JPH1171649A - 磁気特性に優れた電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 熱延の段階において｛１００｝＜００１＞方
位に高度に集積した集合組織を有する電磁鋼板を得る。 【解決手段】 Ｐ：0.2 〜1.2 wt％を含有し、残部が実
質的にFeの組成とし、かつ｛１００｝＜００１＞方位の
集積強度がランダム組織のそれの３倍以上の集合組織と
する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、変圧器や電動機
の鉄芯材料として有利に適合する電磁鋼板に関する。

【０００２】

【従来の技術】変圧器や電動機の鉄芯材料には、これら
機器の高効率化や小型化をはかるために、磁束密度が高
くかつ鉄損の低いことが要求される。この種の鉄芯材料
に供する電磁鋼板としては、上記の要求を満足する、優
れた特性を有するところから、Siを７wt％以下で含有す
るけい素鋼板が専ら用いられてきた。

【０００３】ここで、Siを含有させると鉄損が低減され
る反面、磁束密度は低下する。そして、磁束密度が低い
と励磁電流が大きくなるため、鉄芯の巻線に起因した銅
損が増加することになる。そこで、この銅損の増加を回
避するために、透磁率を極力高くして一定磁界での磁束
密度を高める技術の開発が進められてきた。しかし、材
料固有の飽和磁束密度は上昇しないから、この種の改良
には限界がある。

【０００４】一方、Si以外の合金元素については、磁気
特性、機械的特性とくに加工性および合金コストのいず
れかの特性においてSiよりも優れる元素もあるが、総合
的にはSiに勝るものはないというのが一般的見解であっ
た。しかしながら、発明者らがSi以外の合金元素につい
て電磁鋼板への適用を鋭意検討したところ、Fe−Ｐ系の
組成によって、電磁鋼板としてけい素鋼を凌駕する特性
が得られることを究明し、先に特開平９−41101 号公報
において提案した。ここに、高い飽和磁束密度を有し、
従来材と対比した場合に、鉄損および磁束密度のいずれ
か一方が同一水準にあるときに残る他方の特性を格段に
向上し得る、新たな電磁鋼組成が確立されたのである。

【０００５】さて、電磁鋼板は、使用時における磁化方
向の電磁特性が優れるような集合組織を持つことが望ま
しい。好適な集合組織は、使用形態によって異なるが、
ＥＩコアのように直交する２方向に磁化方向を有する場
合には、圧延面の方位が｛１００｝でかつ、圧延方向
（ＲＤ）の方位が＜００１＞であるような、いわゆる立
方集合組織が最も望ましい。このような集合組織を得る
ことができれば、直交する２方向における磁束密度はさ
らに向上するため、上記Fe−Ｐ系の電磁鋼板において立
方集合組織を得ることは、極めて有意義である。

【０００６】このような集合組織を得るために、主にけ
い素鋼を対象として種々の方法が提案されている。例え
ば特開平５−306438号公報に記載されている溶湯超急冷
法、特開平５−271774号公報に記載されるクロス圧延
法、文献“Growth of (110)[001]-OrientedGrains in H
igh-Purity Silicon Iron-A Unique Form of Secondary
Recrystalization”（TRANSACTIONS OF THE METALLURG
ICAL SOCIETY OF AIME, VOL 218, 1960 P.1033-1038）
に記載される三次再結晶法および特開昭62−262997号公
報に記載される柱状結晶成長法等が、それである。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記の
各方法のうち、超急冷法以外はすべて、好適な集合組織
を得るための手段を専ら冷間圧延と焼鈍に依存している
ので複雑な工程を必要し、また超急冷法についても、特
殊な冷却ロールを必要とすることから製造コストが高く
なるという問題があった。

【０００８】そこで、この発明は、複雑な工程を必要と
することなしにかつ低コストにて、熱間圧延段階におい
て｛１００｝＜００１＞方位に高度に集積した集合組織
を有する電磁鋼板を、その有利な製造方法と共に提案す
ることを目的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】発明者らは、熱間圧延に
よって立方集合組織を形成し、２方向の磁気特性とりわ
け磁束密度を高めた電磁鋼板を得るために、鋭意研究を
重ねた結果、Ｐを主たる合金元素とし、さらに熱間仕上
げ圧延における圧延温度と圧下率を制御し、従来通常の
工程で採用されている条件よりも高温かつ強圧下条件と
することが、所期した目的の達成に極めて有効であると
の知見を得た。この発明は、上記の知見に立脚するもの
である。

【００１０】すなわち、この発明の要旨構成は次のとお
りである。 １．Ｐ：0.2 〜1.2 wt％を含有し、残部が実質的にFeの
組成になり、｛１００｝＜００１＞方位の集積強度がラ
ンダム組織のそれの３倍以上である集合組織を有するこ
とを特徴とする磁気特性に優れた電磁鋼板。

【００１１】２．Ｐ：0.2 〜1.2 wt％を含み、さらにS
i、AlおよびMnのうちから選んだ１種または２種以上を
合計で0.1 〜5.0 wt％含有し、残部が実質的にFeの組成
になり、｛１００｝＜００１＞方位の集積強度がランダ
ム組織のそれの３倍以上である集合組織を有することを
特徴とする磁気特性に優れた電磁鋼板。

【００１２】３．Ｐ：0.2 〜1.2 wt％を含有する組成に
なる鋼スラブを、熱間粗圧延後、圧下率（１パス）：50
％以上および圧延終了温度：750 〜1050℃の条件下で熱
間仕上げ圧延を行うことを特徴とする磁気特性に優れた
電磁鋼板の製造方法。

【００１３】４．Ｐ：0.2 〜1.2 wt％を含み、さらにS
i、AlおよびMnのうちから選んだ１種または２種以上を
合計で0.1 〜5.0 wt％含有する組成になる鋼スラブを、
熱間粗圧延後、圧下率（１パス）：50％以上および圧延
終了温度：750 〜1050℃の条件下で熱間仕上げ圧延を行
うことを特徴とする磁気特性に優れた電磁鋼熱延板の製
造方法。

【００１４】５．上記３または４の方法において、熱間
仕上げ圧延後に、冷間圧延次いで焼鈍を行うことを特徴
とする磁気特性に優れた電磁鋼熱延板の製造方法。

【００１５】この発明は、Ｐを含有した電磁鋼板におい
て、｛１００｝＜００１＞方位の集積強度がランダム組
織のそれの３倍以上である集合組織を有するため、電磁
特性に優れた鋼板を熱間圧延のみでまたは特殊な手法を
用いることなしに、提供することができ、大幅なコスト
低減を可能とする。ここで、電磁鋼板は、鉄損が低い場
合は磁束密度も低くなり、とくに圧延方向と直角の方向
（以下、Ｃ方向と示す）における特性に劣るのが通例で
ある。これに対して、この発明に従う電磁鋼板は、後述
する実験例に示すとおり、このような集積度を付与する
ことにより、熱間圧延のままで、しかも板厚が0.8 mm程
度と厚くても、現在の中級無方向性電磁鋼板と同等また
は少ない鉄損で、かつ大幅に高い磁束密度、すなわちＷ
_15/50 が３〜６W/kgのときに、鉄損に応じてＢ₅₀が1.75
〜1.81Ｔ以上を確保することができる。とりわけ、通常
は特性の劣るＣ方向において、Ｗ_15/50 が３〜４W/kgの
ときにＢ₅₀が1.75Ｔ以上、そしてＷ_15/50 が４〜６W/kg
のときにＢ₅₀が1.81Ｔ以上を確保できる。

【００１６】さらに、上記の熱延板を素材とすれば、こ
の素材に、電磁鋼板の一般に従う冷間圧延及び焼鈍の各
工程を付加することによって、現状の無方向性あるいは
二方向性けい素鋼板と同等または少ない鉄損で、かつ大
幅に高い磁束密度、とりわけ特性の劣るＣ方向におい
て、Ｗ_15/50 が２〜４W/kgのときにＢ₅₀が1.78Ｔ以上を
確保できる。すなわち、新規な成分系の下に｛１００｝
＜００１＞方位に集積した、この発明の特異な熱延板集
合組織を利用して、各種の高機能電磁鋼板を提供するこ
とができる。

【００１７】

【発明の実施の形態】以下、この発明を由来するに至っ
た実験結果について説明する。真空小型溶解炉にて、
Ｐ：0.56wt％、Ｃ：0.003 wt％、Si：0.01wt％、Mn：0.
03wt％およびAl：0.05wt％を含有する組成、すなわちＰ
を含有し残部はFeおよび不純物の組成になる50kg鋼塊を
溶解し、熱間粗圧延により板厚：５mmに圧延した。この
鋼板を、1100℃にて30分間加熱後、ロール径が 700mmφ
の圧延機にて、周速：800 ｍ／min 、圧下率：86％、圧
延終了温度：950 ℃にて圧延し、板厚：0.7 mmの熱延板
とした。

【００１８】この熱延板に１分間の焼鈍を施したのち、
その集合組織と磁気特性を調査した結果、｛１００｝＜
００１＞方位への集積度がランダム組織のそれの 5.8倍
と高く、また鉄損はＷ_15/50 で6.2 W/kgと中級けい素鋼
板並みであるが、磁束密度はＢ₅₀で 1.816Ｔと、今まで
にない優れた特性の熱延鋼板が得られた。ここで、特定
の方位の集積度は、その方位をもつ結晶粒の存在頻度
が、完全にランダムな方位分布をもつ組織に対して、ど
の程度であるかを示しており、次のように求めることが
できる。すなわち、鋼板試料の板面に平行の板厚中央部
分を研磨し、その研磨面について、Ｘ線回折のシュルツ
法にて、(110) 、(200) および(211) の不完全極点図を
数値データとして測定する。この測定データを、Ｈ．
Ｊ．Bunge 著の“Texture Analysis Materials Scienc
e”に記載されている、級数展開法を用いて、３次元方
位分布関数に変換する。この分布関数は、完全ランダム
分布であれば、いずれの方位も存在頻度が１になるよう
に正規化されていて、特定の方位の集積度を求めるに
は、その方位、ここでは｛１００｝＜００１＞方位にお
ける分布関数の値を採用すればよい。この値が、正しく
ランダム分布に対する集積度の倍数になる。なお、圧延
終了温度：700 ℃の条件で圧延した同組成の鋼板につい
ても同様に調査した結果、｛１００｝＜００１＞方位へ
の集積度が低下していることが判明した。

【００１９】さらに、上記で得られた熱延板を0.5 mmに
冷間圧延し、850 ℃で１分間の焼鈍を施したのち、その
集合組織と磁気特性を調査した結果、熱間圧延における
圧延終了温度が950 ℃であった場合には、｛１００｝＜
００１＞方位への集積度がランダム組織のそれの5.5 倍
と、熱延板段階での集積度がほぼ保たれており、また鉄
損はＷ_15/50 で4.6 W/kg、磁束密度はＢ₅₀で 1.821Ｔ
と、同程度の鉄損の従来の無方向性電磁鋼板に比べる
と、格段に高い磁束密度を持つ電磁鋼板が得られた。一
方、熱間圧延における圧延終了温度が700 ℃であった場
合は、冷延板においても｛１００｝＜００１＞方位への
集積度が低下していた。

【００２０】さらに、上記と同じ鋼種を熱間圧延条件も
同様とし、圧延終了温度が 950℃として、ただし、板厚
を1.25mmとした熱延板を作り、これを圧下率30、40、6
0、80、90、92％にて、それぞれ、0.88、0.75、0.50、
0.25、0.12、0.10mmの厚みに冷間圧延し、 850℃で１分
間の焼鈍を施した。その集合組織と磁気特性を調査した
結果、｛１００｝＜００１＞方位への集積度及びＣ方向
の磁束密度Ｂ₅₀はつぎのようになった。

【００２１】

【表１】

【００２２】すなわち、圧下率を40〜90％とすることに
より、｛１００｝＜００１＞方位の集積度が熱延板より
もさらに高まって、ランダム組織のそれの７倍以上にな
るとともに、Ｃ方向の磁束密度Ｂ50が1.86Ｔ以上の、き
わめて磁束密度の高い電磁鋼板が得られた。

【００２３】この発明は、上記の実験事実に基づいたも
のであり、成分組成に加えて、熱間圧延条件が重要にな
る。すなわち、熱間圧延終了時における鋼板の温度が十
分に高く、かつ圧下率も十分に高い場合に限って、好適
な集合組織が得られるのである。さらに、適切な圧下率
の冷間圧延を施すことによって、この集合組織が強化さ
れるのである。この理由については完全に解明されてい
ないが、熱間圧延については、特定の条件下での圧延変
形時の再結晶において、正立方方位の結晶粒が優先的に
出現するためと考えられる。また、冷間圧延および焼鈍
における集合組織の集積度向上については、従来知見に
よれば強圧下により集合組織が破壊されて集積度が低下
すると考えられてきたが、それとは逆に集積度が向上し
ており、これは、熱延板の特殊な集合組織と関連してい
ると考えられるが、明確な説明ができるには至っていな
い。

【００２４】さて、この発明における各種条件の限定理
由について説明する。まず、成分組成について述べる
と、Ｐは比抵抗を増大させ、滑電流損を低減させる効果
がある。すなわち、Ｐの添加量が増加するとともに磁束
密度は若干低下するが、同一の比抵抗レベルでＰとSiと
を比較すると、ＰはSiよりも磁束密度の低下が少ない点
で有利である。ここに、Ｐの含有量が0.2 wt％未満で
は、上記の効果が十分に現れず、一方1.2 wt％をこえる
とFe₃P等が主に粒界に沿って析出するため、急激に磁束
密度が低下しかつ鉄損が増大するほか、加工性の劣化も
まねく。従って、Ｐ含有量は、0.2 〜1.2 wt％の範囲に
限定した。

【００２５】また、Ｐの働きを補助することを目的とし
て、比抵抗を増大する、Si、AlおよびMnのうちから選ん
だ１種または２種以上を合計で0.1 〜5.0 wt％含有する
ことができる。すなわち、これらの１種または２種以上
の合計が0.1 wt％未満では、添加効果が現れずに不純物
の域をこえないため、0.1 wt％を下限とする。一方、5.
0 wt％をこえると、磁束密度が低下し、また加工性も劣
化するため、5.0 wt％を上限とする。

【００２６】一方、ＣおよびＯについては、磁気特性、
その後の冷間圧延性や打ち抜き性の観点から、いずれも
0.01wt％以下に抑制することが好ましい。

【００２７】次に、集合組織について説明すると、この
発明は｛１００｝＜００１＞方位に集積している組織を
特徴とし、この効果を素材として十分に活かすために
は、その集積度をランダム組織のそれの３倍以上とする
ことが重要である。

【００２８】次に、製造条件について述べる。まず、圧
延終了温度については、 750℃未満では｛１００｝＜０
０１＞方位の集積強度がランダム組織のそれの３倍に満
たず、一方1050℃を超えると加熱炉送出から圧延までに
時間的制約を受けるだけでなく、高温での加熱を必要と
しコストの上昇を招くので、圧延終了温度は 750〜1050
℃の範囲に限定した。また、圧下率については、圧下率
が50％未満では、好適な集合組織を持つ再結晶に必要と
なる、十分な歪を付与できないため、圧下率は50％以上
に定めた。

【００２９】さらに、上記の熱間仕上げ圧延後に、冷間
圧延次いで焼鈍を行うことによって、磁気特性に優れた
冷延電磁鋼板が得られる。具体的には、冷間圧延におい
ては、熱延で得られた好適な集合組織を損なわないよう
に、好ましくは更に集合組織を向上させるように、その
圧下率を選定する。冷延圧下率が９０％を超えると、集
合組織が乱れて集積度が低下してくるため、好ましくは
９０％以下とする。冷延圧下率が低くなっても熱延板よ
りも磁気特性が悪くはないが、より向上させるために
は、好ましくは４０％以上の圧下率とする。冷延圧下率
を４０〜９０％の範囲に選べば、｛１００｝＜００１＞
方位に集積強度がランダム組織のそれの７倍以上とな
り、磁気特性としては、Ｗ_15/50 が２〜３W/kgのときに
Ｂ₅₀が1.80Ｔ以上、また、Ｗ_15/50 が３〜４W/kgのとき
にＢ₅₀が1.86Ｔ以上と、更に優れた性能が得られる。

【００３０】

【実施例】実施例１ 真空小型溶解炉にて、表２に示す各成分組成の50kg鋼塊
をそれぞれ溶解した。表２において、鋼(C) 、(D) およ
び(E) がこの発明に従う成分組成であり、鋼(D) がＰ単
独、そして鋼(C) および(E) がＰに加えてSi、Alおよび
Mnを添加した例である。また、鋼(A) および(B) は通常
のけい素鋼板の組成の比較例である。さらに、鋼(F) は
Si、AlおよびMnの添加量がこの発明の範囲を外れた例で
ある。

【００３１】次いで、これら鋼塊を1150℃に加熱後、熱
間粗圧延により 1.3〜4.0 mm厚の板とした。この板を、
1100℃に加熱後、圧延終了温度を 600〜950 ℃に制御
し、 800ｍ／min の圧延速度で１パスにて 0.8mmに仕上
げ（圧下率：40〜80％）、その後 750℃, ２時間の熱処
理、さらに引き続いて950 ℃, １分間の熱処理を施し
た。なお、前者の熱処理はコイル巻き取りでの自己再結
晶を想定した処理である。

【００３２】かくして得られた各熱延鋼板について、Ｘ
線解析にて (110), (200), (211)極点図を求め、上記し
た級数展開法を用いて３次元方位解析を行い、３次元方
位分布密度を求めた。さらに、磁気測定を行い、 1.5Ｔ
励磁の時の鉄損値Ｗ_15/50 および励磁磁場5000 A/mの時
の磁束密度Ｂ₅₀を求めた。得られた結果を表３に示す。

【００３３】

【表２】

【００３４】

【表３】

【００３５】No.１〜３は、通常のけい素鋼板組成によ
る比較例であり、その No.１と２との比較からわかるよ
うに、一般には合金添加量が増すと鉄損は減少するが磁
束密度も低下してしまう。次に、 No.３は、この発明の
圧延条件には適合するが、組成は従来のけい素鋼の一般
に従う、比較例である。 No.３は、高温かつ強圧下の圧
延を経たことによって｛１００｝＜００１＞方位の集積
強度が高まり、その結果として、とりわけＣ方向の磁気
特性が No.１および２に対して改善されたことがわか
る。

【００３６】これに対して、 No.３と同様の圧延条件
で、かつこの発明の組成範囲に適合する No.４および５
は、とくにＣ方向の磁気特性において、同等の鉄損値の
No.３に比べて高い磁束密度が得られることが注目され
る。すなわち、この発明の圧延条件で得られた従来組成
の鋼板 No.３に比べて、この発明の圧延条件および組成
に従う鋼板 No.４および５は、Ｃ方向の鉄損が低くかつ
磁束密度が格段に高い、優れた特性が得られる。これ
は、この発明に従う No.６および８についても同様であ
る。

【００３７】また、 No.10は、Ｐに加えてSiおよびAlを
含有する発明例であり、この場合も従来の比較例 No.１
に比べ、同等の鉄損水準において格段に高い磁束密度と
なっている。

【００３８】一方、 No.７および９は、成分組成は発明
範囲であるが、圧延条件が発明範囲から外れているた
め、従来組成の No.２よりは特性が優れるものの、 No.
３と同等程度の特性となる。なお、 No.11は、Si、Alお
よびMnの総量が発明範囲をこえるため、従来の磁気特性
の水準をこえることができない。

【００３９】実施例２ 真空小型溶解炉にて、表２に示した各成分組成の50kg鋼
塊をそれぞれ溶解し、これら鋼塊を1150℃に加熱後、熱
間粗圧延により 1.3〜4.0 mm厚の板とした。この板を、
1100℃に加熱後、圧延終了温度を 600〜950 ℃に制御
し、 800ｍ／minの圧延速度で１パス（圧下率：40〜80
％）にて 0.8mmに仕上げた。その後熱延板の表面のスケ
ールをショットブラスト処理にて除去し、0.5 mm厚まで
冷間圧延を行ってから、水素：35％および窒素65％の雰
囲気中で850 ℃、１分間の焼鈍を施した。

【００４０】かくして得られた各冷延鋼板について、Ｘ
線解析にて (110), (200), (211)極点図を求め、上記し
た級数展開法を用いて３次元方位解析を行い、３次元方
位分布密度を求めた。さらに、磁気測定を行い、 1.5Ｔ
励磁の時の鉄損値Ｗ_15/50 および励磁磁場5000 A/mの時
の磁束密度Ｂ₅₀を求めた。得られた結果を表４に示す。

【００４１】

【表４】

【００４２】No.１〜３は、通常のけい素鋼板組成によ
る比較例であり、その No.１と２との比較からわかるよ
うに、一般には合金添加量が増すと鉄損は減少するが磁
束密度も低下してしまう。次に、 No.３は、この発明の
圧延条件には適合するが、組成は従来のけい素鋼の一般
に従う、比較例である。 No.３は、高温かつ強圧下の圧
延を経たことによって｛１００｝＜００１＞方位の集積
強度が高まり、その結果として、とりわけＣ方向の磁気
特性が No.１および２に対して改善されたことがわか
る。

【００４３】これに対して、 No.３と同様の圧延条件
で、かつこの発明の組成範囲に適合する No.４および５
は、とくにＣ方向の磁気特性において、同等の鉄損値の
No.３に比べて高い磁束密度が得られることが注目され
る。すなわち、この発明の圧延条件で得られた従来組成
の鋼板 No.３に比べて、この発明の圧延条件および組成
に従う鋼板 No.４および５は、Ｃ方向の鉄損が低くかつ
磁束密度が格段に高い、優れた特性が得られる。これ
は、この発明に従う No.６および８についても同様であ
る。

【００４４】また、 No.10は、Ｐに加えてSiおよびAlを
含有する発明例であり、この場合も従来の比較例 No.１
に比べ、同等の鉄損水準において格段に高い磁束密度と
なっている。

【００４５】一方、 No.７および９は、成分組成は発明
範囲であるが、圧延条件が発明範囲から外れているた
め、従来組成の No.２よりは特性が優れるものの、 No.
３と同等程度の特性となる。なお、 No.11は、Si、Alお
よびMnの総量が発明範囲をこえるため、従来の磁気特性
の水準をこえることができない。

【００４６】実施例３ ここでは、冷延圧下率を高め、さらに優れた磁気特性を
得る場合の例を示す。表２の鋼塊を1150℃に加熱後、熱
間粗圧延により 2.0〜6.2 mm厚の板とした。この板を、
1100℃に加熱後、圧延終了温度を 600〜950 ℃に制御
し、800 m/minの圧延速度で１パスにて1.25mmに仕上げ
（圧下率：40〜80％）、仕上熱延板を得た。この仕上熱
延板の表面にショットをかけてスケールを落とし、0.5m
m まで圧下率60％にて冷間圧延し、水素35％、窒素65％
の雰囲気中で850 ℃、１分間の焼鈍を施した。

【００４７】かくして得られた各電磁鋼板について、Ｘ
線解析にて(110), (200), (211) 極点図を求め、上記し
た級数展開法を用いて３次元方位解析を行い、３次元方
位分布密度を求めた。さらに、磁気測定を行い、1.5 Ｔ
励磁の時の鉄損値Ｗ_15/50 および励磁磁場5000 A/mの時
の磁束密度Ｂ₅₀を求めた。得られた結果を表５に示す。

【００４８】

【表５】

【００４９】No. １〜３は、通常のけい素鋼板組成によ
る比較例であり、そのNo. １と２との比較からわかるよ
うに、一般には合金添加量が増すと鉄損は減少するが磁
束密度も低下してしまう。次に、No. ３は、この発明の
圧延条件には適合するが、組成は従来のけい素鋼の一般
に従う比較例である。No. ３は、高温かつ強圧下の圧延
を経たことによって｛１００｝＜００１＞方位の集積強
度が高まり、その結果として、とりわけＣ方向の磁気特
性がNo. １および２に対して改善されたことがわかる。

【００５０】これに対して、No. ３と同様の圧延条件
で、かつこの発明の組成範囲に適合するNo. ４および５
は、とくにＣ方向の磁気特性において、同等の鉄損値の
No. ３に比べて高い磁束密度が得られることが注目され
る。すなわち、この発明の圧延条件で得られた従来組成
の鋼板No. ３に比べて、この発明の圧延条件および組成
に従う鋼板No. ４および５は、Ｃ方向の鉄損が低くかつ
磁束密度が格段に高い、優れた特性が得られる。これ
は、この発明に従うNo. ６および８についても同様であ
る。

【００５１】また、No. 10は、Ｐに加えてSiおよびAlを
含有する発明例であり、この場合も従来の比較例No. １
に比べ、同等の鉄損水準において格段に高い磁束密度と
なっている。

【００５２】一方、No. ７および９は、成分組成は発明
範囲であるが、圧延条件が発明範囲から外れているた
め、従来組成のNo. ２よりは特性が優れるものの、No.
３と同等程度の特性となる。なお、No.11 は、Si、Alお
よびMnの総量が発明範囲をこえるため、極めて高い水準
には至らない。

【００５３】実施例４ ここでは冷延圧下率の影響を示す。表２の鋼（Ｃ）を用
い、熱間粗圧延により3.75〜14mm厚の板を作った。これ
らの板を、1100℃に加熱後、圧延終了温度を 950℃とし
て、800 m/min の圧延速度で１パスにて、0.75〜7.0mm
に仕上（圧下率50〜80％) 、仕上熱延板を得た。この仕
上熱延板の表面にショットをかけてスケールを落とし、
圧下率33〜63％にて0.5mm まで冷間圧延し、水素35％、
窒素65％の雰囲気中で850 ℃、１分間の焼鈍を施した。
その後、実施例１と同様の評価を行い、表６を得た。

【００５４】

【表６】 No.13 は冷延圧下率が好適範囲内である発明例であり、
方位集積強度が高く、とくにＣ方向の磁束密度が極めて
高くなっている。No.12 は冷延圧下率が低すぎるため、
また、No.14 は冷延圧下率が過大であるため、いずれも
集積度がさほど大きくなく、磁束密度もやや低下してい
る。

【００５５】

【発明の効果】かくして、この発明によれば、従来の通
常の製造方法では実現不可能であった｛１００｝＜００
１＞方位に高度に集積した高磁束密度電磁鋼板を、熱延
まで、また特殊な冷間圧延や焼鈍工程に頼ることなし
に、得ることができる。

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｐ：0.2 〜1.2 wt％を含有し、残部が実
   質的にFeの組成になり、｛１００｝＜００１＞方位の集
   積強度がランダム組織のそれの３倍以上である集合組織
   を有することを特徴とする磁気特性に優れた電磁鋼板。
2. 【請求項２】 Ｐ：0.2 〜1.2 wt％を含み、さらにSi、
   AlおよびMnのうちから選んだ１種または２種以上を合計
   で0.1 〜5.0 wt％含有し、残部が実質的にFeの組成にな
   り、｛１００｝＜００１＞方位の集積強度がランダム組
   織のそれの３倍以上である集合組織を有することを特徴
   とする磁気特性に優れた電磁鋼板。
3. 【請求項３】 Ｐ：0.2 〜1.2 wt％を含有する組成にな
   る鋼スラブを、熱間粗圧延後、圧下率（１パス）：50％
   以上および圧延終了温度：750 〜1050℃の条件下で熱間
   仕上げ圧延を行うことを特徴とする磁気特性に優れた電
   磁鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 Ｐ：0.2 〜1.2 wt％を含み、さらにSi、
   AlおよびMnのうちから選んだ１種または２種以上を合計
   で0.1 〜5.0 wt％含有する組成になる鋼スラブを、熱間
   粗圧延後、圧下率（１パス）：50％以上および圧延終了
   温度：750 〜1050℃の条件下で熱間仕上げ圧延を行うこ
   とを特徴とする磁気特性に優れた電磁鋼板の製造方法。
5. 【請求項５】 請求項３または４において、熱間仕上げ
   圧延後に、冷間圧延次いで焼鈍を行うことを特徴とする
   磁気特性に優れた電磁鋼板の製造方法。