WO2015199211A1 - 電磁鋼板 - Google Patents

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cube
magnetic
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裕俊 多田
智 鹿野
田中　一郎
屋鋪　裕義
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to an electromagnetic steel sheet.
  • split iron cores that are advantageous in terms of winding design and yield are increasingly used for motor stators.
  • the divided iron core is often fixed to the case by shrink fitting, and when compressive stress acts on the electromagnetic steel sheet by shrink fitting, the magnetic properties of the electromagnetic steel sheet are deteriorated.
  • Conventionally, research for suppressing such a decrease in magnetic properties has been conducted.
  • An object of the present invention is to provide an electrical steel sheet that can exhibit excellent magnetic properties even when compressive stress is applied.
  • the present inventors have intensively studied to clarify the reason why excellent magnetic properties cannot be obtained when a conventional magnetic steel sheet is used for a split iron core. As a result, it became clear that the relationship between the direction in which the compressive stress acts and the crystal orientation of the electrical steel sheet is important.
  • the compressive stress acting on the electromagnetic steel sheet will be described. Since the drive motor of a hybrid vehicle and the compressor motor of an air conditioner are multipolar, the direction of the magnetic flux flowing through the teeth portion of the stator is usually matched with the rolling direction of the electrical steel sheet (hereinafter sometimes referred to as “L direction”). Thus, the direction of the magnetic flux flowing through the yoke portion is made to coincide with the direction orthogonal to the rolling direction and the plate thickness direction (hereinafter also referred to as “C direction”).
  • the compressive stress in the C direction acts on the electromagnetic steel plate in the yoke portion, while no stress acts on the magnetic steel plate in the tooth portion. Therefore, it is desired that the magnetic steel sheet used for the split iron core can exhibit excellent magnetic properties in the C direction under compressive stress acting in the C direction while exhibiting excellent magnetic properties in the L direction under no stress. .
  • the inventors of the present invention have made further studies to clarify a configuration that can exhibit such magnetic characteristics.
  • the crystal grains in the Goss orientation are not easily affected by the compressive stress in the C direction, and even if the compressive stress in the C direction is applied, the magnetic properties in the C direction are not easily lowered. It has been found that the magnetic properties in the C direction are likely to be deteriorated when the C direction compressive stress is applied. It was revealed that excellent magnetic properties can be obtained by appropriately controlling the integration degree in the (001) [100] orientation and the integration degree in the (011) [100] orientation.
  • the texture is the electrical steel sheet according to (1), wherein the texture satisfies Formula 4, Formula 5, and Formula 6.
  • Formula 4 Formula 5
  • Formula 6 Formula 6
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the degree of integration obtained in the first test and the iron loss W15 / 400L.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the degree of integration obtained in the first test and the iron loss W15 / 400C.
  • FIG. 3 is a diagram illustrating the distribution of the degree of integration in the first test.
  • FIG. 4 is a diagram showing the distribution of magnetic flux density in the first test.
  • the electrical steel sheet according to the embodiment of the present invention has a degree of integration of (001) [100] orientation (hereinafter sometimes referred to as “Cube orientation”) with I Cube , (011) [100] orientation (hereinafter referred to as “Goss orientation”). ) Is expressed as I Goss, and it has a texture satisfying the formula 1, the formula 2 and the formula 3.
  • the degree of integration in a certain direction means a ratio (random ratio) of intensity in the direction to random intensity, and is an index usually used when displaying a texture.
  • the crystal grains in the Goss orientation contribute to the improvement of the magnetic properties in the L direction.
  • Cube-oriented crystal grains contribute to the improvement of the magnetic properties in the L direction and the magnetic properties in the C direction.
  • the crystal grains in the Goss orientation are not easily influenced by the compressive stress in the C direction, and even when the compressive stress in the C direction is applied, the magnetic properties in the C direction are not easily lowered. Further, it has been clarified that the crystal grains having the Cube orientation are easily affected by the compressive stress in the C direction, and that the magnetic properties in the C direction are easily lowered when the compressive stress in the C direction is applied.
  • the value of “I Goss + I Cube ” is less than 10.5, sufficient magnetic properties in the L direction cannot be obtained under no stress. Therefore, the relationship of Formula 1 needs to be satisfied.
  • the value of “I Goss + I Cube ” is preferably 10.7 or more, more preferably 11.0 or more.
  • the value of “I Goss / I Cube ” is less than 0.50, sufficient C-direction magnetic properties cannot be obtained when compressive stress in the C-direction is applied. Therefore, the relationship of Formula 2 needs to be satisfied.
  • the value of “I Goss / I Cube ” is preferably 0.52 or more, and more preferably 0.55 or more. The relationship between the value of “I Goss / I Cube ” and the magnetic properties in the C direction under the compressive stress in the C direction is not clear, but is considered as follows.
  • the magnetic properties are more likely to deteriorate than when compressive stress acts parallel to the ⁇ 110> direction.
  • the C direction of the (001) [100] orientation (Cube orientation) crystal grain corresponds to the [010] direction
  • the (011) [100] orientation (Goss orientation) crystal grain C direction is the [01-1] direction. It corresponds to. Accordingly, the lower the value of “I Goss / I Cube ”, that is, the higher the ratio of crystal grains in the Cube orientation, the higher the ratio of crystal grains whose ⁇ 100> direction is parallel to the C direction, and the compressive stress in the C direction. Therefore, it is considered that the magnetic properties of the electromagnetic steel sheet are likely to deteriorate.
  • the value of “I Cube ” is preferably 2.7 or more, and more preferably 3.0 or more.
  • Equation 2 Even if the relationship of Equation 2 is satisfied, if the relationship of Equation 3 is not satisfied, the magnetic properties in the C direction are not easily lowered by the compressive stress in the C direction, but sufficient magnetic properties in the C direction are obtained under no stress. Since it cannot be obtained, the magnetic properties in the C direction under the compressive stress in the C direction are not sufficient. If the relationship of Equations 2 and 3 is not satisfied, sufficient C direction magnetic properties cannot be obtained under no stress, and the C direction magnetic properties are reduced by the C direction compressive stress. The magnetic properties in the C direction below are not sufficient.
  • Equation 3 If the relationship of Equation 3 is satisfied but the relationship of Equation 2 is not satisfied, sufficient C-direction magnetic properties can be obtained under no stress, but the C-direction magnetic properties are reduced by compressive stress in the C-direction. Therefore, the magnetic properties in the C direction under the compressive stress in the C direction are not sufficient.
  • the relationship of Equations 2 and 3 When the relationship of Equations 2 and 3 is satisfied, sufficient C-direction magnetic properties can be obtained under no stress, and the C-direction magnetic properties are not easily degraded by the C-direction compressive stress. Excellent magnetic properties in the C direction can be obtained below.
  • the integration degree I Goss and the integration degree I Cube can be measured as follows. First, the (110), (200) and (211) pole figures of the electrical steel sheet to be measured are measured by the Schulz method of X-ray diffraction. At this time, the position to be measured is a position where the depth from the surface of the electromagnetic steel sheet is 1/4 of the thickness (hereinafter sometimes referred to as “1/4 position”) and a position where the depth is 1/2 (hereinafter referred to as “1/4 position”). , Sometimes referred to as “1/2 position”). Next, a three-dimensional orientation analysis is performed by a series expansion method using the pole figure.
  • the texture preferably satisfies the relationships of Formula 4, Formula 5, and Formula 6.
  • Formula 5 I Cube ⁇ 2.7
  • B50C the magnetic flux density in the direction orthogonal to the plate thickness direction (plate width direction)
  • B50C it preferably has magnetic characteristics satisfying the relationship of Equation 7 and Equation 8.
  • the value of “B50C / Bs” is more preferably 0.795 or more, and further preferably 0.800 or more.
  • the value of “B50C / Bs” is preferably 0.825 or less, more preferably 0.820 or less. More preferably, it is 0.815 or less.
  • the value of “(B50L ⁇ B50C) / Bs” is less than 0.070, sufficient magnetic properties in the C direction may not be obtained under compressive stress. Therefore, it is preferable that the relationship of Formula 8 is satisfied. Since the magnetic characteristics are easily deteriorated by the compressive stress, the value of “(B50L ⁇ B50C) / Bs” is more preferably 0.075 or more, and further preferably 0.080 or more.
  • the chemical composition of the electrical steel sheet and the slab used for manufacturing the electrical steel sheet according to the embodiment of the present invention will be described. Although the details will be described later, the electrical steel sheet according to the embodiment of the present invention undergoes hot rolling of a slab, hot-rolled sheet annealing, first cold rolling, intermediate annealing, second cold rolling, finish annealing, and the like. Manufactured. Therefore, the chemical composition of the electrical steel sheet and slab takes into account not only the properties of the electrical steel sheet but also these treatments.
  • “%”, which is a unit of content of each element contained in the electrical steel sheet means “mass%” unless otherwise specified.
  • the electrical steel sheet according to the present embodiment has C: 0.010% or less, Si: 1.30% to 3.50%, Al: 0.0000% to 1.6000%, Mn: 0.01% to 3. 00%, S: 0.0100% or less, N: 0.010% or less, P: 0.000% to 0.150%, Sn: 0.000% to 0.150%, Sb: 0.000% to 0.150%, Cr: 0.000% to 1.000%, Cu: 0.000% to 1.000%, Ni: 0.000% to 1.000%, Ti: 0.010% or less, V : 0.010% or less, Nb: 0.010% or less, and the balance: chemical composition represented by Fe and impurities.
  • the impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap and those contained in the manufacturing process.
  • Si is an element effective for increasing the specific resistance and reducing the iron loss.
  • the Si content is preferably 1.60% or more, more preferably 1.90% or more.
  • the Si content is 3.50% or less.
  • Si content becomes like this.
  • it is 3.30% or less, More preferably, it is 3.10% or less.
  • Al is an element that lowers the saturation magnetic flux density. If the Al content exceeds 1.6000%, a desired texture cannot be obtained, and a desired magnetic flux density cannot be obtained. Therefore, the Al content is 1.6000% or less. Al content becomes like this. Preferably it is 1.4000% or less, More preferably, it is 1.2000% or less, More preferably, it is 0.8000% or less. As a reason why a desired texture cannot be obtained when the Al content exceeds 1.6000%, it is considered that a change in deformation behavior in cold rolling accompanying an increase in the Al content occurs.
  • the lower limit of the Al content is not particularly limited. Al has an effect of increasing specific resistance and reducing iron loss. In order to obtain this effect, the Al content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0003% or more. .
  • Mn is an element effective for increasing the specific resistance and reducing the iron loss. By making the Mn content 0.01% or more, it is possible to obtain the effect of improving specific resistance more reliably. Therefore, the Mn content is 0.01% or more.
  • the Mn content is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • Mn content is 3.00% or less.
  • the Mn content is preferably 2.70% or less, more preferably 2.50% or less, and still more preferably 2.40% or less.
  • C (C: 0.010% or less) C is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example.
  • C is an element that degrades magnetic properties by magnetic aging. Therefore, the lower the C content, the better. Such deterioration of the magnetic characteristics is remarkable when the C content exceeds 0.010%. For this reason, C content shall be 0.010% or less.
  • the C content is preferably 0.008% or less, and more preferably 0.005% or less.
  • S is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example.
  • S combines with Mn in steel to form fine MnS, inhibits grain growth during finish annealing, and degrades magnetic properties. Therefore, the lower the S content, the better.
  • Such deterioration of the magnetic characteristics is significant when the S content exceeds 0.0100%.
  • S content shall be 0.0100% or less.
  • S content becomes like this.
  • it is 0.0080% or less, More preferably, it is 0.0050% or less.
  • S contributes to the improvement of the magnetic flux density. In order to obtain this effect, 0.0005% or more of S may be contained. As a reason why S contributes to the improvement of the magnetic flux density, it is conceivable that grain growth in an orientation that is disadvantageous to magnetic properties is inhibited by S.
  • N is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. N combines with Al in steel to form fine AlN, inhibits grain growth during finish annealing, and degrades magnetic properties. Therefore, the lower the N content, the better. Such deterioration of the magnetic characteristics is remarkable when the N content exceeds 0.010%. For this reason, N content shall be 0.010% or less.
  • the N content is preferably 0.008% or less, and more preferably 0.005% or less.
  • P, Sn, Sb, Cr, Cu, and Ni are not essential elements, but are optional elements that may be appropriately contained within a predetermined amount in the electromagnetic steel sheet.
  • P, Sn, and Sb have the effect of improving the magnetic properties by improving the texture of the electrical steel sheet. Therefore, P, Sn, or Sb, or any combination thereof may be contained. In order to sufficiently obtain this effect, preferably, P: 0.001% or more, Sn: 0.001% or more, or Sb: 0.001% or more, or any combination thereof, more preferably P : 0.003% or more, Sn: 0.003% or more, or Sb: 0.003% or more, or any combination thereof. However, excess P, Sn, and Sb segregate in the crystal grain size to reduce the ductility of the steel sheet, making cold rolling difficult.
  • P: more than 0.150%, Sn: more than 0.150%, or Sb: more than 0.150%, or any combination thereof P: 0.150% or less, Sn: 0.150% or less, and Sb: 0.150% or less.
  • P: 0.100% or less, Sn: 0.100% or less, or Sb: 0.100% or less, or any combination thereof more preferably P: 0.050% or less, Sn : 0.050% or less, or Sb: 0.050% or less, or any combination thereof. That is, P: 0.001% to 0.150%, Sn: 0.001% to 0.150%, or Sb: 0.001% to 0.150%, or any combination thereof may be satisfied. preferable.
  • Cr, Cu and Ni are effective elements for increasing the specific resistance and reducing the iron loss. Therefore, Cr, Cu, or Ni, or any combination thereof may be contained. In order to sufficiently obtain this effect, preferably, Cr: 0.005% or more, Cu: 0.005% or more, or Ni: 0.005% or more, or any combination thereof, more preferably Cr : 0.010% or more, Cu: 0.010% or more, Ni: 0.010% or more, or any combination thereof. However, excess Cr, Cu and Ni degrade the magnetic flux density.
  • Cr 1.000% or less, Cu: 1.000% or less, and Ni: 1.000% or less.
  • Cr 0.500% or less, Cu: 0.500% or less, or Ni: 0.500% or less, or any combination thereof, more preferably Cr: 0.300% or less, Cu : 0.300% or less, or Ni: 0.300% or less, or any combination thereof. That is, Cr: 0.005% to 1.000%, Cu: 0.005% to 1.000%, or Ni: 0.005% to 1.000%, or any combination thereof may be satisfied. preferable.
  • Ti, V, and Nb are not essential elements but are contained as impurities in, for example, steel.
  • Ti, V, and Nb combine with C, N, Mn, and the like to form inclusions, inhibit growth of crystal grains during annealing, and deteriorate magnetic properties. Therefore, the lower the Ti content, the V content, and the Nb content, the better.
  • Such deterioration of the magnetic properties is significant when Ti is more than 0.010%, V is more than 0.010%, or Nb is more than 0.010%, or any combination thereof. Therefore, Ti: 0.010% or less, V: 0.010% or less, and Nb: 0.010% or less.
  • Ti 0.007% or less, V: 0.007% or less, or Nb: 0.007% or less, or any combination thereof, more preferably Ti: 0.004% or less, V : 0.004% or less, or Nb: 0.004% or less, or any combination thereof.
  • the average crystal grain size of the electrical steel sheet according to the embodiment of the present invention will be described. Even if the average crystal grain size is too large or too small, the iron loss is deteriorated. Such deterioration of the iron loss is remarkable when the average crystal grain size is less than 20 ⁇ m or exceeds 300 ⁇ m. Accordingly, the average crystal grain size is 20 ⁇ m or more and 300 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average crystal grain size is preferably 30 ⁇ m, and more preferably 40 ⁇ m.
  • the upper limit of the average crystal grain size is preferably 250 ⁇ m, more preferably 200 ⁇ m.
  • an average value of crystal grain sizes measured by a cutting method in the plate thickness direction and the rolling direction in the longitudinal cross-sectional structure photograph parallel to the plate thickness direction and the rolling direction can be used.
  • an optical microscope photograph can be used. For example, a photograph taken at a magnification of 50 times can be used.
  • the plate thickness is preferably 0.10 mm or more.
  • the thickness of the electromagnetic steel sheet is more preferably 0.15 mm or more, and still more preferably 0.20 mm or more.
  • the plate thickness is preferably 0.50 mm or less.
  • the thickness of the electromagnetic steel sheet is more preferably 0.35 mm or less, and still more preferably 0.30 mm or less.
  • slab hot rolling, hot rolled sheet annealing, first cold rolling, intermediate annealing, second cold rolling, and finish annealing are performed.
  • hot rolling for example, a slab having the above chemical composition is charged into a heating furnace and hot rolled.
  • hot rolling may be started without charging the heating furnace.
  • the slab can be obtained, for example, by continuous casting of steel, or obtained by performing ingot rolling on a steel ingot.
  • hot rolled sheet annealing After hot rolling, the hot rolled steel sheet obtained by hot rolling is annealed (hot rolled sheet annealing).
  • Hot-rolled sheet annealing may be performed using a box furnace, or continuous annealing may be performed as hot-rolled sheet annealing.
  • box-type annealing annealing using a box furnace.
  • the holding temperature in the case of performing box-type annealing is more preferably 730 ° C. or more, and further preferably 750 ° C. or more.
  • the holding temperature in the case of performing box-type annealing is more preferably 1050 ° C. or less, and further preferably 1000 ° C. or less.
  • the holding time when performing box-type annealing is more preferably 2 hours or more, and further preferably 3 hours or more.
  • the holding time when performing box-type annealing is more preferably 150 hours or less, and even more preferably 100 hours or less.
  • the holding temperature in the case of performing the continuous annealing is more preferably 780 ° C. or more, further preferably 800 ° C. or more.
  • the holding temperature in continuous annealing is more preferably 1220 ° C. or lower, and further preferably 1200 ° C. or lower.
  • the holding time in the case of continuous annealing is more preferably 3 seconds or more, and further preferably 5 seconds or more.
  • the holding time for continuous annealing is more preferably 500 seconds or less, and still more preferably 400 seconds or less.
  • the average crystal grain size of the annealed steel sheet obtained by hot-rolled sheet annealing is preferably 20 ⁇ m or more, more preferably 35 ⁇ m or more, and further preferably 40 ⁇ m or more.
  • the cold rolling rate of the first cold rolling (hereinafter sometimes referred to as “first cold rolling rate”) is preferably 40% or more and 85% or less.
  • first cold rolling rate is more preferably 45% or more, and further preferably 50% or more.
  • the first cold rolling rate is more preferably 80% or less, and further preferably 75% or less.
  • annealing (intermediate annealing) of the cold-rolled steel sheet obtained by the first cold rolling (hereinafter sometimes referred to as “intermediate cold-rolled steel sheet”) is performed.
  • Box-type annealing may be performed as intermediate annealing, and continuous annealing may be performed as intermediate annealing.
  • the temperature of the intermediate annealing is too low or when the time is too short, the crystal grains cannot be sufficiently coarsened and desired magnetic properties may not be obtained.
  • the temperature of the intermediate annealing is too high or when the time is too long, the manufacturing cost increases.
  • the holding temperature in the case of performing box-type annealing is more preferably 880 ° C. or more, and further preferably 900 ° C. or more.
  • the holding temperature in the case of performing box-type annealing is more preferably 1050 ° C. or less, and further preferably 1000 ° C. or less.
  • the holding time when performing box-type annealing is more preferably 2 hours or more, and further preferably 3 hours or more.
  • the holding time when performing box-type annealing is more preferably 150 hours or less, and even more preferably 100 hours or less.
  • the holding temperature in the case of performing continuous annealing is more preferably 1080 ° C. or more, and further preferably 1110 ° C. or more.
  • the holding temperature in continuous annealing is more preferably 1220 ° C. or lower, and further preferably 1200 ° C. or lower.
  • the holding time for continuous annealing is more preferably 2 seconds or more, and further preferably 3 seconds or more.
  • the holding time for continuous annealing is more preferably 500 seconds or less, and still more preferably 400 seconds or less.
  • the average crystal grain size of the intermediate annealed steel sheet obtained by the intermediate annealing is preferably 140 ⁇ m or more, more preferably 170 ⁇ m or more, and further preferably 200 ⁇ m or more.
  • box-type annealing is preferable to continuous annealing.
  • second cold rolling of the intermediate annealing steel plate obtained by the intermediate annealing is performed.
  • the cold rolling rate of the second cold rolling (hereinafter sometimes referred to as “second cold rolling rate”) is preferably 45% or more and 85% or less.
  • the second cold rolling rate is more preferably 50% or more, and further preferably 55% or more.
  • the second cold rolling reduction is more preferably 80% or less, and further preferably 75% or less.
  • the cold-rolled steel sheet obtained by the second cold rolling is annealed (finish annealing). If the finish annealing temperature is too low or the time is too short, an average crystal grain size of 20 ⁇ m or more cannot be obtained, and desired magnetic properties may not be obtained. On the other hand, in order to perform finish annealing above 1250 ° C., special equipment is required, which is economically disadvantageous. If the finishing temperature exceeds 600 hours, the productivity is low, which is economically disadvantageous.
  • the temperature of finish annealing is preferably 700 ° C. or more and 1250 ° C. or less, and the finish annealing time is preferably 1 second or more and 600 seconds or less.
  • the temperature of finish annealing is more preferably 750 ° C. or higher.
  • the temperature of finish annealing is more preferably 1200 ° C. or less.
  • the finish annealing time is more preferably 3 seconds or longer.
  • the finish annealing time is more preferably 500 seconds or less.
  • An insulating film may be formed on the surface of the electromagnetic steel sheet after the finish annealing.
  • an insulating film you may form what consists only of an organic component, what consists only of an inorganic component, and what consists of an organic inorganic composite. From the viewpoint of reducing the environmental burden, an insulating coating that does not contain chromium may be formed.
  • the coating may be an insulating coating that exhibits adhesive ability by heating and pressing.
  • a coating material that exhibits adhesive ability for example, an acrylic resin, a phenol resin, an epoxy resin, or a melamine resin can be used.
  • Such a magnetic steel sheet according to this embodiment is suitable for a high-efficiency motor iron core, particularly a high-efficiency split iron-core motor stator (stator) iron core.
  • the high efficiency motor include compressor motors such as air conditioners and refrigerators, and drive motors and generator motors such as electric vehicles and hybrid vehicles.
  • the cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.30 mm was obtained by subjecting the annealed steel sheet to cold rolling twice or two times with intermediate annealing in between.
  • the intermediate annealing box-type annealing held at 950 ° C. for 10 hours, or continuous annealing held at a temperature of 900 ° C. to 1100 ° C. for 30 seconds was performed.
  • the grinding plate with a thickness of 3 mm was obtained by the grinding process of front and back.
  • the ground plate was heated at 1150 ° C. for 30 minutes, and then subjected to one-pass finish rolling at 850 ° C. under the condition of a strain rate of 35 s ⁇ 1 to obtain a hot-rolled steel plate having a plate thickness of 1.0 mm. Then, after performing hot-rolled sheet annealing held at 1000 ° C. for 30 seconds, a cold-rolled steel sheet having a sheet thickness of 0.30 mm was obtained by cold rolling.
  • the cold rolled steel sheet was subjected to finish annealing that was held at 1000 ° C. for 1 second to obtain an electromagnetic steel sheet.
  • the integration degree I Cube was 0.1 or more and 10.0 or less
  • the integration degree I Goss was 0.3 or more and 23.8 or less. It was.
  • the average crystal grain size was 66 ⁇ m or more and 72 ⁇ m or less.
  • the magnetic flux density B50L in the L direction when magnetized with a magnetizing force of 5000 A / m and the magnetic flux density B50C in the C direction when magnetized with a magnetizing force of 5000 A / m were measured.
  • the iron loss W15 / 400L and the magnetic flux density B50L were measured without applying compressive stress, and the iron loss W15 / 400C and the magnetic flux density B50C were measured in a state where a compressive stress of 40 MPa was applied in the C direction.
  • the magnetic properties were measured by a 55 mm square single sheet magnetic property test method (SST) in accordance with JIS C2556. The results are shown in Table 1 and FIGS. The underline in Table 1 indicates that the numerical value is out of the range of the present invention or the preferred range.
  • the saturation magnetic flux density Bs in Table 1 was obtained by the following formula.
  • [Si], [Mn], and [Al] are the contents of Si, Mn, and Al, respectively.
  • Bs 2.1561-0.0413 ⁇ [Si] ⁇ 0.0198 ⁇ [Mn] ⁇ 0.0604 ⁇ [Al]
  • FIG. 3 shows the relationship between the degree of integration I Goss and the degree of integration I Cube of the invention example and the comparative example, and the expressions 1, 2 and 3.
  • FIGS. 1, 2 and 3 when all of the relations of Expressions 1, 2 and 3 are satisfied, it is possible to obtain excellent magnetic properties in the L direction under no stress.
  • excellent magnetic properties in the C direction could be obtained under compressive stress in the C direction.
  • FIG. 4 shows the relationship between the ratio (B50L / Bs) of the magnetic flux density B50L to the saturation magnetic flux density Bs and the ratio (B50C / Bs) of the magnetic flux density B50C to the saturation magnetic flux density Bs.
  • the inventive example satisfies the relationship of Equation 7 and Equation 8.
  • the first cold rolling with a first cold rolling rate of 60% was applied to the annealed steel sheet to obtain an intermediate cold rolled steel sheet with a thickness of 1.0 mm.
  • an intermediate annealed steel sheet was obtained by subjecting the intermediate cold rolled steel sheet to intermediate annealing under the conditions shown in Table 2 below. As shown in Table 2, the average grain size of the intermediate annealed steel sheet was 71 ⁇ m or more and 355 ⁇ m or less.
  • the cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.30 mm was obtained by subjecting the intermediate annealed steel sheet to second cold rolling. Thereafter, the cold-rolled steel sheet was subjected to finish annealing for 15 seconds at 1000 ° C. to obtain an electromagnetic steel sheet.
  • the integration degree I Cube was 2.3 or more and 4.1 or less
  • the integration degree I Goss was 6.5 or more and 24.5 or less. It was.
  • the average crystal grain size was 70 ⁇ m or more and 82 ⁇ m or less.
  • the first cold rolling with a first cold rolling rate of 70% was applied to the annealed steel sheet to obtain an intermediate cold-rolled steel sheet with a thickness of 0.6 mm.
  • the intermediate cold-rolled steel sheet was subjected to box-type intermediate annealing that was held at 950 ° C. for 100 hours to obtain an intermediate-annealed steel sheet.
  • the average grain size of the intermediate annealed steel sheet was 280 ⁇ m or more and 343 ⁇ m or less.
  • the cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.25 mm was obtained by subjecting the intermediate-annealed steel sheet to second cold rolling with a second cold rolling rate of 58%.
  • the cold-rolled steel sheet was subjected to finish annealing that was held at a temperature of 1050 ° C. for 30 seconds to obtain an electromagnetic steel sheet.
  • the integration degree I Cube was 1.9 or more and 3.9 or less
  • the integration degree I Goss was 8.0 or more and 21.3 or less. It was.
  • the average crystal grain size was 105 ⁇ m or more and 123 ⁇ m or less.
  • Sample No. 31-No. 38 since the component was within the range of the present invention, a desired texture was obtained, and magnetic characteristics satisfying the relations of Expressions 7 and 8 were obtained.
  • sample No. 39-No. In No. 41 since the Al content or the Si content was out of the scope of the present invention, a desired texture was not obtained, and the magnetic characteristics did not satisfy the relationship of Formula 8.
  • an annealed steel sheet was obtained by subjecting the hot-rolled steel sheet to hot-rolled sheet annealing under the conditions shown in Table 5 below.
  • Table 5 the average grain size of the annealed steel sheet was 24 ⁇ m or more and 135 ⁇ m or less.
  • the first cold rolling rate of 35% to 75% was applied to the annealed steel sheet to obtain an intermediate cold rolled steel sheet having a thickness of 0.5 mm to 1.3 mm.
  • the intermediate cold-rolled steel sheet was subjected to box-type intermediate annealing held at 950 ° C. for 10 hours to obtain an intermediate-annealed steel sheet.
  • the average grain size of the intermediate annealed steel sheet was 295 ⁇ m or more and 314 ⁇ m or less.
  • a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.15 mm or more and 0.35 mm or less was obtained by subjecting the intermediate annealed steel sheet to second cold rolling with a second cold rolling rate of 30% to 86%. . Thereafter, the cold-rolled steel sheet was subjected to finish annealing at 800 ° C. to 1120 ° C. for 15 seconds to 60 seconds to obtain a magnetic steel sheet.
  • the integration degree I Cube was 1.5 or more and 3.7 or less
  • the integration degree I Goss was 5.5 or more and 16.4 or less. It was.
  • the average crystal grain size was 32 ⁇ m or more and 192 ⁇ m or less as shown in Table 6.
  • Sample No. 51-No. In No. 53 since hot-rolled sheet annealing, first cold rolling, and second cold rolling were performed under preferable conditions, a desired texture was obtained, and magnetic characteristics satisfying the relationship of Equations 7 and 8 were obtained. It was. On the other hand, Sample No. 54-No. 57, since the conditions of hot-rolled sheet annealing, first cold rolling or second cold rolling were out of the preferred range, the desired texture could not be obtained, and the magnetic properties were the relationship of Formula 7 or Formula 8. Did not meet.
  • sample no. The torque constant of the split iron motor with iron core material 3 is the same as that of sample No. under all load torques. 7, Sample No. It was superior to the torque constant of the split core motor using 8 as the core material. On the other hand, Sample No. 7 or sample no. The torque constant of the split core motor using 8 as the iron core material was low especially under low load torque conditions.
  • the present invention can be used, for example, in the manufacturing industry of electromagnetic steel sheets and the industries using electromagnetic steel sheets such as motors.

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Abstract

電磁鋼板は、所定の化学組成を有し、結晶粒径が２０μｍ～３００μｍであり、（００１）［１００］方位の集積度をＩＣｕｂｅ、（０１１）［１００］方位の集積度をＩＧｏｓｓとあらわしたとき、式１、式２及び式３の関係を満たす集合組織を有する。 ＩＧｏｓｓ＋ＩＣｕｂｅ≧１０．５ ・・・式１ ＩＧｏｓｓ／ＩＣｕｂｅ≧０．５０ ・・・式２ ＩＣｕｂｅ≧２．５　・・・式３

Description

電磁鋼板
　本発明は、電磁鋼板に関する。
　近年、地球温暖化ガスを削減する必要性から、自動車、家電製品等の分野では、消費エネルギーの少ない製品が開発されている。例えば自動車分野においては、ガソリンエンジンとモータとを組み合わせたハイブリッド駆動自動車や、モータ駆動の電気自動車等の低燃費自動車がある。また、家電製品分野においては、年間電気消費量の少ない高効率エアコン、冷蔵庫等がある。これらに共通する技術はモータであり、モータの高効率化が重要な技術となっている。
　そして、近年では、モータの固定子に、巻き線設計や歩留りの面で有利な分割鉄心が採用されることが多くなっている。通常、分割鉄心は焼き嵌めによってケースに固定されることが多く、焼き嵌めによって電磁鋼板に圧縮応力が作用すると、電磁鋼板の磁気特性が低下してしまう。従来、このような磁気特性の低下を抑制するための研究が行われている。
　しかしながら、従来の電磁鋼板は圧縮応力の影響を受けやすく、例えば分割鉄心に用いられて優れた磁気特性を発揮することができない。
特開２００８－１８９９７６号公報 特開２０００－１０４１４４号公報 特開２０００－１６０２５６号公報 特開２０００－１６０２５０号公報 特開平１１－２３６６１８号公報 特開２０１４－７７１９９号公報 特開２０１２－３６４５７号公報 特開２０１２－３６４５４号公報
　本発明は、圧縮応力が作用した場合でも優れた磁気特性を発揮することができる電磁鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、従来の電磁鋼板を分割鉄心に用いた場合に優れた磁気特性が得られない原因を明らかにすべく鋭意検討を行った。この結果、圧縮応力が作用する方向と電磁鋼板の結晶方位との関係が重要であることが明らかになった。
　ここで、電磁鋼板に作用する圧縮応力について説明する。ハイブリッド自動車の駆動モータやエアコンのコンプレッサモータは多極であるため、通常、固定子のティース部を流れる磁束の方向を電磁鋼板の圧延方向（以下、「Ｌ方向」ということがある）に一致させて、ヨーク部を流れる磁束の方向を圧延方向及び板厚方向に直交する方向（以下、「Ｃ方向」ということがある）に一致させている。そして、分割鉄心が焼き嵌めによりケース等に固定される場合、ヨーク部の電磁鋼板にＣ方向の圧縮応力が作用する一方で、ティース部の電磁鋼板には応力が作用しない。従って、分割鉄心に用いられる電磁鋼板には、無応力下で優れたＬ方向の磁気特性を発揮しつつ、Ｃ方向に作用する圧縮応力下で優れたＣ方向の磁気特性を発揮できることが望まれる。
　本発明者らは、このような磁気特性を発揮できる構成を明らかにすべく更に鋭意検討を行った。この結果、Ｇｏｓｓ方位の結晶粒はＣ方向の圧縮応力の影響を受けにくく、Ｃ方向の圧縮応力が印加されてもＣ方向の磁気特性の低下を引き起こしにくいこと、及びＣｕｂｅ方位の結晶粒はＣ方向の圧縮応力の影響を受けやすく、Ｃ方向の圧縮応力が印加されるとＣ方向の磁気特性の低下を引き起こしやすいことが明らかになった。そして、（００１）［１００］方位の集積度、及び（０１１）［１００］方位の集積度を適切に制御することにより、優れた磁気特性が得られることが明らかになった。
　本発明者らは、このような知見に基づいて更に鋭意検討を重ねた結果、以下に示す発明の諸態様に想到した。
[規則91に基づく訂正 22.07.2015]　
　（１）
　質量％で、
　Ｃ　：０．０１０％以下、
　Ｓｉ：１．３０％～３．５０％、
　Ａｌ：０．００００％～１．６０００％、
　Ｍｎ：０．０１％～３．００％、
　Ｓ　：０．０１００％以下、
　Ｎ　：０．０１０％以下、
　Ｐ　：０．０００％～０．１５０％、
　Ｓｎ：０．０００％～０．１５０％、
　Ｓｂ：０．０００％～０．１５０％、
　Ｃｒ：０．０００％～１．０００％、
　Ｃｕ：０．０００％～１．０００％、
　Ｎｉ：０．０００％～１．０００％、
　Ｔｉ：０．０１０％以下、
　Ｖ　：０．０１０％以下、
　Ｎｂ：０．０１０％以下、かつ
　残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
　結晶粒径が２０μｍ～３００μｍであり、
　（００１）［１００］方位の集積度をＩＣｕｂｅ、（０１１）［１００］方位の集積度をＩＧｏｓｓとあらわしたとき、式１、式２及び式３の関係を満たす集合組織を有することを特徴とする電磁鋼板。
　　ＩＧｏｓｓ＋ＩＣｕｂｅ≧１０．５　　・・・式１
　　ＩＧｏｓｓ／ＩＣｕｂｅ≧０．５０　　・・・式２
　　ＩＣｕｂｅ≧２．５　　　　　　　　・・・式３
　（２）
　前記集合組織は、式４、式５及び式６を満たすことを特徴とする（１）に記載の電磁鋼板。
　　ＩＧｏｓｓ＋ＩＣｕｂｅ≧１０．７　　・・・式４
　　ＩＧｏｓｓ／ＩＣｕｂｅ≧０．５２　　・・・式５
　　ＩＣｕｂｅ≧２．７　　　　　　　　・・・式６
　（３）
　飽和磁束密度をＢｓ、５０００Ａ／ｍの磁化力で磁化した際の圧延方向の磁束密度をＢ５０Ｌ、５０００Ａ／ｍの磁化力で磁化した際の圧延方向及び板厚方向に直交する方向（板幅方向）の磁束密度をＢ５０Ｃとあらわしたとき、式７及び式８の関係を満たす磁気特性を有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の電磁鋼板。
　　Ｂ５０Ｃ／Ｂｓ≧０．７９０　　　　　　　　　・・・式７
　　（Ｂ５０Ｌ－Ｂ５０Ｃ）／Ｂｓ≧０．０７０　　・・・式８
　（４）
　前記磁気特性は、式９の関係を満たす磁気特性を有することを特徴とする（３）に記載の電磁鋼板。
　　（Ｂ５０Ｌ－Ｂ５０Ｃ）／Ｂｓ≧０．０７５　　・・・式９
　（５）
　前記磁気特性は、式１０の関係を満たすことを特徴とする（３）又は（４）に記載の電磁鋼板。
　　Ｂ５０Ｃ／Ｂｓ≦０．８２５　　　　　　　　　・・・式１０
　（６）
　前記化学組成において、
　Ｐ　：０．００１％～０．１５０％、
　Ｓｎ：０．００１％～０．１５０％、若しくは
　Ｓｂ：０．００１％～０．１５０％、
　又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする（１）乃至（５）のいずれかに記載の電磁鋼板。
　（７）
　前記化学組成において、
　Ｃｒ：０．００５％～１．０００％、
　Ｃｕ：０．００５％～１．０００％、
　Ｎｉ：０．００５％～１．０００％、
　又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする（１）乃至（６）のいずれかに記載の電磁鋼板。
　（８）
　厚さが０．１０ｍｍ以上０．５０ｍｍ以下であることを特徴とする（１）乃至（７）のいずれか１項に記載の電磁鋼板。
　本発明によれば、適切な集合組織を備えているため、圧縮応力が作用した場合でも優れた磁気特性を発揮することができる。
図１は、第１の試験で得られた集積度と鉄損Ｗ１５／４００Ｌとの関係を示す図である。 図２は、第１の試験で得られた集積度と鉄損Ｗ１５／４００Ｃとの関係を示す図である。 図３は、第１の試験における集積度の分布を示す図である。 図４は、第１の試験における磁束密度の分布を示す図である。
　以下、添付の図面を参照しながら、本発明の実施形態について詳細に説明する。
　先ず、本発明の実施形態に係る電磁鋼板の集合組織について説明する。本発明の実施形態に係る電磁鋼板は、（００１）［１００］方位（以下、「Ｃｕｂｅ方位」ということがある）の集積度をＩＣｕｂｅ、（０１１）［１００］方位（以下、「Ｇｏｓｓ方位」ということがある）の集積度をＩＧｏｓｓとあらわしたとき、式１、式２及び式３を満たす集合組織を有する。ここで、ある方位の集積度とは、当該方位における強度のランダム強度に対する比（ランダム比）を意味しており、集合組織を表示する際に通常用いられる指標である。
　　ＩＧｏｓｓ＋ＩＣｕｂｅ≧１０．５　　・・・式１
　　ＩＧｏｓｓ／ＩＣｕｂｅ≧０．５０　　・・・式２
　　ＩＣｕｂｅ≧２．５　　　　　　　　・・・式３
　Ｇｏｓｓ方位の結晶粒は、特にＬ方向の磁気特性の向上に寄与する。Ｃｕｂｅ方位の結晶粒は、Ｌ方向の磁気特性及びＣ方向の磁気特性の向上に寄与する。上記のように、本発明者らにより、Ｇｏｓｓ方位の結晶粒はＣ方向の圧縮応力の影響を受けにくく、Ｃ方向の圧縮応力が印加されてもＣ方向の磁気特性の低下を引き起こしにくいこと、及びＣｕｂｅ方位の結晶粒はＣ方向の圧縮応力の影響を受けやすく、Ｃ方向の圧縮応力が印加されるとＣ方向の磁気特性の低下を引き起こしやすいことが明らかになった。
　「ＩＧｏｓｓ＋ＩＣｕｂｅ」の値が１０．５未満の場合、無応力下で十分なＬ方向の磁気特性が得られない。従って、式１の関係が満たされている必要がある。無応力下でより優れたＬ方向の磁気特性を得るために、「ＩＧｏｓｓ＋ＩＣｕｂｅ」の値は、好ましくは１０．７以上であり、より好ましくは１１．０以上である。
　「ＩＧｏｓｓ／ＩＣｕｂｅ」の値が０．５０未満の場合、Ｃ方向の圧縮応力が印加されると、十分なＣ方向の磁気特性が得られない。従って、式２の関係が満たされている必要がある。Ｃ方向の圧縮応力下でより優れたＣ方向の磁気特性を得るために、「ＩＧｏｓｓ／ＩＣｕｂｅ」の値は、好ましくは０．５２以上であり、より好ましくは０．５５以上である。「ＩＧｏｓｓ／ＩＣｕｂｅ」の値とＣ方向の圧縮応力下でのＣ方向の磁気特性との関係は明らかではないが、以下通りであると考えられる。一般に、＜１００＞方向に圧縮応力が作用すると、＜１１０＞方向に平行に圧縮応力が作用した場合よりも磁気特性が劣化しやすい。（００１）［１００］方位（Ｃｕｂｅ方位）の結晶粒のＣ方向は［０１０］方向に相当し、（０１１）［１００］方位（Ｇｏｓｓ方位）の結晶粒のＣ方向は［０１－１］方向に相当する。従って、「ＩＧｏｓｓ／ＩＣｕｂｅ」の値が低いほど、つまり、Ｃｕｂｅ方位の結晶粒の割合が高いほど、＜１００＞方向がＣ方向と平行な結晶粒の割合が高く、Ｃ方向の圧縮応力により電磁鋼板の磁気特性が低下しやすいと考えられる。
　「ＩＣｕｂｅ」の値が２．５未満の場合も、Ｃ方向の圧縮応力が印加されると、十分なＣ方向の磁気特性が得られない。従って、式３の関係が満たされている必要がある。Ｃ方向の圧縮応力下でより優れたＣ方向の磁気特性を得るために、「ＩＣｕｂｅ」の値は、好ましくは２．７以上であり、より好ましくは３．０以上である。
　式２の関係が満たされていても、式３の関係が満たされない場合は、Ｃ方向の圧縮応力によってＣ方向の磁気特性が低下しにくいものの、無応力下で十分なＣ方向の磁気特性が得られないため、Ｃ方向の圧縮応力下でのＣ方向の磁気特性は十分ではない。式２及び式３の関係が満たされない場合は、無応力下で十分なＣ方向の磁気特性が得られず、Ｃ方向の圧縮応力によりＣ方向の磁気特性が低下するため、Ｃ方向の圧縮応力下でのＣ方向の磁気特性は十分ではない。式３の関係が満たされていても、式２の関係が満たされない場合は、無応力下で十分なＣ方向の磁気特性が得られるものの、Ｃ方向の圧縮応力によりＣ方向の磁気特性が低下するため、Ｃ方向の圧縮応力下でのＣ方向の磁気特性は十分ではない。式２及び式３の関係が満たされる場合は、無応力下で十分なＣ方向の磁気特性が得られ、Ｃ方向の圧縮応力によってＣ方向の磁気特性が低下しにくいため、Ｃ方向の圧縮応力下で優れたＣ方向の磁気特性を得ることができる。
　集積度ＩＧｏｓｓ及び集積度ＩＣｕｂｅは次のようにして測定することができる。先ず、測定対象である電磁鋼板の（１１０）、（２００）及び（２１１）極点図をＸ線回折のシュルツ法によって測定する。このとき、測定する位置は、電磁鋼板の表面からの深さが厚さの１／４の位置（以下、「１／４位置」ということがある）及び厚さの１／２の位置（以下、「１／２位置」ということがある）とする。次いで、極点図を用いて、級数展開法によって３次元方位解析を行う。そして、解析によって得られた（００１）［１００］方位（Ｃｕｂｅ方位）及び（０１１）［１００］方位（Ｇｏｓｓ方位）のそれぞれについて、１／４位置及び１／２位置の３次元方位分布密度の平均値を算出する。このようにして得られる２種類の値を、それぞれ集積度ＩＧｏｓｓ及び集積度ＩＣｕｂｅとすることができる。
　上記のように、集合組織は、式４、式５及び式６の関係を満たすことが好ましい。
　　ＩＧｏｓｓ＋ＩＣｕｂｅ≧１０．７　　・・・式４
　　ＩＧｏｓｓ／ＩＣｕｂｅ≧０．５２　　・・・式５
　　ＩＣｕｂｅ≧２．７　　　　　　　　・・・式６
　次に、本発明の実施形態に係る電磁鋼板の磁気特性について説明する。本発明の実施形態に係る電磁鋼板は、飽和磁束密度をＢｓ、５０００Ａ／ｍの磁化力で磁化した際の圧延方向の磁束密度をＢ５０Ｌ、５０００Ａ／ｍの磁化力で磁化した際の圧延方向及び板厚方向に直交する方向（板幅方向）の磁束密度をＢ５０Ｃとあらわしたとき、式７及び式８の関係を満たす磁気特性を有することが好ましい。
　　Ｂ５０Ｃ／Ｂｓ≧０．７９０　　　　　　　　　・・・式７
　　（Ｂ５０Ｌ－Ｂ５０Ｃ）／Ｂｓ≧０．０７０　　・・・式８
　「Ｂ５０Ｃ／Ｂｓ」の値が０．７９０未満の場合、圧縮応力下にて十分なＣ方向の磁気特性を得られないことがある。従って、式７の関係が満たされていることが好ましい。Ｃ方向の圧縮応力下でより優れたＣ方向の磁気特性を得るために、「Ｂ５０Ｃ／Ｂｓ」の値は、より好ましくは０．７９５以上であり、更に好ましくは０．８００以上である。一方、「Ｂ５０Ｃ／Ｂｓ」が高すぎると圧縮応力によって磁気特性が劣化し易くなるため、「Ｂ５０Ｃ／Ｂｓ」の値は、好ましくは０．８２５以下であり、更に好ましくは０．８２０以下であり、より一層好ましくは０．８１５以下である。
　「（Ｂ５０Ｌ－Ｂ５０Ｃ）／Ｂｓ」の値が０．０７０未満の場合、圧縮応力下にて十分なＣ方向の磁気特性を得られないことがある。従って、式８の関係が満たされていることが好ましい。圧縮応力によって磁気特性が劣化し易くなるため、「（Ｂ５０Ｌ－Ｂ５０Ｃ）／Ｂｓ」の値は、より好ましくは０．０７５以上であり、更に好ましくは０．０８０以上である。
　上記のように、磁気特性は、式９若しくは式１０又はこれらの両方の関係を満たすことが好ましい。
　　（Ｂ５０Ｌ－Ｂ５０Ｃ）／Ｂｓ≧０．０７５　　・・・式９
　　Ｂ５０Ｃ／Ｂｓ≦０．８２５　　　　　　　　　・・・式１０
　次に、本発明の実施形態に係る電磁鋼板及びその製造に用いるスラブの化学組成について説明する。詳細は後述するが、本発明の実施形態に係る電磁鋼板は、スラブの熱間圧延、熱延板焼鈍、第１の冷間圧延、中間焼鈍、第２の冷間圧延、仕上焼鈍等を経て製造される。従って、電磁鋼板及びスラブの化学組成は、電磁鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、電磁鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る電磁鋼板は、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：１．３０％～３．５０％、Ａｌ：０．００００％～１．６０００％、Ｍｎ：０．０１％～３．００％、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｐ：０．０００％～０．１５０％、Ｓｎ：０．０００％～０．１５０％、Ｓｂ：０．０００％～０．１５０％、Ｃｒ：０．０００％～１．０００％、Ｃｕ：０．０００％～１．０００％、Ｎｉ：０．０００％～１．０００％、Ｔｉ：０．０１０％以下、Ｖ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．０１０％以下、かつ残部：Ｆｅ及び不純物で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
　（Ｓｉ：１．３０％～３．５０％）
　Ｓｉは、比抵抗を高めて鉄損を低減させるのに有効な元素である。Ｓｉ含有量を１．３０％以上とすることで、より確実にかかる比抵抗向上効果を得ることができる。従って、Ｓｉ含有量は１．３０％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．６０％以上であり、より好ましくは１．９０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．５０％超であると、所望の集合組織を得ることができず、所望の磁束密度が得られない。従って、Ｓｉ含有量は３．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは３．３０％以下であり、より好ましくは３．１０％以下である。Ｓｉ含有量が３．５０％超の場合に所望の集合組織を得ることができない理由として、Ｓｉ含有量の増加に伴う冷間圧延での変形挙動の変化が生じていることが考えられる。
　（Ａｌ：０．００００％～１．６０００％）
　Ａｌは、飽和磁束密度を低下させる元素である。Ａｌ含有量が１．６０００％超であると、所望の集合組織を得ることができず、所望の磁束密度が得られない。従って、Ａｌ含有量は、１．６０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは１．４０００％以下であり、より好ましくは１．２０００％以下であり、更に好ましくは０．８０００％以下である。Ａｌ含有量が１．６０００％超の場合に所望の集合組織を得ることができない理由として、Ａｌ含有量の増加に伴う冷間圧延での変形挙動の変化が生じていることが考えられる。Ａｌ含有量の下限は特に限定されない。Ａｌは、比抵抗を高めて鉄損を低減させる効果を有し、この効果を得るために、Ａｌ含有量は、好ましくは０．０００１％以上であり、より好ましくは０．０００３％以上である。
　（Ｍｎ：０．０１％～３．００％）
　Ｍｎは、比抵抗を高めて鉄損を低減させるのに有効な元素である。Ｍｎ含有量を０．０１％以上とすることで、より確実にかかる比抵抗向上効果を得ることができる。従って、Ｍｎ含有量は０．０１％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｍｎを過剰に含有させると磁束密度が低下する。このような現象は、Ｍｎ含有量が３．００％超で顕著である。従って、Ｍｎ含有量は、３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．７０％以下であり、より好ましくは２．５０％以下、更に好ましくは２．４０％以下である。
　（Ｃ：０．０１０％以下）
　Ｃは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｃは、磁気時効により磁気特性を劣化させる元素である。従って、Ｃ含有量は低ければ低いほどよい。このような磁気特性の劣化は、Ｃ含有量が０．０１０％超で顕著である。このため、Ｃ含有量は０．０１０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは、０．００５％以下である。
　（Ｓ：０．０１００％以下）
　Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、鋼中のＭｎと結合して微細なＭｎＳを形成し、仕上焼鈍中の粒成長を阻害し、磁気特性を劣化させる。従って、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。このような磁気特性の劣化は、Ｓ含有量が０．０１００％超で顕著である。このため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは、０．００５０％以下である。Ｓは磁束密度の向上に寄与する。この効果を得るために、０．０００５％以上のＳが含有されていてもよい。Ｓが磁束密度の向上に寄与する理由として、磁気特性に不利な方位の粒成長がＳによって阻害されていることが考えられる。
　（Ｎ：０．０１０％以下）
　Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｎは、鋼中のＡｌと結合して微細なＡｌＮを形成し、仕上焼鈍中の粒成長を阻害し、磁気特性を劣化させる。従って、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。このような磁気特性の劣化は、Ｎ含有量が０．０１０％超で顕著である。このため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは、０．００５％以下である。
　Ｐ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃｒ、Ｃｕ及びＮｉは、必須元素ではなく、電磁鋼板に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
　（Ｐ：０．０００％～０．１５０％、Ｓｎ：０．０００％～０．１５０％、Ｓｂ：０．０００％～０．１５０％）
　Ｐ、Ｓｎ及びＳｂは、電磁鋼板の集合組織を改善して磁気特性を向上させる作用を有する。従って、Ｐ、Ｓｎ、若しくはＳｂ、又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、好ましくは、Ｐ：０．００１％以上、Ｓｎ：０．００１％以上、若しくはＳｂ：０．００１％以上、又はこれらの任意の組み合わせとし、より好ましくは、Ｐ：０．００３％以上、Ｓｎ：０．００３％以上、若しくはＳｂ：０．００３％以上、又はこれらの任意の組み合わせとする。しかし、過剰なＰ、Ｓｎ及びＳｂは、結晶粒径に偏析して鋼板の延性が低下させ、冷間圧延を困難にする。このような延性の低下は、Ｐ：０．１５０％超、Ｓｎ：０．１５０％超、若しくはＳｂ：０．１５０％超、又はこれらの任意の組み合わせで顕著である。このため、Ｐ：０．１５０％以下、Ｓｎ：０．１５０％以下、かつＳｂ：０．１５０％以下とする。好ましくは、Ｐ：０．１００％以下、Ｓｎ：０．１００％以下、若しくはＳｂ：０．１００％以下、又はこれらの任意の組み合わせであり、より好ましくは、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓｎ：０．０５０％以下、若しくはＳｂ：０．０５０％以下、又はこれらの任意の組み合わせである。つまり、Ｐ：０．００１％～０．１５０％、Ｓｎ：０．００１％～０．１５０％、若しくはＳｂ：０．００１％～０．１５０％、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
　（Ｃｒ：０．０００％～１．０００％、Ｃｕ：０．０００％～１．０００％、Ｎｉ：０．０００％～１．０００％）
　Ｃｒ、Ｃｕ及びＮｉは、比抵抗を高めて鉄損を低減させるのに有効な元素である。従って、Ｃｒ、Ｃｕ、若しくはＮｉ、又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、好ましくは、Ｃｒ：０．００５％以上、Ｃｕ：０．００５％以上、若しくはＮｉ：０．００５％以上、又はこれらの任意の組み合わせとし、より好ましくは、Ｃｒ：０．０１０％以上、Ｃｕ：０．０１０％以上、若しくはＮｉ：０．０１０％以上、又はこれらの任意の組み合わせとする。しかし、過剰なＣｒ、Ｃｕ及びＮｉは、磁束密度を劣化させる。このような磁束密度の劣化は、Ｃｒ：１．０００％超、Ｃｕ：１．０００％超、若しくはＮｉ：１．０００％超、又はこれらの任意の組み合わせで顕著である。このため、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、かつＮｉ：１．０００％以下とする。好ましくは、Ｃｒ：０．５００％以下、Ｃｕ：０．５００％以下、若しくはＮｉ：０．５００％以下、又はこれらの任意の組み合わせであり、より好ましくは、Ｃｒ：０．３００％以下、Ｃｕ：０．３００％以下、若しくはＮｉ：０．３００％以下、又はこれらの任意の組み合わせである。つまり、Ｃｒ：０．００５％～１．０００％、Ｃｕ：０．００５％～１．０００％、若しくはＮｉ：０．００５％～１．０００％、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
　（Ｔｉ：０．０１０％以下、Ｖ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．０１０％以下）
　Ｔｉ、Ｖ及びＮｂは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｔｉ、Ｖ及びＮｂは、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ等と結合して介在物を形成し、焼鈍中の結晶粒の成長を阻害して磁気特性を劣化させる。従って、Ｔｉ含有量、Ｖ含有量及びＮｂ含有量は低ければ低いほどよい。このような磁気特性の劣化は、Ｔｉ：０．０１０％超、Ｖ：０．０１０％超、若しくはＮｂ：０．０１０％超、又はこれらの任意の組み合わせで顕著である。このため、Ｔｉ：０．０１０％以下、Ｖ：０．０１０％以下、かつＮｂ：０．０１０％以下とする。好ましくは、Ｔｉ：０．００７％以下、Ｖ：０．００７％以下、若しくはＮｂ：０．００７％以下、又はこれらの任意の組み合わせであり、より好ましくは、Ｔｉ：０．００４％以下、Ｖ：０．００４％以下、若しくはＮｂ：０．００４％以下、又はこれらの任意の組み合わせである。
　次に、本発明の実施形態に係る電磁鋼板の平均結晶粒径について説明する。平均結晶粒径が過大であっても過小であっても鉄損が劣化する。このような鉄損の劣化は、平均結晶粒径が２０μｍ未満であったり、３００μｍ超過であったりする場合に顕著である。従って、平均結晶粒径は、２０μｍ以上３００μｍ以下とする。平均結晶粒径の下限は、好ましくは、３０μｍであり、更に好ましくは、４０μｍである。平均結晶粒径の上限は、好ましくは、２５０μｍであり、更に好ましくは２００μｍである。
　平均結晶粒径としては、板厚方向及び圧延方向に平行な縦断面組織写真において、板厚方向及び圧延方向について、切断法により測定した結晶粒径の平均値を用いることができる。縦断面組織写真としては、光学顕微鏡写真を用いることができ、例えば５０倍の倍率で撮影した写真を用いることができる。
　次に、本発明の実施形態に係る電磁鋼板の厚さについて説明する。電磁鋼板が過度に薄い場合、生産性が劣化し、厚さが０．１０ｍｍ未満の電磁鋼板を高い生産性で製造することは容易でない。従って、板厚は、０．１０ｍｍ以上とすることが好ましい。電磁鋼板の板厚は、より好ましくは、０．１５ｍｍ以上であり、更に好ましくは、０．２０ｍｍ以上である。一方、電磁鋼板が過度に厚い場合、鉄損が劣化する。このような鉄損の劣化は、板厚が０．５０ｍｍ超で顕著である。このため、板厚は０．５０ｍｍ以下とすることが好ましい。電磁鋼板の板厚は、より好ましくは、０．３５ｍｍ以下であり、更に好ましくは０．３０ｍｍ以下である。
　次に、実施形態に係る電磁鋼板を製造する好ましい方法について説明する。この製造方法では、スラブの熱間圧延、熱延板焼鈍、第１の冷間圧延、中間焼鈍、第２の冷間圧延、仕上焼鈍を行う。
　熱間圧延においては、例えば、上記化学組成を有するスラブを加熱炉に装入して熱間圧延する。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開始してもよい。熱間圧延の各種条件は、特に限定されるものではない。スラブは、例えば、鋼の連続鋳造により取得したり、鋼塊を分塊圧延して取得したりすることができる。
　熱間圧延後には、熱間圧延により得られた熱延鋼板の焼鈍（熱延板焼鈍）を行う。熱延板焼鈍は箱型炉を用いて行ってもよく、熱延板焼鈍として連続焼鈍を行ってもよい。以下、箱型炉を用いた焼鈍を箱型の焼鈍ということがある。熱延板焼鈍の温度が低すぎる場合や時間が短すぎる場合は、結晶粒を十分に粗大化できず、所望の磁気特性を得ることができないことがある。一方、熱延板焼鈍の温度が高すぎる場合や時間が長すぎる場合は、製造コストが上昇する。箱型の焼鈍を行う場合、例えば、熱延鋼板を７００℃以上１１００℃以下の温度域に１時間以上２００時間以下保持することが好ましい。箱型の焼鈍を行う場合の保持温度は、より好ましくは７３０℃以上であり、更に好ましくは７５０℃以上である。箱型の焼鈍を行う場合の保持温度は、より好ましくは１０５０℃以下であり、更に好ましくは１０００℃以下である。箱型の焼鈍を行う場合の保持時間は、より好ましくは２時間以上であり、更に好ましくは３時間以上である。箱型の焼鈍を行う場合の保持時間は、より好ましくは１５０時間以下であり、更に好ましくは１００時間以下である。連続焼鈍を行う場合、例えば、熱延鋼板を７５０℃１２５０℃以下の温度域を１秒間以上６００秒間以下で通過させることが好ましい。連続焼鈍を行う場合の保持温度は、より好ましくは７８０℃以上であり、更に好ましくは８００℃以上である。連続焼鈍を行う場合の保持温度は、より好ましくは１２２０℃以下であり、更に好ましくは１２００℃以下である。連続焼鈍を行う場合の保持時間は、より好ましくは３秒間以上であり、更に好ましくは５秒間以上である。連続焼鈍を行う場合の保持時間は、より好ましくは５００秒間以下であり、更に好ましくは４００秒間以下である。熱延板焼鈍により得られる焼鈍鋼板の平均結晶粒径は、好ましくは２０μｍ以上であり、より好ましくは３５μｍ以上であり、更に好ましくは４０μｍ以上である。
　熱延板焼鈍後には、焼鈍鋼板の冷間圧延（第１の冷間圧延）を行う。第１の冷間圧延の冷間圧延率（以下、「第１の冷間圧延率」ということがある）は、好ましくは４０％以上８５％以下とする。第１の冷間圧延率が４０％未満であるか８５％超であると、所望の集合組織を得ることができず、所望の磁束密度及び鉄損を得ることができない。第１の冷間圧延率は、より好ましくは４５％以上であり、更に好ましくは５０％以上である。第１の冷間圧延率は、より好ましくは８０％以下であり、更に好ましくは７５％以下である。
　第１の冷間圧延後には、第１の冷間圧延により得られた冷延鋼板（以下、「中間冷延鋼板」ということがある）の焼鈍（中間焼鈍）を行う。中間焼鈍として箱型の焼鈍を行ってもよく、中間焼鈍として連続焼鈍を行ってもよい。中間焼鈍の温度が低すぎる場合や時間が短すぎる場合は、結晶粒を十分に粗大化できず、所望の磁気特性を得ることができないことがある。一方、中間焼鈍の温度が高すぎる場合や時間が長すぎる場合は、製造コストが上昇する。箱型の焼鈍を行う場合、例えば、冷延鋼板を８５０℃以上１１００℃以下の温度域に１時間以上２００時間以下保持することが好ましい。箱型の焼鈍を行う場合の保持温度は、より好ましくは８８０℃以上であり、更に好ましくは９００℃以上である。箱型の焼鈍を行う場合の保持温度は、より好ましくは１０５０℃以下であり、更に好ましくは１０００℃以下である。箱型の焼鈍を行う場合の保持時間は、より好ましくは２時間以上であり、更に好ましくは３時間以上である。箱型の焼鈍を行う場合の保持時間は、より好ましくは１５０時間以下であり、更に好ましくは１００時間以下である。連続焼鈍を行う場合、例えば、熱延鋼板を１０５０℃以上１２５０℃以下の温度域を１秒間以上６００秒間以下で通過させることが好ましい。連続焼鈍を行う場合の保持温度は、より好ましくは１０８０℃以上であり、更に好ましくは１１１０℃以上である。連続焼鈍を行う場合の保持温度は、より好ましくは１２２０℃以下であり、更に好ましくは１２００℃以下である。連続焼鈍を行う場合の保持時間は、より好ましくは２秒間以上であり、更に好ましくは３秒間以上である。連続焼鈍を行う場合の保持時間は、より好ましくは５００秒間以下であり、更に好ましくは４００秒間以下である。中間焼鈍により得られる中間焼鈍鋼板の平均結晶粒径は、好ましくは１４０μｍ以上であり、より好ましくは１７０μｍ以上であり、更に好ましくは２００μｍ以上である。中間焼鈍としては連続焼鈍よりも箱型の焼鈍が好ましい。
　中間焼鈍後には、中間焼鈍により得られた中間焼鈍鋼板の冷間圧延（第２の冷間圧延）を行う。第２の冷間圧延の冷間圧延率（以下、「第２の冷間圧延率」ということがある）は、好ましくは４５％以上８５％以下とする。第２の冷間圧延率が４５％未満であるか８５％超であると、所望の集合組織を得ることができず、所望の磁束密度及び鉄損を得ることができない。第２の冷間圧延率は、より好ましくは５０％以上であり、更に好ましくは５５％以上である。第２の冷間圧延率は、より好ましくは８０％以下であり、更に好ましくは７５％以下である。
　第２の冷間圧延後には、第２の冷間圧延により得られた冷延鋼板の焼鈍（仕上焼鈍）を行う。仕上焼鈍の温度が低すぎる場合や時間が短すぎる場合は、２０μｍ以上の平均結晶粒径を得ることができず、所望の磁気特性を得ることができないことがある。一方、仕上焼鈍を１２５０℃超で行うためには、特殊な設備が必要となり、経済的に不利である。仕上温度の時間が６００時間超では、生産性が低く、経済的に不利である。仕上焼鈍の温度は、好ましくは７００℃以上１２５０℃以下とし、仕上焼鈍の時間は、好ましくは１秒間以上６００秒間以下とする。仕上焼鈍の温度は、より好ましくは７５０℃以上である。仕上焼鈍の温度は、より好ましくは１２００℃以下である。仕上焼鈍の時間は、より好ましくは３秒間以上である。仕上焼鈍の時間は、より好ましくは５００秒間以下である。
　仕上焼鈍の後に電磁鋼板の表面に絶縁被膜を形成してもよい。絶縁被膜としては、有機成分のみからなるもの、無機成分のみからなるもの、有機無機複合物からなるもののいずれを形成してもよい。環境負荷軽減の観点から、クロムを含有しない絶縁被膜を形成してもよい。コーティングは、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ものであってもよい。接着能を発揮するコーティング材料としては、例えば、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。
　このような本実施形態に係る電磁鋼板は、高効率モータの鉄心、特に高効率分割鉄心型モータの固定子（ステータ）鉄心に好適である。高効率モータとしては、例えば、エアコンディショナ及び冷蔵庫等のコンプレッサモータ、並びに、電気自動車及びハイブリッド自動車等の駆動モータ及び発電機のモータが挙げられる。
　以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
　次に、本発明の実施形態に係る電磁鋼板について、実施例を示しながら具体的に説明する。以下に示す実施例は、本発明の実施形態に係る電磁鋼板のあくまでも一例にすぎず、本発明に係る電磁鋼板が下記の例に限定されるものではない。
　（第１の試験）
　第１の試験では、集合組織と磁気特性との関係について調査した。先ず、質量％で、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：２．１０％、Ａｌ：０．００５０％、Ｍｎ：０．２０％、Ｓ：０．００２％、Ｎ：０．００２％、Ｐ：０．０１２％、Ｓｎ：０．００２％、Ｓｂ：０．００１％、Ｃｒ：０．０１％、Ｃｕ：０．０２％、Ｎｉ：０．０１％、Ｔｉ：０．００２％、Ｖ：０．００２％、及びＮｂ：０．００３％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる複数のスラブを作製した。スラブの一部については、熱間圧延により板厚が２．５ｍｍの熱延鋼板とした後、８００℃で１０時間保持する箱型の焼鈍又は１０００℃で３０秒保持する連続焼鈍を熱延板焼鈍として施して焼鈍鋼板を得た。次いで、焼鈍鋼板に１回又は中間焼鈍を間に挟む２回の冷間圧延を施して板厚が０．３０ｍｍの冷延鋼板を得た。中間焼鈍としては、９５０℃で１０時間保持する箱型の焼鈍、又は９００℃以上１１００℃以下の温度で３０秒保持する連続焼鈍を行った。残りのスラブについては、熱間圧延における粗圧延にて板厚を１０ｍｍとした後、表裏面の研削加工によって厚さが３ｍｍの研削板を得た。次いで、研削板を１１５０℃で３０分加熱した後、８５０℃にて歪速度が３５ｓ－１の条件で１パスの仕上圧延を施して、板厚が１．０ｍｍの熱延鋼板を得た。その後、１０００℃で３０秒保持する熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延によって板厚が０．３０ｍｍの冷延鋼板を得た。
　冷間圧延後には、冷延鋼板に１０００℃で１秒間保持する仕上焼鈍を施して、電磁鋼板を得た。上記のシュルツ法による測定を行ったところ、下記表１に示すように、集積度ＩＣｕｂｅは０．１以上１０．０以下であり、集積度ＩＧｏｓｓは０．３以上２３．８以下であった。上記の縦断面組織写真を用いた方法による測定を行ったところ、平均結晶粒径は６６μｍ以上７２μｍ以下であった。
　そして、各試料の鉄損及び磁束密度を測定した。鉄損としては、４００Ｈｚの周波数で１．５Ｔの磁束密度までＬ方向に磁化した際の鉄損Ｗ１５／４００Ｌ及び４００Ｈｚの周波数で１．５Ｔの磁束密度までＣ方向に磁化した際の鉄損Ｗ１５／４００Ｃを測定した。磁束密度としては、５０００Ａ／ｍの磁化力で磁化した際のＬ方向の磁束密度Ｂ５０Ｌ及び５０００Ａ／ｍの磁化力で磁化した際のＣ方向の磁束密度Ｂ５０Ｃを測定した。鉄損Ｗ１５／４００Ｌ及び磁束密度Ｂ５０Ｌの測定は圧縮応力を印加せずに行い、鉄損Ｗ１５／４００Ｃ及び磁束密度Ｂ５０Ｃの測定はＣ方向に４０ＭＰａの圧縮応力を印加した状態で行った。磁気特性の測定は、ＪＩＳ　Ｃ　２５５６に則して、５５ｍｍ角の単板磁気特性試験法（single sheet tester：ＳＳＴ）により行った。この結果を表１並びに図１及び図２に示す。表１中の下線は、その数値が本発明の範囲又は好ましい範囲から外れていることを示す。なお、表１中の飽和磁束密度Ｂｓは次の式により求めた。ここで、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］は、それぞれＳｉ、Ｍｎ、Ａｌの含有量である。
　Ｂｓ＝２．１５６１－０．０４１３×［Ｓｉ］－０．０１９８×［Ｍｎ］－０．０６０４×［Ａｌ］
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　図１に示すように、「ＩＧｏｓｓ＋ＩＣｕｂｅ」の値が高いほど鉄損Ｗ１５／４００Ｌが低かった。これは、上述のように、Ｇｏｓｓ方位及びＣｕｂｅ方位がともにＬ方向の磁気特性の向上に寄与する方位であるためと推測される。
　図２に示すように、「ＩＣｕｂｅ」の値が２．５以上の場合、「ＩＧｏｓｓ／ＩＣｕｂｅ」の値が高いほど鉄損Ｗ１５／４００Ｃが低かった。これは、上述のように、「ＩＧｏｓｓ／ＩＣｕｂｅ」の値が高いほど、Ｃ方向の圧縮応力の影響を受けやすいＣｕｂｅ方位の結晶粒の割合が高いためであると推測される。
　図２に示すように、「ＩＣｕｂｅ」の値が２．５未満の場合、鉄損Ｗ１５／４００Ｃは、「ＩＣｕｂｅ」の値が２．５以上の場合ほど低くなかった。これは、上述のように、Ｃ方向の磁気特性の向上に寄与するＣｕｂｅ方位の結晶粒が少なかったためであると推測される。
　上記発明例及び比較例の集積度ＩＧｏｓｓ及び集積度ＩＣｕｂｅ、並びに式１、式２及び式３の関係を図３に示す。図１、図２及び図３から明らかなように、式１、式２及び式３の関係のすべてが満たされる場合に、無応力下で優れたＬ方向の磁気特性を取得することができ、かつＣ方向の圧縮応力下で優れたＣ方向の磁気特性を得ることができた。
　図４に、飽和磁束密度Ｂｓに対する磁束密度Ｂ５０Ｌの割合（Ｂ５０Ｌ／Ｂｓ）と飽和磁束密度Ｂｓに対する磁束密度Ｂ５０Ｃの割合（Ｂ５０Ｃ／Ｂｓ）との関係を示す。図４に示すように、発明例は式７及び式８の関係を満たしている。
　　Ｂ５０Ｃ／Ｂｓ≧０．７９０　　　　　　　　　・・・式７
　　（Ｂ５０Ｌ－Ｂ５０Ｃ）／Ｂｓ≧０．０７０　　・・・式８
　（第２の試験）
　第２の試験では、中間焼鈍の条件と集積度及び磁気特性との関係について調査した。先ず、質量％で、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：１．９９％、Ａｌ：０．０１９０％、Ｍｎ：０．２０％、Ｓ：０．００２％、Ｎ：０．００２％、及びＰ：０．０１２％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる板厚が２．５ｍｍの複数の熱延鋼板を作製した。次いで、熱延鋼板に８００℃の温度で１０時間保持する箱型の熱延板焼鈍を施して焼鈍鋼板を得た。焼鈍鋼板の平均結晶粒径は７０μｍであった。その後、第１の冷間圧延率が６０％の第１の冷間圧延を焼鈍鋼板に施すことにより、板厚が１．０ｍｍの中間冷延鋼板を得た。続いて、中間冷延鋼板に下記表２に示す条件で中間焼鈍を施すことにより、中間焼鈍鋼板を得た。表２に示すように、中間焼鈍鋼板の平均結晶粒径は７１μｍ以上３５５μｍ以下であった。次いで、中間焼鈍鋼板に第２の冷間圧延を施すことにより、板厚が０．３０ｍｍの冷延鋼板を得た。その後、冷延鋼板に１０００℃で１５秒間保持する仕上焼鈍を施して、電磁鋼板を得た。上記のシュルツ法による測定を行ったところ、下記表２に示すように、集積度ＩＣｕｂｅは２．３以上４．１以下であり、集積度ＩＧｏｓｓは６．５以上２４．５以下であった。上記の縦断面組織写真を用いた方法による測定を行ったところ、表２に示すように、平均結晶粒径は７０μｍ以上８２μｍ以下であった。
　そして、第１の試験と同様にして磁束密度Ｂ５０Ｌ及び磁束密度Ｂ５０Ｃを測定した。この結果を表２に示す。表２中の下線は、その数値が本発明の範囲又は好ましい範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示すように、試料Ｎｏ．２３～Ｎｏ．２７では、好ましい条件で中間焼鈍を行ったため、所望の集合組織が得られ、式７及び式８の関係を満たす磁気特性が得られた。一方、試料Ｎｏ．２１～Ｎｏ．２２では、中間焼鈍の条件が好ましい範囲から外れていたため、所望の集合組織が得られず、磁気特性が式８の関係を満たさなかった。
　（第３の試験）
　第３の試験では、成分と集積度及び磁気特性との関係について調査した。先ず、表３に示す成分を含み、更にＴｉ：０．００２％、Ｖ：０．００３％、及びＮｂ：０．００２％を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる板厚が２．０ｍｍの複数の熱延鋼板を作製した。次いで、熱延板焼鈍として、１０００℃で３０秒保持する連続焼鈍を施して焼鈍鋼板を得た。焼鈍鋼板の平均結晶粒径は７２μｍ以上８５μｍ以下であった。その後、第１の冷間圧延率が７０％の第１の冷間圧延を焼鈍鋼板に施すことにより、板厚が０．６ｍｍの中間冷延鋼板を得た。続いて、中間冷延鋼板に、９５０℃で１００時間保持する箱型の中間焼鈍を施すことにより、中間焼鈍鋼板を得た。中間焼鈍鋼板の平均結晶粒径は２８０μｍ以上３４３μｍ以下であった。次いで、第２の冷間圧延率が５８％の第２の冷間圧延を中間焼鈍鋼板に施すことにより、板厚が０．２５ｍｍの冷延鋼板を得た。その後、冷延鋼板に１０５０℃の温度で３０秒間保持する仕上焼鈍を施して、電磁鋼板を得た。上記のシュルツ法による測定を行ったところ、下記表４に示すように、集積度ＩＣｕｂｅは１．９以上３．９以下であり、集積度ＩＧｏｓｓは８．０以上２１．３以下であった。上記の縦断面組織写真を用いた方法による測定を行ったところ、表４に示すように、平均結晶粒径は１０５μｍ以上１２３μｍ以下であった。
　そして、第１の試験と同様にして磁束密度Ｂ５０Ｌ及び磁束密度Ｂ５０Ｃを測定した。この結果を表４に示す。表３又は表４中の下線は、その数値が本発明の範囲又は好ましい範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　試料Ｎｏ．３１～Ｎｏ．３８では、成分が本発明範囲内であったため、所望の集合組織が得られ、式７及び式８の関係を満たす磁気特性が得られた。一方、試料Ｎｏ．３９～Ｎｏ．４１では、Ａｌ含有量又はＳｉ含有量が本発明範囲から外れていため、所望の集合組織が得られず、磁気特性が式８の関係を満たさなかった。
　（第４の試験）
　第４の試験では、熱延板焼鈍、第１の冷間圧延及び第２の冷間圧延の条件と磁気特性との関係について調査した。先ず、質量％で、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：２．１５％、Ａｌ：０．００５０％、Ｍｎ：０．２０％、Ｓ：０．００３％、Ｎ：０．００１％、Ｐ：０．０１６％、Ｓｎ：０．００３％、Ｓｂ：０．００２％、Ｃｒ：０．０２％、Ｃｕ：０．０１％、Ｎｉ：０．０１％、Ｔｉ：０．００３％、Ｖ：０．００１％、及びＮｂ：０．００２％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる板厚が１．６ｍｍ以上２．５ｍｍ以下の熱延鋼板を作製した。次いで、熱延鋼板に下記表５に示す条件で熱延板焼鈍を施すことにより、焼鈍鋼板を得た。表５に示すように、焼鈍鋼板の平均結晶粒径は２４μｍ以上１３５μｍ以下であった。その後、焼鈍鋼板に、第１の冷間圧延率が３５％以上７５％以下の第１の冷間圧延を施して、板厚が０．５ｍｍ以上１．３ｍｍ以下の中間冷延鋼板を得た。続いて、中間冷延鋼板に９５０℃で１０時間保持する箱型の中間焼鈍を施して、中間焼鈍鋼板を得た。中間焼鈍鋼板の平均結晶粒径は２９５μｍ以上３１４μｍ以下であった。次いで、中間焼鈍鋼板に第２の冷間圧延率が３０％以上８６％以下の第２の冷間圧延を施すことにより、板厚が０．１５ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下の冷延鋼板を得た。その後、冷延鋼板に８００℃以上１１２０℃で１５秒間以上６０秒間以下保持する仕上焼鈍を施して、電磁鋼板を得た。上記のシュルツ法による測定を行ったところ、下記表６に示すように、集積度ＩＣｕｂｅは１．５以上３．７以下であり、集積度ＩＧｏｓｓは５．５以上１６．４以下であった。上記の縦断面組織写真を用いた方法による測定を行ったところ、表６に示すように、平均結晶粒径は３２μｍ以上１９２μｍ以下であった。
　そして、第１の試験と同様にして磁束密度Ｂ５０Ｌ及び磁束密度Ｂ５０Ｃを測定した。この結果を表６に示す。表５又は表６中の下線は、その数値が本発明の範囲又は好ましい範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　試料Ｎｏ．５１～Ｎｏ．５３では、好ましい条件で熱延板焼鈍、第１の冷間圧延及び第２の冷間圧延を行ったため、所望の集合組織が得られ、式７及び式８の関係を満たす磁気特性が得られた。一方、試料Ｎｏ．５４～Ｎｏ．５７では、熱延板焼鈍、第１の冷間圧延又は第２の冷間圧延の条件が好ましい範囲から外れていたため、所望の集合組織が得られず、磁気特性が式７又は式８の関係を満たさなかった。
　（第５の試験）
　第５の試験では、試料Ｎｏ．３、試料Ｎｏ．７、試料Ｎｏ．８の電磁鋼板を鉄心材料として、４極６スロットルの埋込構造永久磁石（interior permanent magnet：ＩＰＭ）分割鉄心モータを作製し、負荷トルクが１Ｎｍ、２Ｎｍ、３Ｎｍの下でのトルク定数を測定した。ＩＭＰ分割鉄心モータにおいては、電磁鋼板のＬ方向がモータ鉄心のティース部と平行になり、Ｃ方向がバックヨーク部と平行になるようにした。トルク定数とは、所定のトルクを、そのトルクを出すために必要な電流値で規格化した値である。言い換えると、トルク定数は電流１Ａ当たりのトルクに相当し、高いほど好ましい。この結果を表７に示す。表７中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表７に示すように、試料Ｎｏ．３を鉄心材料とした分割鉄心モータのトルク定数は、すべての負荷トルクのもとで、試料Ｎｏ．７、試料Ｎｏ．８を鉄心材料とした分割鉄心モータのトルク定数よりも優れていた。一方、試料Ｎｏ．７又は試料Ｎｏ．８を鉄心材料とした分割鉄心モータのトルク定数は、特に負荷トルクが低い条件で低かった。
　本発明は、例えば、電磁鋼板の製造産業及びモータ等の電磁鋼板の利用産業において利用することができる。

Claims (8)

  1. [規則91に基づく訂正 22.07.2015]　
    　質量％で、
    　Ｃ　：０．０１０％以下、
    　Ｓｉ：１．３０％～３．５０％、
    　Ａｌ：０．００００％～１．６０００％、
    　Ｍｎ：０．０１％～３．００％、
    　Ｓ　：０．０１００％以下、
    　Ｎ　：０．０１０％以下、
    　Ｐ　：０．０００％～０．１５０％、
    　Ｓｎ：０．０００％～０．１５０％、
    　Ｓｂ：０．０００％～０．１５０％、
    　Ｃｒ：０．０００％～１．０００％、
    　Ｃｕ：０．０００％～１．０００％、
    　Ｎｉ：０．０００％～１．０００％、
    　Ｔｉ：０．０１０％以下、
    　Ｖ　：０．０１０％以下、
    　Ｎｂ：０．０１０％以下、かつ
    　残部：Ｆｅ及び不純物
    で表される化学組成を有し、
    　結晶粒径が２０μｍ～３００μｍであり、
    　（００１）［１００］方位の集積度をＩＣｕｂｅ、（０１１）［１００］方位の集積度をＩＧｏｓｓとあらわしたとき、式１、式２及び式３の関係を満たす集合組織を有することを特徴とする電磁鋼板。
    　　ＩＧｏｓｓ＋ＩＣｕｂｅ≧１０．５　　・・・式１
    　　ＩＧｏｓｓ／ＩＣｕｂｅ≧０．５０　　・・・式２
    　　ＩＣｕｂｅ≧２．５　　　　　　　　・・・式３
  2. 　前記集合組織は、式４、式５及び式６を満たすことを特徴とする請求項１に記載の電磁鋼板。
    　　ＩＧｏｓｓ＋ＩＣｕｂｅ≧１０．７　　・・・式４
    　　ＩＧｏｓｓ／ＩＣｕｂｅ≧０．５２　　・・・式５
    　　ＩＣｕｂｅ≧２．７　　　　　　　　・・・式６
  3. 　飽和磁束密度をＢｓ、５０００Ａ／ｍの磁化力で磁化した際の圧延方向の磁束密度をＢ５０Ｌ、５０００Ａ／ｍの磁化力で磁化した際の圧延方向及び板厚方向に直交する方向（板幅方向）の磁束密度をＢ５０Ｃとあらわしたとき、式７及び式８の関係を満たす磁気特性を有することを特徴とする請求項１又は２に記載の電磁鋼板。
    　　Ｂ５０Ｃ／Ｂｓ≧０．７９０　　　　　　　　　・・・式７
    　　（Ｂ５０Ｌ－Ｂ５０Ｃ）／Ｂｓ≧０．０７０　　・・・式８
  4. 　前記磁気特性は、式９の関係を満たす磁気特性を有することを特徴とする請求項３に記載の電磁鋼板。
    　　（Ｂ５０Ｌ－Ｂ５０Ｃ）／Ｂｓ≧０．０７５　　・・・式９
  5. 　前記磁気特性は、式１０の関係を満たすことを特徴とする請求項３又は４に記載の電磁鋼板。
    　　Ｂ５０Ｃ／Ｂｓ≦０．８２５　　　　　　　　　・・・式１０
  6. 　前記化学組成において、
    　Ｐ　：０．００１％～０．１５０％、
    　Ｓｎ：０．００１％～０．１５０％、若しくは
    　Ｓｂ：０．００１％～０．１５０％、
    　又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の電磁鋼板。
  7. 　前記化学組成において、
    　Ｃｒ：０．００５％～１．０００％、
    　Ｃｕ：０．００５％～１．０００％、
    　Ｎｉ：０．００５％～１．０００％、
    　又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする請求項１乃至６のいずれか１項に記載の電磁鋼板。
  8. 　厚さが０．１０ｍｍ以上０．５０ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１乃至７のいずれか１項に記載の電磁鋼板。
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