比Ｑ：板
面に平行な｛１００｝面密度比Ｑが10未満では磁気特性
（磁束密度、鉄損）を確保することができない。この比
は大きければ大きいほどよく、好ましくは20以上であ
る。

【００４２】2)脱Mn層：脱Mn材を含む焼鈍分離材を用い
て鋼板を焼鈍すると、表面ほどMn濃度が低下した脱Mn層
が形成される。

【００４３】脱Mn層は、脱炭時のγ→α変態によって
｛１００｝面集合組織を板面に平行な方向に集積させる
作用を促進する。また、板厚方向に表面に向かうMn濃度
の減少割合を小さくすることによって磁気特性を改善
し、さらに表面濃度比を小さくすることによって電磁鋼
板の打ち抜き性を向上させる。ここでいうMn濃度とは、
後述するＥＰＭＡなどを用いて測定したものを意味し、
最終焼鈍後の鋼板のMn含有量とは異なる。Mn濃度分布
は、鋼板の表面を化学研磨などによって厚さを減じなが
ら、その表面をＥＰＭＡ(Electron Probe Micro Analiz
er) を用いて測定するか、または、板厚方向にＥＰＭＡ
で線分析して測定する。

【００４４】表面Mn濃度比とは、鋼板の表面から板厚中
心に向かってMn濃度をＥＰＭＡで分析したとき、表面か
ら５μｍ深さまでのMn濃度の平均値を、板厚中心部のMn
濃度で除した値である。この比が0.90を超えると、打ち
抜き性が低下する。したがって、その上限は0.90とす
る。好ましくは0.80である。また、その下限は小さけれ
ば小さい程よいが、100A/m近傍の磁束密度の立ち上がり
異常をなくするため、0.05とするのが望ましい。

【００４５】ここで「鋼板の表面」とは、酸化によって
生じた表面酸化層や最終焼鈍後塗布される絶縁皮膜など
を除いた表面であって、実質的にαーフェライトとなっ
た部分の表面もしくは最外層面を意味する。

【００４６】脱Mn層の板厚方向へのMn濃度減少割合と
は、ＥＰＭＡなどで測定した板厚方向のMn濃度分布を、
表面から深さの関数として表したとき、Mn濃度の深さに
よる微分値を意味する。さらに、Mn濃度減少割合の最大
値とは求められた微分値の最大を意味する。なお、この
微分値を求めるには、鋼のαーフェライト結晶中の析出
物などによる局所的な変動があるので、これは除外し
た。

【００４７】板厚方向へのMn濃度減少割合の最大値が0.
05％／μｍを超えると、低磁界域での磁束密度の立ち上
がりの異常や、それに伴う鉄損特性の劣化を引き起こ
す。したがって、その上限は、0.05％／μｍとする。好
ましくは0.03％／μｍ、より好ましくは0.01％／μｍで
ある。また、その下限は打ち抜き性を確保するため、0.
0001％／μｍとするのが望ましい。

【００４８】3)板厚：鋼板の板厚が大きくなると最終焼
鈍での脱炭処理に長時間を要し、また渦電流損失が増大
するので5.0 mm以下とするのが望ましい。好ましくは1.
0 mm以下、より好ましくは0.5 mm以下である。

【００４９】4)結晶粒径：結晶粒径が大きくなると鉄損
の中の異常渦電流損が増大し、結晶粒径が小さくなると
鉄損の中のヒステリシス損が大きくなる。これらの鉄損
に影響する結晶粒の大きさは、板厚によっても変化す
る。結晶粒径が板厚の0.25倍（結晶粒径の板厚比）未満
になるとヒステリシス損が過大となり、10倍を超えると
異常渦電流損が過大となる。したがって、結晶粒径が板
厚の0.25〜10倍とした。好ましくは 0.5〜７倍である。
なお、この倍率の範囲を外れるものであっても、前記
に規定する条件を満足する鋼板は、磁気特性と打ち抜き
性とに優れていることはいうまでもない。つまり、板厚
方向のMn濃度減少率を0.05％／μｍ以下に制御した鋼板
では、結晶粒を板厚の0.25〜10倍に調整したとき、結晶
粒の増大に伴う渦電流損失の増大とヒステリシス損失の
低下が最も良くバランスし、低鉄損特性を得ることがで
きる。

【００５０】結晶粒径は、平均結晶粒径で表し、板面に
平行な断面に直線を引き、この直線をよこぎる結晶粒界
の本数を計測し、直線の長さを結晶粒界の本数で除した
値とした。

【００５１】5)板面内の張力：鉄損を一層低減するため
に、板面に平行な方向に弾性限度内の張力を付加する。
張力が大きすぎると塑性変形が生じて磁気特性が劣化す
るので、弾性限度内の張力を加える。好ましくは５Kg/m
m²以下、より好ましくは３Kg/mm²以下である。

【００５２】張力の下限は特に規定しないが、その効果
を顕著にするため、 0.1Kg/mm²が好ましく、 0.2Kg/mm²
がより好ましい。張力を付加する方向は、無方向性の鋼
板については板面内の全ての方向に等方的に付加するこ
とが好ましく、二方向性の鋼板については磁気特性の優
れる二方向のいずれかの方向に付加するのが好ましい。

【００５３】張力の付加方法について特に制限がなく、
鋼板を鉄芯として組み立てる際に機械的に張力を付加し
てもよく、また鋼板の製造過程で形成される絶縁皮膜を
利用して付加してもよい。例えば、絶縁皮膜を利用して
張力を付加する場合には、高強度の無機質系の絶縁皮膜
材料を塗布した後、 400〜 800℃の温度で焼付けを行
い、その後の冷却による絶縁皮膜と鋼板との熱収縮量の
差を利用して、全ての方向に等方的な張力を付加する方
法がある。或いは、同様に無機質系の絶縁皮膜材料を塗
布した後、 400〜 800℃の温度で焼付けする際に鋼板の
板面内の一方向に機械的な方法で張力を付加し、そのの
ち冷却後に張力を除去して、絶縁皮膜と鋼板との弾性変
形量の差によって一方向に張力を付加する方法もある。

【００５４】本発明の電磁鋼板では、後述する最終焼鈍
において表面は酸化されず、さらに最終焼鈍によって集
合組織が発達する際に、鋼板表面には１μm 以下の凹凸
が多く発生する。このため、本発明の鋼板は、板面内に
張力を付加することによっても、絶縁皮膜は剥離するこ
とがなく、鋼板と密着性の高い絶縁皮膜を形成し易い。

【００５５】次に製造方法について説明する。

【００５６】6)最終焼鈍：上記の磁気特性（磁束密度、
鉄損）をもった鋼板は、冷間圧延のちに、脱炭促進材、
または脱炭促進材と脱Mn促進材を混合した焼鈍分離材を
鋼板の間に挟み、コイルまたは積層した状態で焼鈍する
ことによって製造される。焼鈍によって鋼板全体の脱
炭、および鋼板表面部の脱炭と脱Mnの両方を生じさせ、
後者の過程で発生するγ→α変態によって板面と平行な
｛１００｝面を高密度にもつ集合組織を発達させる。上
記の焼鈍条件では、γ→α変態を板の表面から内部へと
順次進行させる。｛１００｝面が板面と平行する結晶粒
の表面エネルギーは、他の方位の結晶粒の表面エネルギ
ーよりも低い。そのため、｛１００｝面が板面と平行す
る結晶粒が表面から内部へと優先的に成長し、板面に平
行な｛１００｝面を高密度にもつ集合組織が得られると
考えられる。

【００５７】脱炭促進材としては、例えば、Siの酸化物
(SiO₂)が挙げられる。SiO₂を焼鈍分離材として用いる場
合の脱炭促進作用は、次の機構によると考えられる。

【００５８】Siの酸化物は、温度が1000℃程度になると
不安定になり、下記式の分解反応によって、酸素を発
生させる。

【００５９】 SiO₂→SiO ＋O ・・・・・・・・・・・・・この酸素が下記式により鋼板中の炭素と反応し、一酸
化炭素となり脱炭が起こる。

【００６０】 O ＋Ｃ（鋼板中）→CO（ガス）・・・・・・上記のような作用を有する物質には、他に Cr₂O₃、FeO
、V₂O₃、V₂O₅、VO、MnO などの高温の適切な雰囲気下
で比較的不安定な酸化物がある。すなわち、焼鈍温度で
分解して酸素を発生し、脱炭を促進する物質である。

【００６１】これらは、１種もしくは２種以上を混合し
て、さらに高温で安定な無機物、例えばAl₂O₃などの安
定な酸化物、ＢＮやSiＣなどの安定な窒化物または炭化
物を混合してもよい。しかし、アルカリ土類またはアル
カリ金属の炭酸塩（例えば、CaCO₃ 、Na₂CO₃）などの非
常に不安定な酸化物の使用は避けるべきである。このよ
うな酸化物は、多量に酸素を発生させ、鋼板中のSiやMn
を酸化させることで、鋼板表面のエネルギー状態を変化
させ、ひいては板面に平行な｛１００｝面密度を低下さ
せる。

【００６２】このような脱炭促進材だけを用いて焼鈍し
ても、幾分かの脱Mnが生じる。しかし、脱Mn促進材を併
用することによって脱Mn層をより大きくすることができ
る。

【００６３】脱Mnを促進する物質として、例えばTiの酸
化物（TiO₂）がある。鋼板中のMnは、適切な焼鈍雰囲気
条件の下において板の表面から昇華し、これが前述した
ように鋼板の表面近傍にMnの欠乏した層（脱Mn層）を形
成する。TiO₂は鋼板から昇華するMnと複合酸化物(TiMnO
₂)を形成し、Mnを吸収することによって脱Mnを促進する
と推測される。何れにしても焼鈍中に鋼板から昇華する
Mnを吸収する物質であり、脱炭反応や、鋼板の表面エネ
ルギー状態に悪影響を及ぼさないものであればよい。他
の例として、ZrO₂やTi₂O₃があげられる。

【００６４】脱炭や脱Mnを促進する物質を含む焼鈍分離
材の形態は特に問わない。この形態は、板または粉末で
あってもよいし、それらの繊維状のものまたは繊維から
なるシート状のもの、もしくはそのシート中に粉末を混
入させたものとしてもよい。

【００６５】最も望ましいのは、繊維状のものまたは繊
維からなるシート状のものである。この理由は、粉末の
ようにコイル層間からの脱落がなく、しかも繊維間に存
在する空隙のために、前記の反応によって生じた一酸化
炭素がコイル外に排出されやすくなること、およびその
空隙中にMnが昇華して表面でのγ→α変態が促進される
ことである。これらは、コイル層間や板間に挟むことも
容易である。

【００６６】焼鈍雰囲気は、水素、不活性ガスまたは両
者の混合ガスを主体とする雰囲気または真空中がよい。
好ましいのは 100 Torr 以下、より好ましくは１Torr以
下の真空中である。雰囲気圧力が 100 Torr を超える
と、所望の酸素分離反応、脱炭反応および面密度の高い
｛１００｝面集合組織（板面に平行な｛１００｝面が高
密度に集積した組織）が生じにくい。

【００６７】板面に平行な｛１００｝面が高密度に集積
した組織とするためには、850 ℃以上のα＋γ二相共存
温度域またはγ単相温度域に保持する必要がある。しか
し、1300℃を超える焼鈍温度は工業的に実現するのが困
難である。したがって、焼鈍温度は 850〜1300℃が望ま
しい。

【００６８】焼鈍保持時間は、30分未満では脱炭および
脱Mnが不十分となり、100 時間を超えると生産性が悪化
する。したがって、焼鈍保持時間は30分〜100 時間の範
囲が望ましい。

【００６９】7)鋼板の冷間圧延：冷間圧延条件を制御す
ることにより、圧延面内であらゆる方向にほぼ等しい磁
気特性を示す｛１００｝＜０２１＞近傍の方位の集合組
織をもつ鋼板（図6(a)に示すもの）、圧延方向と板幅方
向の二方向で優れた磁気特性を示す｛１００｝＜００１
＞集合組織をもつ鋼板（図6(b)に示すもの）を得ること
ができる。

【００７０】冷間圧延は、板面に平行な＜００１＞軸方
向の分布を変化させ、磁気特性（磁束密度、鉄損）の板
面内の方向性を変化させる。

【００７１】前述したように、電磁鋼板を回転機の鉄心
材料に使用する場合には、板面内の方向による磁気特性
（磁束密度、鉄損）に方向性がない（以下、これを「無
方向性」と記載する。）ほうがよい。

【００７２】図３は、後述する実施例で得られた磁気特
性の圧延方向からの角度依存性を示す図であり、(a) は
磁束密度の角度依存性を示す図、(b) は鉄損値の角度依
存性を示す図である。ここで、磁束密度と鉄損とは密接
な関係にあり、同じ材質で磁束密度が大きくなるように
集合組織を制御すると、鉄損値も低下する。したがっ
て、「板面内の方向による磁気特性（磁束密度、鉄損）
の変動が小さい」とは、同図(a) において、板面内のあ
らゆる方向に磁化して測定した磁束密度Ｂ₁₀の最大値
(A) と最小値(B) の最大偏差(A-B) を、あらゆる方向の
磁束密度Ｂ₁₀の平均値(C) で除した値〔 (A-B)/C〕が小
さいことを意味する。本発明で無方向性とするのは、そ
の値が0.15以下となるものを意味する。好ましくは0.12
以下、より好ましくは0.10以下である。

【００７３】板面内の方向による磁束密度の変動（最大
偏差をあらゆる方向の磁束密度の平均値で除した値〔
(A-B)/C〕）が0.15以下の鋼板は、熱間圧延後、冷間圧
延を１回施した（熱間圧延後、中間焼鈍することなく圧
下率50％以上の冷間圧延を施す）板を、脱炭促進材また
は脱炭促進材と脱Mn促進材を用いて最終焼鈍することに
よって得られる。

【００７４】図４は、後述する実施例で得られた最終焼
鈍された鋼板の｛１１０｝極点図であり、図中のＲＤは
圧延方向を、ＴＤは板幅方向を示している。前記の処理
を施した材料には、図6(a)に示す｛１００｝＜０２１＞
近傍の集合組織が発達し、図４で示されるような板面内
の８方向に容易磁化軸である＜００１＞軸方向が集積す
る。冷間圧延率は、圧下率で50％以上、好ましくは70％
以上とするのがよい。

【００７５】一方、二方向性の鋼板としては、圧延方向
と板幅方向の２方向の磁気特性（磁束密度、鉄損）をよ
くしたものが適している。これは、中間焼鈍を挟んで複
数回の冷間圧延を施した鋼板を、脱炭促進材または脱炭
促進材と脱Mn促進材を用いて最終焼鈍することによって
得られる。冷間圧延の圧下率は、積算圧下率で50％以
上、好ましくは70％以上とするのがよい。また、上記の
条件に加えて、１回目の圧下率を30〜90％とするのが望
ましい。中間焼鈍の温度は、再結晶が起こる温度以上、
即ち 700〜1100℃の範囲であり、昇温速度と焼鈍時間に
は特に制約はない。また、これに用いる炉の種類も問わ
ない。しかし、実生産上は焼鈍効率を向上させるため、
連続焼鈍炉を用い、昇温速度を100 ℃/min以上、焼鈍時
間を30分以下とすることが望ましい。

【００７６】ここで、「圧延方向と板幅方向の磁気特性
が特によい」とは、板面内の圧延方向と板幅方向の磁束
密度が45°方向の磁束密度よりも大きいことを意味す
る。例えば、図3(a)に示すように、1000A/m の磁化力で
磁化したときの圧延方向の磁束密度Ｂ₁₀を(X1)、板幅方
向の磁束密度Ｂ₁₀を(X2)、圧延方向から45°の方向の磁
束密度Ｂ₁₀を(Y) 、(X1)と(X2)との平均値（(X1+X2)/
２）を(X) とするとき、(X) と(Y) の差(X-Y) を、(X)
と(Y) の平均値（(X+Y)/２）で除した比（2(X-Y)/(X+
Y)）が0.16以上であることを意味する。好ましくは0.20
以上、より好ましくは0.25以上である。

【００７７】8)表面皮膜：表面皮膜は、電磁鋼板から鉄
芯形状の板を打ち抜くときの潤滑材となり、かつそれを
積層して鉄芯としたときの板間の電気的絶縁材となる。
絶縁皮膜の材質には、リン酸塩系やCr酸塩系の溶液を塗
布し焼付けた無機質系のもの、上記無機質系溶液にポリ
アクリルタイプエマルジョンなどの有機樹脂を混合して
塗布し焼き付けた有機−無機混合形のものがある。鋼板
の打ち抜き性を向上させるためには、有機−無機混合皮
膜とするのが望ましい。

【００７８】9)平坦化処理：積層もしくはタイトコイル
法で最終焼鈍を行った鋼板の平坦性は、焼鈍前の冷間圧
延板よりも劣る。これを向上させるため、スキンパス圧
延、連続焼鈍、またはスキンパス圧延と連続焼鈍の双方
を行うことがある。スキンパス圧延は、集合組織を破壊
しない程度の10％以下の圧下率で、焼鈍分離材を除去し
た後、表面皮膜の塗布前に冷間で行う。連続焼鈍は、表
面皮膜の塗布の焼付け処理時、またはその後に行うのが
望ましい。

【００７９】

【実施例】

（実施例１）真空鋳造によって表１に示す化学組成の溶
鋼(A〜H)を溶製し、厚さ150 mm、幅200 mm、長さ350 mm
の鋳塊に鋳造した。これを厚さ80mmまで熱間鍛造し、続
いて厚さ４mmまで熱間圧延した後、さらに0.35mm厚さま
で冷間圧延した。これらの鋼板から幅が 250mm、長さが
600mmの試板を切り出し、以下の最終焼鈍に供した。

【００８０】表１の化学組成は化学分析法で求めた平均
的な値である。

【００８１】

【表１】

【００８２】最終焼鈍は、試板の間に焼鈍分離材とし
て、48重量％Al₂O₃-51重量％SiO₂系の繊維状の脱炭促進
材を0.02g/cm²の密度で、脱Mn促進材であるTiO₂粉末を
0.004g/cm²の密度で挟み積層し、積層体には0.1 kg/cm
²の面圧をかけ、10^-3 Torr の真空中で行った。Ａ鋼と
Ｂ鋼に対しては950 ℃で50時間保持、Ｃ鋼からＦ鋼に対
しては1050℃で12時間保持した。

【００８３】比較例として、10^-5 Torr の真空中で950
℃、８時間の一段目のオープンコイル状態の焼鈍を行
い、次いで、露点が30℃の水素雰囲気中で850 ℃、３時
間の二段目の強脱炭オープンコイル焼鈍を行った。

【００８４】最終焼鈍された試板から成分組成の化学分
析、板面に平行な｛１００｝面密度比Ｑ、表面Mn濃度
比、板厚方向へのMn濃度減少割合および磁気特性の測定
を行った。

【００８５】板面に平行な｛１００｝面密度比は、前述
したＳＥＭおよびＥＰＣによって各試板について板面に
平行な｛１００｝面密度を求め、方位配向性のない試料
との比で求めた。これらの結果を表２に示した。

【００８６】

【表２】

【００８７】Mn濃度および板厚方向へのMn濃度減少割合
は、板厚を含む断面をＥＰＭＡで線分析することによっ
て求めた。

【００８８】図１は、ＥＰＭＡ線分析によるMn濃度の板
厚方向の分布曲線を示す図である。

【００８９】図中の発明例は表２のNo.4、比較例は表２
のNo.10 の測定結果を示す。このＥＰＭＡで求めたMn濃
度は、化学分析値がわかっている標準試料で補正されて
いる。

【００９０】発明例(No.4)の中心部におけるMn濃度は0.
80重量％、表面Mn濃度は0.57重量％となり、表面濃度比
は0.71となる。同様に比較例(No.10) の表面Mn濃度比は
0.10となる。また、板厚方向のMn濃度を板厚で微分する
ことで求めた板厚方向のMn濃度減少割合の最大値は、発
明例(No.4)で0.004 重量％／μｍ、比較例(No.10) では
0.08重量％／μｍであることがわかる。このようにして
各試板に対して求めた結果を表２に示す。

【００９１】磁化特性の測定は、ＪＩＳで規定された内
径33mm、外径45mmのリング状試験片を積層したものに、
一次コイルと二次コイルをそれぞれ100 ターン巻き、50
Ｈzの正弦波交番磁束密度条件下で行った。なお、各試
板から20枚のリング状試験片を打ち抜き採取し、 800℃
の窒素ガス中で１時間保持して歪みを除去した。

【００９２】図２は、上記の方法で得られた磁化曲線を
示す図である。図中の発明例は、板厚方向のMn濃度減少
割合の最大値が0.004 重量％／μｍである表２のNo.4の
測定結果、比較例は、同0.08重量％／μｍである表２の
No.10 の測定結果である。発明例は、低磁界域でも大き
な磁束密度を示し、磁束密度の立ち上がり異常は認めら
れない。しかし、比較例では磁化力100A/mまでの磁界中
における磁束密度が小さく、100A/m近傍の磁化力のとこ
ろで磁束密度が急に増大する、即ち、低磁界域で磁化の
異常が顕れる。このようにして各試板について求めた磁
化異常の有無を表２に示す。さらに、表２には 100Ａ/m
および1000Ａ/mの外部磁界を印加したときの磁束密度を
各々Ｂ₁ およびＢ₁₀として、また50Ｈz の交番磁界中で
1.5Ｔ（テスラ）の磁束密度まで磁化した場合の鉄損を
Ｗ_15/50 として示した。

【００９３】表２の結果から次のことが分かる。

【００９４】発明例の（No.1〜No.6）は、板面に平行な
｛１００｝面密度比が28〜65倍であり、二段焼鈍法によ
る比較例（No.7〜No.12 ）に比べ同等またはそれより若
干大きな｛１００｝面密度のものとなっている。また、
Mn濃度の減少割合が0.010 重量％／μｍ以下であり、低
磁界域での磁化の立ち上がり異常が発生しない。このた
め、同じ鋼種の比較例と比べ、Ｂ₁で 0.2〜0.3 Ｔの磁
束密度の増加が達成されている。この低磁界域での磁束
密度の上昇によって鉄損値が 0.2〜0.6 W/kg低減した。
これに対し、比較例ではMn濃度の減少割合が0.052 重量
％／μｍ以上であり、低磁界域での磁化の立ち上がり異
常が発生した。

【００９５】打ち抜き試験は、コイル材を用いて行っ
た。表１にＤ鋼として示す２つのインゴットを熱間鍛造
して60mm厚さの鋼板とし、さらにこの鋼板を3.5 mm厚さ
まで熱間圧延した後、酸洗し、0.35mm厚さまで冷間圧延
し、板幅300 mmのコイルとした。得られたコイルの１つ
を脱炭促進材と脱Mn促進材を用いてタイトコイルの状態
で最終焼鈍を行った。その後コイルを巻き戻し、焼鈍分
離材を除去し、Cr塩酸とポリアルリル系エマルジョン樹
脂からなる厚さ約３μｍの有機−無機混合絶縁皮膜を、
塗布・焼き付けした。また、比較例として脱Mn層のない
材料を次の方法で作製した。上記3.5 mm厚さまで熱間圧
延した鋼板を、水蒸気を含んだ水素雰囲気中において80
0 ℃で10時間の脱炭処理を行った後、酸洗し、0.35mm厚
さまで冷間圧延した。得られた鋼板を最終焼鈍として、
窒素雰囲気中で900 ℃、１分間の連続焼鈍を行った。そ
の後、上記と同じ有機−無機混合絶縁皮膜をコーティン
グした。

【００９６】これら２つの材料を用いて打ち抜き試験を
行い、工具が摩耗し、かえりの高さが50μｍになる打ち
抜き回数を求めた。なお、打ち抜きの形状は、直径20mm
で、ダイとポンチのクリアランスは６％、工具の材質は
ＪＩＳ合金工具鋼鋼材のSKD-1 であった。

【００９７】その結果、表面Mn濃度比が60％の発明材
（脱Mn層のある材料）は、80万回の打ち抜きができた。
しかし、表面Mn濃度比が99％の比較材（脱Mn層のない材
料）は、16万回であった。

【００９８】（実施例２）表１に示すＣ鋼鋳塊を熱間鍛
造して60mm厚さの鋼板とし、さらに各鋼板を3.5mm厚さ
まで熱間圧延した後、酸洗し、0.35mm厚さまで冷間圧延
した。得られた鋼板の幅は300 mmであった。これらの冷
間圧延鋼板から幅が250 mm、長さが600 mmの試板を切り
出し、以下の最終焼鈍に供した。

【００９９】最終焼鈍は、試板の間に焼鈍分離材とし
て、48重量％Al₂O₃-51重量％SiO₂系の繊維状の脱炭促進
材を0.05g/cm²の密度で挟み積層し、積層体には0.1 kg
/cm²の面圧をかけ、10^-3 Torr の真空中で、1050℃での
保持時間を２時間から100 時間までの間で種々変え、昇
温速度を２℃/minとして行った。

【０１００】比較材として、表１のＧ鋼の鋳片を熱間鍛
造して60mm厚さの鋼板とし、さらに３mmの厚さに熱間圧
延した。その後、酸洗し、次いでＮ₂ガス雰囲気中で 8
00℃で３時間の焼鈍処理した。これを厚さ0.35mmまで冷
間圧延した後、Ｎ₂ガス雰囲気中で 975℃で３分間の焼
鈍処理した。これは市販の高級無方向性電磁鋼板(S-9)
と、組織（集合組織、結晶粒径）および磁気特性（磁束
密度、鉄損）においてほぼ同等である。

【０１０１】最終焼鈍を行った試板から、成分組成、平
均結晶粒径、板面に平行な｛１００｝面密度比、Mn濃度
および磁化特性による鉄損を求め、それらの結果を表３
に示した。平均結晶粒径は、板面に平行な断面に直線を
引き、この直線をよこぎる結晶粒界の本数を計測し、直
線の長さを結晶粒界の本数で除した値である。また、鉄
損は、実施例１と同じ方法で、50Ｈz の交番磁界中で1.
5 Ｔの磁束密度まで磁化したときの鉄損値Ｗ_15/50 で示
した。

【０１０２】

【表３】

【０１０３】表３の結果から、発明例のNo.13 〜24の鉄
損値は1.48〜1.86 W/kg の範囲にあり、比較例のNo.25
の鉄損値2.36 W/kg に比べ、いずれも低鉄損特性を有し
ている。また、平均結晶粒径の板厚に対する比が0.51以
上から7.8 以下(No.15〜22)のとき、鉄損値
（Ｗ_15/50）は1.48〜1.59 W/kg の範囲にあり、さらに
低鉄損特性を示すことがわかる。

【０１０４】（実施例３）表１にＤ鋼として示す鋳片を
熱間鍛造して60mm厚さの鋼板とし、さらに５mmから２mm
の間の種々の厚さに変化させて熱間圧延した後、酸洗
し、0.35mm厚さまで冷間圧延した。得られた鋼板の幅は
300 mmであった。これらの冷間圧延鋼板から幅が250 m
m、長さが600 mmの試板を切り出し、以下の最終焼鈍に
供した。

【０１０５】最終焼鈍は、焼鈍分離材として35重量％Al
₂O₃-65重量％SiO₂系の繊維状脱炭促進材を0.01g/cm²の
密度で、TiO₂系の粉末状脱Mn材を0.002g/cm²の密度で試
板の間に挟み積層し、１ Torr の真空中で１℃/minの昇
温速度で1000℃まで加熱して８時間保持した。

【０１０６】比較材は、実施例２に用いたものと同じも
のを用いた。

【０１０７】これらの成分組成、平均結晶粒径、板面に
平行な｛１００｝面密度比、Mn濃度および磁化特性を求
めた。磁化特性は、最終焼鈍された試板から幅30mm、長
さ100 mmの短冊板を、長辺の方向を圧延方向から５°の
角度ピッチで種々の方向に切り出し、これら短冊板の長
辺方向の磁気特性（磁束密度、鉄損）を単板磁気測定装
置を用いて測定した。なお、これら短冊板は、切り出し
た後、800 ℃の窒素ガス中で１時間の歪みとり焼鈍を施
した。これらの結果を表４に示した。

【０１０８】

【表４】

【０１０９】いずれの試板においても焼鈍後のＣ含有量
は、0.0025重量％以下、平均Mn濃度は0.68重量％であ
り、低磁場下における磁化の立ち上がり異常は認められ
なかった。

【０１１０】上記焼鈍材の短冊板について、単板磁気測
定装置を用いて磁束密度と鉄損値を測定した結果を図３
に示す。図3(a)は、厚さ３mmから0.35mmの最終板厚まで
１回の冷間圧延を施した後、最終焼鈍した試板(No.27)
を1000Ａ/mの磁化力で磁束密度を15°間隔に測定した結
果を示す図である。磁束密度（Ｂ₁₀）の平均値は約1.6
Ｔ（テスラ）であり、Ｂ₁₀の最大値（1.647 Ｔ）と最小
値（1.536 Ｔ）の差（最大偏差、0.116 Ｔ）の平均値
（1.593 Ｔ）に対する比は、0.073 である。比較例の10
00Ａ/mの磁化力における磁束密度（Ｂ₁₀）の平均値は約
1.45Ｔであり、Ｂ₁₀の最大値（1.558 Ｔ）と最小値（1.
408 Ｔ）の差（0.15Ｔ）の平均値（1.45Ｔ）に対する比
は、0.103 である。この様にして両者を比較すると、発
明材(No.26〜29) は、1000Ａ/mの磁化力における磁束密
度の変化の方向依存性が比較材のそれより小さく、かつ
平均値において0.15Ｔも磁束密度が高いことがわかる。

【０１１１】図3(b)は、50Ｈz の交番磁界中で1.0 Ｔま
で磁化したときの鉄損Ｗ_10/50の方向依存性を示す図で
ある。同図から発明例(No.26〜29) は、比較例(No.30)
と比較して鉄損値の方向依存性およびその絶対値が小さ
いことがわかる。

【０１１２】上記発明例(No.27) についてＸ線回折によ
って求めた｛１１０｝極点図を図４に示す。これから、
最終焼鈍によって｛１００｝＜０２１＞近傍の集合組織
が発達していることがわかる。｛１００｝＜０２１＞近
傍の集合組織が発達すると、板面内における＜００１＞
軸が板面内の８方向に分散し、1000Ａ/mの磁化力におけ
る磁束密度の変化の方向依存性が小さく、鉄損値の方向
依存性も小さくなる。

【０１１３】（実施例４）表１のＤ鋼鋳塊を熱間鍛造し
て60mm厚さの鋼板とし、さらに４mmの厚さまで熱間圧延
した後、酸洗し、2.5 mmから1.0mm の間の種々の厚さに
変化させて冷間圧延（一段目冷間圧延）した。その後、
900 ℃の窒素ガス中で２分間保持する中間焼鈍を行った
後、再び板厚0.3 mmまで冷間圧延（二段目冷間圧延）し
た。得られた鋼板の幅は300 mmであった。これらの鋼板
から幅が250 mm、長さが600 mmの試板を切り出し、以下
の最終焼鈍に供した。最終焼鈍条件は、実施例３と同様
である。

【０１１４】これらの試板の成分組成、平均結晶粒径、
板面に平行な｛１００｝面密度比、Mn濃度および磁束密
度の方向依存性を実施例３と同じ方法で求め、それらの
結果を表５に示した。また、磁化特性の測定結果から、
圧延面内にあって圧延方向の磁束密度Ｂ₁₀を(X1)、板幅
方向の磁束密度Ｂ₁₀を(X2)、圧延方向と板幅方向との平
均値 (X1)+(X2)/2 を(X) 、圧延方向から45°の方向の
磁束密度Ｂ₁₀を(Y) として、〔 2（Ｘ−Ｙ）／（Ｘ＋Ｙ）〕で計算される値を求め、それらの結果を表５に示した。

【０１１５】

【表５】

【０１１６】２回冷間圧延を行ったNo.31 〜No.34 は、
〔 2（Ｘ−Ｙ）／（Ｘ＋Ｙ）〕が 0.175〜0.306 と比較
例No.35(0.050)に比べ大きく、磁束密度の板面内異方性
をもつことになり、二方向性電磁鋼板が得られることが
わかる。

【０１１７】（実施例５）表１に示すＨ鋼鋳片を熱間鍛
造して60mm厚さの鋼板とし、さらにこの鋼板を厚さ2.3
mmまで熱間圧延した後、酸洗し、0.35mm厚さまで断面減
少率85％で冷間圧延した。得られた鋼板の幅は300 mmで
あった。これらの冷間圧延鋼板から幅が250 mm、長さが
600 mmの試板を切り出し、以下の最終焼鈍に供した。

【０１１８】最終焼鈍は、焼鈍分離材として48重量％Al
₂O₃-52重量％SiO₂系の繊維状脱炭促進材を0.002g/cm²の
密度で、TiO₂系の粉末状脱Mn材を0.001g/cm²の密度で試
板の間に挟み積層し、10^-2 Torr の真空中で0.7 ℃/min
の昇温速度で1030℃まで加熱して15時間保持した。最終
焼鈍の後、一部の試板にリン酸塩系の溶液を塗布し600
℃の温度で焼付け、その後の冷却時の熱収縮によって板
面内に１Kg/mm²の等方性張力を付加した。

【０１１９】作製された試板の成分組成、平均結晶粒
径、板面に平行な｛１００｝面密度比、Mn濃度および磁
化特性（磁束密度、鉄損）の方向依存性を、前記の実施
例３と同じ方法で求め、その結果を表６に示した。

【０１２０】

【表６】

【０１２１】張力を付加した試板および付加しない試板
のいずれにおいても焼鈍後のＣ含有量は、0.0025重量％
以下、平均Mn濃度は0.56重量％であり、低磁場下におけ
る磁化の立ち上がり異常は認められなかった。

【０１２２】磁束密度（Ｂ₁₀）の平均値は1.597 Ｔ（テ
スラ）であり、Ｂ₁₀の最大値（1.636 Ｔ）と最小値（1.
564 Ｔ）の差（最大偏差、0.072 Ｔ）の平均値（1.597
Ｔ）に対する比は、0.045 であり、磁束密度の方向依存
性は極めて小さい。張力を付加する効果は鉄損値の測定
結果に表れており、張力を付加することによって鉄損値
が低下している。

【０１２３】参考例として、表６中に板厚0.35mmの市販
の高級無方向性電磁鋼板の磁気特性を示している。これ
と比較すると、本発明の電磁鋼板では磁束密度が高く、
磁束密度の方向依存性は小さく、しかも鉄損が小さくな
るので、優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板が得
られることがわかる。

【０１２４】（実施例６）表１に示すＨ鋼鋳塊を熱間鍛
造して20mm厚さの鋼板とし、さらに2.3mm の厚さまで熱
間圧延した後、酸洗し、さらに1.0 mmの厚さになるまで
断面減少率56.5％で冷間圧延（一段目冷間圧延）した。
その後、950 ℃の窒素ガス中で１分間保持する中間焼鈍
を行った後、さらに最終板厚が0.3 mmになるまで断面減
少率70.0％で冷間圧延（二段目冷間圧延）した。得られ
た鋼板の幅は300 mmであった。これらの鋼板から幅が25
0 mm、長さが600 mmの試板を切り出し、実施例５と同じ
条件で最終焼鈍を施した。

【０１２５】これらの試板の成分組成、平均結晶粒径、
板面に平行な｛１００｝面密度比、Mn濃度および磁束密
度の方向依存性を実施例３と同じ方法で求め、それらの
結果を表７に示した。このとき、張力を付加する効果を
確認するため、磁気特性を単板磁気測定装置で測定する
際に、試板の磁化方向に12Kg/mm²までの張力を機械的に
付加した。

【０１２６】

【表７】

【０１２７】張力を付加した試板および付加しない試板
のいずれにおいても焼鈍後のＣ含有量は、0.0025重量％
以下、平均Mn濃度は0.57重量％であり、低磁場下におけ
る磁化の立ち上がり異常は認められなかった。

【０１２８】また、実施例４の場合と同様に、磁化特性
の測定結果から磁束密度の方向依存性を確認するため、
圧延方向の磁束密度Ｂ₁₀を(X1)、板幅方向の磁束密度Ｂ
₁₀を(X2)、圧延方向と板幅方向との平均値 (X1)+(X2)/2
を(X) 、圧延方向から45°の方向の磁束密度Ｂ₁₀を
(Y) として、〔 2（Ｘ−Ｙ）／（Ｘ＋Ｙ）〕を求めて、
それらの結果を表７に示した。いずれの発明例でも、大
きな値（0.244 ）を示すことから、磁束密度の板面内異
方性をもつことになり、二方向性電磁鋼板が得られるこ
とがわかる。

【０１２９】張力付加の効果を確認するため、表７には
張力を付加しない場合と1.0Kg/mm²まで付加した場合の
鉄損値（Ｗ_15/50、Ｗ_17/50）の測定結果を示してい
る。いずれの場合も、張力を付加することによって鉄損
値が低下していることがわかる。

【０１３０】図５は、試板の磁化方向に付加した張力と
鉄損値（Ｗ_17/50）との関係を示す図である。張力を
0.1Kg/mm²以上付加すれば鉄損値を低減できるが、張力
が大きすぎると磁気特性が劣化する傾向にある。そのた
め、付加する張力の上限は、好ましくは５Kg/mm²、より
好ましくは３Kg/mm²とすればよいことがわかる。また、
図５において、付加する張力が10Kg/mm²〜12Kg/mm²と増
大すると、鉄損値が急激に上昇している（例えば、12Kg
/mm²を付加のとき、6.4 Ｗ/Kg ）。これは過大な張力に
よって塑性歪みが導入されたためである。

【０１３１】参考例として、表７に板厚0.3mm の市販の
一方向性珪素の圧延方向の磁気特性を示している。参考
例と比較すれば、本発明の二方向電磁鋼板は圧延方向お
よび板幅方向の二方向において大きな磁束密度と小さな
鉄損値を有することがわかる。特に、適正に張力を付加
した場合には、鉄損値（Ｗ_15/50、Ｗ_17/50）は参考例
の一方向性電磁鋼板の圧延方向の鉄損値より優れたもの
となっている。

【０１３２】

【発明の効果】本発明の電磁鋼板は、無方向性のもの
も、二方向性のものも、板面に平行な｛１００｝面密度
が高密度に集積した集合組織を有し、表面の脱Mn層を表
面部のMn濃度と板厚方向のMn濃度減少割合を特定してあ
るので、優れた磁気特性と打ち抜き性を有する。

【図面の簡単な説明】

【図１】最終焼鈍された鋼板の板厚方向のMn濃度分布を
示す図である。

【図２】最終焼鈍された鋼板の磁化曲線を示す図であ
る。

【図３】磁束密度と鉄損値の圧延方向からの角度依存性
を示す図である。

【図４】最終焼鈍された鋼板の｛１１０｝極点図であ
る。

【図５】最終焼鈍された鋼板の磁化方向に付加した張力
と鉄損値（Ｗ_17/50）との関係を示す図である。

【図６】結晶方位を模式的に示す図である。

【符号の説明】

ＲＤ：圧延方向ＴＤ：板幅方向

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Si： 0.2〜6.5 ％、Mn：0.03〜
2.5 ％を含有する鋼板であって、板面に平行な方向の
｛１００｝面密度が方位配向性のないものの密度の10倍
以上の集合組織を有し、Mn濃度が板厚の表面に向かって
減少する脱Mn層を有し、表面部のMn濃度と板厚中心部の
Mn濃度の比が0.90以下、かつ前記脱Mn層のMn濃度減少割
合の最大値が0.05重量％／μｍ以下であることを特徴と
する磁気特性と打ち抜き性に優れた電磁鋼板。
【請求項２】重量％で、Si： 0.2〜6.5 ％、Mn：0.03〜
2.5 ％を含有する鋼板であって、板面に平行な方向の
｛１００｝面密度が方位配向性のないものの密度の10倍
以上の集合組織を有し、Mn濃度が板厚の表面に向かって
減少する脱Mn層を有し、表面部のMn濃度が板厚中心部の
Mn濃度の0.90以下、かつ前記脱Mn層のMn濃度減少割合の
最大値が0.05重量％／μｍ以下であり、さらに結晶粒の
平均直径が板厚の0.25〜10倍であることを特徴とする磁
気特性と打ち抜き性に優れた電磁鋼板。
【請求項３】重量％で、Si： 0.2〜6.5 ％、Mn：0.03〜
2.5 ％を含有する鋼板であって、板面に平行な方向の
｛１００｝面密度が方位配向性のないものの密度の10倍
以上の集合組織を有し、Mn濃度が板厚の表面に向かって
減少する脱Mn層を有し、表面部のMn濃度が板厚中心部の
Mn濃度の0.90以下、かつ前記脱Mn層のMn濃度減少割合の
最大値が0.05重量％／μｍ以下であり、さらに板面に平
行な方向に弾性限度内の張力が付加されていることを特
徴とする磁気特性と打ち抜き性に優れた電磁鋼板。