(57)【要約】【課題】打ち抜き性に優れた電磁鋼板を提供する。【解決手段】Ｓｉを２．０質量％以上４．５質量％以下、Ｍｎを２．５質量％以上５．０質量％以下含有し、Ｆｅを主成分とする母鋼板上に、Ｍｎを含有する酸化層を有する電磁鋼板であって、前記酸化層の厚みが０．０２μｍ以上、３．０μｍ以下である、電磁鋼板。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉを２．０質量％以上４．５質量％以下、Ｍｎを２．５質量％以上５．０質量％以下含有し、Ｆｅを主成分とする母鋼板上に、Ｍｎを含有する酸化層を有する電磁鋼板であって、
前記酸化層の厚みが０．０２μｍ以上、３．０μｍ以下である、電磁鋼板。
【請求項２】
前記酸化層におけるＭｎの最高濃度Ｄ１（質量％）と、前記酸化層におけるＳｉの最高濃度Ｄ２（質量％）とが、下記式（１）を満たす、請求項１に記載の電磁鋼板。
式（１）    （Ｄ１／Ｄ２）＜１．５０
【請求項３】
前記母鋼板の板厚１／２厚位置におけるＭｎの濃度をＤ０（質量％）としたときに、母鋼板の板厚方向の全領域について下記式（２）を満たす、請求項１又は２に記載の電磁鋼板。
式（２）    （Ｄｘ／Ｄ０）≧０．９８
（式（２）中、Ｄｘは、Ｄ０測定点を通り、母鋼板に垂直な直線上の点におけるＭｎの濃度を表す。）
【請求項４】
前記母鋼板中のＳｎ及びＳｂの合計の含有量が０．０５質量％以上である、請求項１乃至３のいずれか一項に記載の電磁鋼板。
【請求項５】
前記母鋼板がα−γ変態系であり、
前記母鋼板の表面位置における｛１００｝＜０１１＞方位の対ランダム強度比が３０以上である、請求項１乃至４のいずれか一項に記載の電磁鋼板。
【請求項６】
前記酸化層上に、更に、絶縁被膜を有する、請求項１乃至５のいずれか一項に記載の電磁鋼板。
【請求項７】
Ｓｉを２．０質量％以上４．５質量％以下、Ｍｎを２．５質量％以上５．０質量％以下含有し、Ｆｅを主成分とするインゴットを熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板を冷延板とする冷間圧延工程と、前記冷延板に酸化層を形成する酸化工程と、仕上焼鈍工程とを有し、
前記酸化工程が、前記仕上焼鈍工程における昇温過程に含まれていてもよく、
前記酸化工程が、前記冷延板を、露点温度−６０℃以上５℃以下の雰囲気下、４００℃から８００℃の温度を２秒以上１０秒以下保持する工程であることを特徴とする、電磁鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記熱間圧延工程後、前記冷間圧延工程前に、鋼板の表面粗度Ｒａを０．３０未満とする工程を有する、請求項７に記載の電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電動機、発電機、変圧器の磁心等の用途に好適であり、これらの磁心の小型化や高効率化に貢献できる磁束密度を高めた電磁鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
地球温暖化対策等のため、モータや発電機は高効率が求められている。そのため、モータや発電機等の磁心に使用される電磁鋼板には高磁束密度化と低鉄損化が求められており、特に高周波領域での低鉄損化が強く求められている。電磁鋼板の磁束密度を高めるためには、鉄の磁化容易軸方向である＜１００＞方向を板面内に有する結晶粒をより多く含有すれば良い。
【０００３】
無方向性電磁鋼板は、用途に応じて所望の形状に打ち抜き加工されて用いられる場合がある。鋼板の結晶粒径や硬度が不足すると、打ち抜き加工時等にダレやバリが発生する場合があった。
例えば特許文献１には、打ち抜き性に優れる無方向性電磁鋼板として、特定量のＭｎを含む特定の無方向性電磁鋼板が開示されている。特許文献１においてＭｎは種々の目的で添加されているが、その一つとして打ち抜き性が挙げられている。
しかし、Ｍｎを含有させても、打ち抜き性が十分に向上しない場合があることが指摘され、さらなる打ち抜き性の向上が要求されている。
また、特に打ち抜き性については、特許文献２，３では、硬度や降伏応力などの制御が、特許文献４では、強度にも関連した結晶粒径の制御が行われるなど、主として機械的特性の制御が中心として行われている。その他には、特許文献５では結晶方位として｛０１１｝方位が好ましいことが示され、特許文献６では粒界強度の影響が検討されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００３−２１３３８５号公報
【特許文献２】特開２００５−６０７３７号公報
【特許文献３】特開２００５−１０５４０７号公報
【特許文献４】特開２０１４−１２２４０５号公報
【特許文献５】特開２０１２−３６４７４号公報
【特許文献６】特開２０１４−４０６２２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明者らは、Ｍｎ含有鋼は、焼鈍中に脱マンガン（鋼中のマンガン濃度の低下）が生じて鋼板の表層付近の硬度が低下しやすく、このためＭｎ添加による打ち抜き性向上効果が十分に発揮されないことがあるとの知見を得た。
【０００６】
本発明は上記実情に鑑みてなされたものであり、打ち抜き性に優れた電磁鋼板を提供する。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、鋭意検討の結果、特定の元素を用いることにより脱マンガンが抑制されるとの知見を得て、本発明を完成させるに至った。
【０００８】
即ち、本発明に係る電磁鋼板は、Ｓｉを２．０質量％以上４．５質量％以下、Ｍｎを２．５質量％以上５．０質量％以下含有し、Ｆｅを主成分とする母鋼板上に、Ｍｎを含有する酸化層を有する電磁鋼板であって、
前記酸化層の厚みが０．０２μｍ以上、３．０μｍ以下であることを特徴とする。
【０００９】
本発明の電磁鋼板の一実施形態は、前記酸化層におけるＭｎの最高濃度Ｄ１（質量％）と、前記酸化層におけるＳｉの最高濃度Ｄ２（質量％）とが、下記式（１）を満たす。
式（１）    （Ｄ１／Ｄ２）＜１．５０
【００１０】
本発明の電磁鋼板の一実施形態は、前記母鋼板の板厚１／２厚位置におけるＭｎの濃度をＤ０（質量％）としたときに、母鋼板の板厚方向の全領域について下記式（２）を満たす。
式（２）    （Ｄｘ／Ｄ０）≧０．９８
（式（２）中、Ｄｘは、Ｄ０測定点を通り、母鋼板に垂直な直線上の点におけるＭｎの濃度を表す。）
【００１１】
本発明の電磁鋼板の一実施形態は、前記母鋼板中のＳｎ及びＳｂの合計の含有量が０．０５質量％以上である。
【００１２】
本発明の電磁鋼板の一実施形態は、前記母鋼板がα−γ変態系であり、
前記母鋼板の表面位置における｛１００｝＜０１１＞方位の対ランダム強度比が３０以上である。
【００１３】
本発明の電磁鋼板の一実施形態は、前記酸化層上に、更に、絶縁被膜を有する。
【００１４】
本発明に係る電磁鋼板の製造方法は、Ｓｉを２．０質量％以上４．５質量％以下、Ｍｎを２．５質量％以上５．０質量％以下含有し、Ｆｅを主成分とするインゴットを熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板を冷延板とする冷間圧延工程と、前記冷延板に酸化層を形成する酸化工程と、仕上焼鈍工程とを有し、
前記酸化工程が、前記仕上焼鈍工程における昇温過程に含まれていてもよく、
前記酸化工程が、前記冷延板を、露点温度−６０℃以上５℃以下の雰囲気下、４００℃から８００℃の温度を２秒以上１０秒以下保持する工程であることを特徴とする。
【００１５】
本発明の電磁鋼板の製造方法の一実施形態は、前記熱間圧延工程後、前記冷間圧延工程前に、鋼板の表面粗度Ｒａを０．３未満とする工程を有する。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、打ち抜き性に優れた電磁鋼板を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】図１は、本発明に係る電磁鋼板の断面の一例を示す模式図である。
【図２】図２は、グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ）による鋼板の深さ方向の元素分布測定結果の一例を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、本発明に係る電磁鋼板、及びその製造方法について、順に詳細に説明する。
なお、本明細書において用いる、形状や幾何学的条件並びにそれらの程度を特定する、例えば、「平行」、「垂直」、「同一」等の用語や長さや角度の値等については、厳密な意味に縛られることなく、同様の機能を期待し得る程度の範囲を含めて解釈することとする。
また、本発明において「ｐｐｍ」は、特に断りがない限り、質量比を表す。
【００１９】
［電磁鋼板］
本発明に係る電磁鋼板は、Ｓｉを２．０質量％以上４．５質量％以下、Ｍｎを２．５質量％以上５．０質量％以下含有し、Ｆｅを主成分とする母鋼板上に、Ｍｎを含有する酸化層を有する電磁鋼板であって、
前記酸化層の厚みが０．０２μｍ以上、３．０μｍ以下であることを特徴とする。
【００２０】
本発明の電磁鋼板は、酸化層の厚みが０．０２μｍ以上、３．０μｍ以下であることにより、鋼板の表面付近の硬度が低下せず、打ち抜き性に優れている。
本発明の電磁鋼板について図を参照して説明する。図１は、本発明に係る電磁鋼板の断面の一例を示す模式図である。また、図２は、グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ）による鋼板の深さ方向の元素分布測定結果の一例を示すグラフである。
本発明の電磁鋼板１０は、図１の例に示されるように、少なくとも母鋼板１と、当該母鋼板上に酸化層２を有し、更に、酸化層２上に絶縁被膜（図示せず）を有してもよいものである。
本発明において、鋼板表面３とは、酸化層２の表面をいい、絶縁被膜を有する場合には酸化層２と絶縁被膜との界面を鋼板表面と定義する。本発明においては、任意に一方の鋼板表面３を距離０とおき、鋼板表面から垂直方向に距離ｘ（μｍ）とおくものとする。このとき他方の鋼板表面は、「鋼板表面からの距離」が鋼板の板厚Ｔ（μｍ）と同値になる。
本発明において酸化層２は、鋼板表面３から酸素濃度が０．５質量％を超過している領域と定義する。図２の例では、鋼板表面からの距離が０〜αの範囲が酸化層となる。
【００２１】
本発明の電磁鋼板は、前記酸化層２の領域が０．０２μｍ以上、３．０μｍ以下であることにより、鋼板の表面付近の硬度が低下せず、打ち抜き性に優れている。
以下、電磁鋼板の各構成について詳細に説明する。
【００２２】
＜酸化層＞
本発明において酸化層は、少なくともＭｎを含有する層であって、後述する母鋼板上に厚さ０．０２μｍ以上、３．０μｍ以下で形成された層である。
鋼板の内部酸化を抑制することにより、酸化層の厚みが３．０μｍ以下を実現することができる。本発明が対象とするＭｎを比較的高濃度で含有する鋼板において、内部酸化はＭｎの優先的な酸化を伴うものとなりやすいため、内部酸化が起きると、内部酸化層直下のＭｎ濃度の低下を伴うものとなる。このようなＭｎ濃度が低下した領域は硬度が低下し、打ち抜き性の低下の原因となる。本発明の電磁鋼板は、内部酸化をできるだけ抑制することにより、酸化層が形成される場合でもできる限り外部酸化型の酸化層とすることにより、硬度の低下を抑制し、打ち抜き性が良好な電磁鋼板となる。
酸化が進行し、酸化層が厚くなると、酸化が内部酸化型となり本発明にとって好ましくない酸化層となる。３．０μｍはこの限界厚さとして設定するものである。好ましくは２．０μｍ以下、さらに好ましくは１．０μｍ以下である。
本発明において好適な組成の緻密な酸化層を０．０２μｍ以上の厚さで形成した場合、酸化層自体に打ち抜き性を改善する効果が見られる。このような打ち抜き性の高い向上効果を得ることが可能であるため、酸化層厚さは好ましくは０．０５μｍ以上である。
【００２３】
また、本発明において上記のように内部酸化を抑制した外部酸化型の酸化層（以降、単に外部酸化層と記述することがある）の組成は、母鋼板の組成にも依存するが、前記酸化層におけるＭｎの最高濃度Ｄ１（質量％）と、前記酸化層におけるＳｉの最高濃度Ｄ２（質量％）とが、下記式（１）を満たすことが好ましい。
式（１）    （Ｄ１／Ｄ２）＜１．５０
このような組成の酸化層が、内部酸化を抑制する理由は明確ではないが、以下のように考えている。本発明の電磁鋼板においては、製造工程中の仕上焼鈍においてＭｎとＳｉが競合した酸化が起きるが、Ｓｉ濃度が高い酸化層はＭｎ濃度が高い酸化層より緻密な構造を有し、このためこれが鋼板表面に外部酸化層として形成されると、鋼板内部への酸素の供給を抑制し、結果として、Ｍｎが優先的に酸化する内部酸化を抑制する効果を生じるものと思われる。好ましくは上記比を１．２未満、さらに好ましくは１．０未満、さらに好ましくは０．８未満とすれば、Ｍｎの酸化が抑制されて、後述する低Ｍｎ領域の形成が十分に抑制された好ましい形態となる。
発明に関する酸化挙動の特徴については、製造法、特に仕上焼鈍前の粗度調整および焼鈍における初期酸化との関連でも後述する。
本発明の酸化層中の含有元素の最適な形態についての詳細な検討は実施していないが、本発明母鋼板の組成を考慮すると、Ｍｎ酸化物、Ｓｉ酸化物、さらにＦｅを加えてこれらの複合酸化物からなる酸化物で形成されるものとなる。
注意を要するのは、本発明にとって好ましくない酸化層が形成されてしまった場合は、母鋼板の中心層と同程度の組成の領域が表面となるまで、酸化層を後述の低Ｍｎ領域とともに酸洗や研削などによって除去すれば、とりあえず打ち抜き性を低下させる原因となる低Ｍｎ領域を有さない鋼板を得ることができる点である。本発明で規定している緻密かつ適切な厚さで形成された外部酸化型の酸化層は、それ自体が鋼板表面を硬くしており、打ち抜き性にとって好ましい効果をもたらしている。つまり、上記のように、酸化層を後述の低Ｍｎ領域とともに酸洗や研削などによって除去した鋼板は、確かに低Ｍｎ領域による打ち抜き性低下は回避できるが、それ以上に良好な打ち抜き性を得ることはできない。
なお、上記のように、酸化層を後述の低Ｍｎ領域とともに酸洗や研削などによって除去した鋼板の表面に、母鋼板の組成変化を伴わない方法、例えば、蒸着や溶射、または、ＭｎやＳｉをめっきした後、これを酸素存在雰囲気下で加熱して、表面のＭｎやＳｉを酸化させる方法、さらには、ＭｎやＳｉを含有する酸化物の粉末を鋼板表面に塗布し、加熱により酸化物粉末を溶解させて鋼板表面に酸化膜を形成する、いわゆるホーローのようなプロセスなどにより、本発明で示す好適な酸化層を形成することで、本発明に合致する鋼板を得ることは可能であり、本発明効果を得ることは可能である。しかし、これらの方法は生産コストの増大が大きく、実用的なものとは言えない。
【００２４】
＜母鋼板の組成＞
本発明の電磁鋼板において、母鋼板は、Ｓｉを２．０質量％以上４．５質量％以下、Ｍｎを２．５質量％以上５．０質量％以下含有し、本発明の効果を損なわない範囲でその他の元素を含有してもよい、Ｆｅ（鉄）を主成分とする化学組成を有する。
なお、本発明において主成分とは、最も高い割合を示す成分のことをいい、通常、元素含有率が５０質量％以上である。
【００２５】
本発明において母鋼板は、電磁鋼板の基材となるものである。上記化学組成は母鋼板を構成する鋼成分の組成であり、測定試料となる母鋼板が、表面に酸化層や絶縁被膜を有している場合は、これを除去した後に測定する必要がある。
電磁鋼板の酸化層および絶縁被膜を除去する方法としては、例えば次のものがある。まず、酸化層または絶縁被膜を有する電磁鋼板を、ＮａＯＨ：１０質量％＋Ｈ２Ｏ：９０質量％の水酸化ナトリウム水溶液に、８０℃で１５分間、浸漬する。次いで、Ｈ２ＳＯ４：１０質量％＋Ｈ２Ｏ：９０質量％の硫酸水溶液に、８０℃で３分間、浸漬する。その後、ＨＮＯ３：１０質量％＋Ｈ２Ｏ：９０質量％の硝酸水溶液によって、常温で１分間弱、浸漬して洗浄する。最後に、温風のブロアーで１分間弱、乾燥させる。これにより、後述の酸化層および絶縁被膜が除去された母鋼板を得ることができる。また、母鋼板の表層は、後述の低Ｍｎ領域となっていることがあるが、鋼成分は低Ｍｎ領域を含めての値として測定されるものとする。
【００２６】
本発明の電磁鋼板は、上記成分の母鋼板の表面に、酸化層が形成された場合であっても厚みが３．０μｍ未満であるため、酸化層へのＭｎの移行が抑制され、母鋼板全体の硬度が維持されている。これにより、本発明の電磁鋼板は、打ち抜き性に優れるという特徴を示す。
【００２７】
（Ｓｉ：２．０質量％以上４．５質量％以下）
本発明の電磁鋼板において、Ｓｉの含有率は２．０質量％以上４．５質量％以下である。Ｓｉの含有率が２．０質量％以上であることにより、鋼板の電気抵抗が高くなり、鉄損を低減することができる。さらに本発明においては、Ｓｉが優先的に酸化して、内部酸化の進行を阻害する高Ｓｉ組成の外部酸化層を形成させるために重要な元素である。また、Ｓｉの含有率が４．５質量％以下であることにより、冷間圧延時における鋼板の割れを防ぐことができる。
【００２８】
（Ｍｎ：２．５質量％以上５．０質量％以下）
本発明の電磁鋼板において、Ｍｎの含有割合は２．５質量％以上５．０質量％以下である。Ｍｎは一般的に鋼板の電気抵抗を高め、鉄損を低減させるのに有効な元素である。
Ｍｎの含有割合を２．５質量％以上とすることにより、鉄損が抑制された電磁鋼板を得ることができる。また、Ｍｎの含有割合が５．０質量％以下であることにより、飽和磁束密度の低下を抑制することができるばかりでなく、酸化層を高Ｓｉ組成とするのに有効である。さらに上限は製造過程による鋼材の割れなどを考慮して設定した。
さらにＭｎ濃度がこの範囲内であれば、後述する製造法により、鋼板の結晶方位を｛１００｝＜０１１＞方位が強く集積したものとして、磁束密度を高めることも可能となる。
好ましくは３．１％以上、さらに好ましくは３．６％以上、さらに好ましくは４．１％以上である。
【００２９】
（Ａｌ：０．１質量％未満）
Ａｌは無方向性電磁鋼板において一般的には、鋼板の電気抵抗を増大させ低鉄損化のために添加される。同時に、Ａｌは強酸化元素として知られており、本発明の母鋼板においては、その含有量には注意すべき元素である。Ａｌの含有量が高くなると、本発明の特徴である酸化層を適切な厚さおよび組成に制御することが困難となる。Ａｌを高濃度で含有する酸化層は、外部酸化型とは言え、本発明で回避すべき内部酸化を抑制する効果は大きくない。このため、Ａｌは０．１０質量％未満であることが好ましい。好ましくは０．０３質量％以下、さらに好ましくは０．０１質量％以下である。含有量は、０（ゼロ）であってもよい。
【００３０】
（Ｓｎ＋Ｓｂ：０．０５質量％以上０．８０質量％以下）
Ｓｎ及びＳｂは、一般的には集合組織を改善させたり、製造中の酸化、窒化、浸炭の抑制を目的として含有量が制御される他、特に高周波特性を向上させること等が知られているが、合計で０．８０質量％を超えると、圧延性が低下して生産性を阻害する懸念が増大する。本発明においては、鋼板が、Ｓｎ及びＳｂより選択される１種以上の元素を合計で０．０５質量％以上含有することが好ましい。Ｓｎ及びＳｂはいずれも鋼板の焼鈍中に、当該鋼板の表層に偏析しやすい傾向がある。これにより内部酸化の進行を抑制し、酸化した場合にも外部酸化にとどめることが可能となる。その結果、酸化層直下のＭｎの低下が抑制され、打ち抜き性の向上に有効に作用する。好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．３０％以上である。
【００３１】
本発明の電磁鋼板において、母鋼板は、本発明の効果を損なわない範囲で更にその他の元素を含有してもよい。含有してもよい元素としては、Ｃ、Ｎ、Ｓ、Ｐ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃａ、Ｍｇや、希土類元素（ＲＥＭ）等が挙げられる。以下、本発明の効果への影響が比較的強く現れるこれらの元素を説明する。
【００３２】
（Ｃ：０．００４０質量％以下）
Ｃは、炭化物を形成して高磁場での磁気特性を劣化させる場合がある。また、磁気時効が生ずると高磁場での磁気特性も劣化してしまうため、Ｃ含有量は低くすることが好ましい。このため、Ｃ含有量は好ましくは０．００４０質量％以下である。
製造コストの観点から、溶鋼段階で脱ガス設備（例えばＲＨ真空脱ガス設備）によりＣ含有量を低減することが有利であり、Ｃ含有量を０．００３０質量％以下とすれば磁気時効の抑制効果が大きい。本発明に係る電磁鋼板では、高強度化の主たる手段として炭化物等の非金属析出物を用いないため、敢えてＣを含有させるメリットはなく、Ｃ含有量は少ないことが好ましい。このため、Ｃ含有量は、好ましくは０．００２０質量％以下であり、さらに好ましくは０．００１５質量％以下である。電析などの技術を用いれば、化学的分析の限界以下である０．０００１質量％以下に下げることも可能で、Ｃ含有量は０％であっても構わない。一方で工業的なコストを考えると、下限は０．０００３％となる。
【００３３】
（Ｎ：０．００４０質量％以下）
Ｎは、Ｃと同様に、窒化物の形成や磁気時効性により高磁場での磁気特性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は好ましくは０．００４０質量％以下である。高磁場での磁気特性の劣化を避けるためＮ含有量は、低いほうが好ましく、０．００２７質量％以下とすれば磁気時効や窒化物の形成による高磁場での磁気特性への悪影響を十分に回避できる。Ｎ含有量は、さらに好ましくは０．００２２質量％以下であり、よりいっそう好ましくは０．００１５質量％以下である。電析などの技術を用いれば、化学的分析の限界以下である０．０００１質量％以下に下げることも可能で、Ｎ含有量は０質量％であっても構わない。一方で工業的なコストを考えると、下限は０．０００３質量％となる。
【００３４】
（Ｓ：０．０２０質量％以下）
Ｓは、硫化物を形成して高磁場での磁気特性を劣化させる場合があるため、Ｓ含有量は低いことが好ましい。Ｓ含有量は、好ましくは０．０２０質量％以下であり、さらに好ましくは０．００４０質量％以下であり、よりいっそう好ましくは０．００２０質量％以下であり、最も好ましくは０．００１０質量％以下である。Ｓ含有量は０質量％であっても構わない。
【００３５】
（Ｐ：０．５質量％以下）
Ｐは、強度調整、製造中の窒化、浸炭の抑制を目的として含有量が制御される他、さらに特に冷延前の粒界に偏析させた場合に集合組織を改善して磁束密度を向上させること等が知られており、０．００１質量％以上含有させることが可能である。一般的な実用製鋼法では、不純物として、０．００２質量％以上程度含有されることもある。一方で、過剰な添加は鋼を脆化させ、冷延性や製品の加工性を低下させるため、Ｐ含有量は、好ましくは０．５質量％以下であり、さらに好ましくは０．３質量％以下である。
【００３６】
（Ｃｒ：２０質量％以下）
Ｃｒは、強度調整や耐食性、製造中の酸化挙動制御を目的として含有量が制御される他、特に高周波特性を向上させること等が知られており、０．００１質量％以上含有させることが可能である。スクラップ等が混入する実用製鋼法では、不純物として、０．０１質量％以上程度含有されることもある。一方で、過剰な添加は添加コストが増加し、磁気特性を低下させるため、Ｃｒ含有量は、好ましくは２０質量％以下であり、さらに好ましくは５質量％以下である。
【００３７】
（Ｎｉ：１０質量％以下）
Ｎｉは、強度調整や耐食性、製造中の酸化挙動制御を目的として含有量が制御される他、特に高周波特性を向上させること等が知られており、０．００１質量％以上含有させることが可能である。スクラップ等が混入する実用製鋼法では、不純物として、０．０１質量％以上程度含有されることもある。一方で、過剰な添加は添加コストが増加し、磁気特性を低下させるため、Ｎｉ含有量は、好ましくは１０質量％以下であり、さらに好ましくは３質量％以下である。
【００３８】
（Ｃｕ：０．２質量％以下）
Ｃｕは、固溶元素として母鋼板の飽和磁束密度Ｂｓを大幅に低下させる。飽和磁束密度Ｂｓの低下は磁気特性の低下につながる。このため、本発明に係る電磁鋼板の母鋼板では、特別の目的がない限り、敢えてＣｕを含有させる必要はない。スクラップ等が混入する実用製鋼法では、不純物として、０．０１質量％以上程度含有されることもある。したがって、Ｃｕ含有量は、好ましくは０．２質量％以下であり、さらに好ましくは０．１５質量％以下である。一方で、Ｃｕ析出により高強度化を図ることができることなども知られており、本発明に係る電磁鋼板の母鋼板においても公知技術に準じて適宜用いることができる。
【００３９】
（Ｂ：０．０１質量％以下）
Ｂは、製造中の窒化、浸炭の抑制を目的として含有量が制御される他、特に酸化物、窒化物を含む複合酸化物を形成して磁気特性を向上させること等が知られており、０．０００１質量％以上含有させることが可能である。一方で、過剰な添加は鋼が脆化し、磁気特性を低下させるため、Ｂ含有量は、好ましくは０．０１質量％以下であり、さらに好ましくは０．００５質量％以下である。
【００４０】
（Ｔｉ：０．００２０質量％以下）
Ｔｉは、析出物による強度調整を目的として含有量が制御される他、特に酸化物、硫化物を含む複合酸化物を形成して磁気特性を向上させること等が知られており、０．０００１質量％以上含有させることが可能である。スクラップ等が混入する実用製鋼法では、不純物として、０．０００２質量％以上程度含有されることもある。一方で、これら析出物が磁壁移動を阻害し、磁気特性を大幅に劣化させることがあるため、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００２０質量％以下であり、さらに好ましくは０．００１５質量％以下である。
【００４１】
（Ｎｂ：０．００２０質量％以下）
Ｎｂは、ＮｂＣなどの析出物が高強度化に有効に作用するものの、これら析出物が磁壁移動を阻害し、高磁場での磁気特性を大幅に劣化させるため、敢えて含有させる必要はない。このため、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．００２０質量％以下であり、さらに好ましくは０．００１０質量％以下である。スクラップ等が混入する実用製鋼法では、不純物として、０．０００２質量％以上程度含有されることもある。
【００４２】
（Ｍｏ：０．００２０質量％以下）
Ｍｏは、製造中の窒化、浸炭の抑制を目的として含有量が制御される他、特に酸化物、炭化物を含む複合酸化物を形成して磁気特性を向上させること等が知られており、０．０００１質量％以上含有させることが可能である。一方で、これら析出物が磁壁移動を阻害し、高磁場での磁気特性を大幅に劣化させることがあるため、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．００２０質量％以下であり、さらに好ましくは０．００１５質量％以下である。
【００４３】
（Ｃａ：０．０５０質量％以下）
Ｃａは、特に酸化物、硫化物を含む複合酸化物を形成して磁気特性を向上させること等が知られており、０．０００１質量％以上含有させることが可能である。一方で、これら析出物が磁壁移動を阻害し、高磁場での磁気特性を大幅に劣化させることがあるため、Ｃａ含有量は、好ましくは０．０５０質量％以下であり、さらに好ましくは０．０１０質量％以下である。
【００４４】
（Ｍｇ：０．０５０質量％以下）
Ｍｇは、特に酸化物、硫化物を含む複合酸化物を形成して磁気特性を向上させること等が知られており、０．０００１質量％以上含有させることが可能である。一方で、これら析出物が磁壁移動を阻害し、高磁場での磁気特性を大幅に劣化させることがあるため、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０５０質量％以下であり、さらに好ましくは０．０１０質量％以下である。
【００４５】
（ＲＥＭ：０．０５０質量％以下）
ＲＥＭは、特に酸化物、硫化物を含む複合酸化物を形成して磁気特性を向上させること等が知られており、０．０００１質量％以上含有させることが可能である。一方で、これら析出物が磁壁移動を阻害し、高磁場での磁気特性を大幅に劣化させることがあるため、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０５０質量％以下であり、好ましくは０．０１０質量％以下である。
【００４６】
更に本発明において、母鋼板はα−γ変態系を満たす化学組成を有することが好ましい。α−γ変態系とは、Ａ３点を有し、Ａ３点未満ではα相が主相となり、Ａ３点以上ではγ相が主相となる成分系をいう。母鋼板がα−γ変態系を満たす化学組成を有することにより、母鋼板の｛１００｝＜０１１＞方位の対ランダム強度比が３０以上の優れた無方向性電磁鋼板を製造することが可能となる。
本発明の電磁鋼板は、前述の通り鋼板表層でのＭｎ低下を抑制しているため、結晶方位としては打ち抜き性にとって決して好ましい方位ではない可能性がある｛１００｝＜０１１＞方位を有する鋼材においても、結晶方位を起因とする打ち抜き性低下要因を補い、良好な打ち抜き性を確保することが可能となる。
【００４７】
本発明においては、前記Ａ３点における鋼板の温度、即ち、α相からγ相が現れ始める温度をＴ１（℃）、γ相単相になる温度をＴ２（℃）と称することがある。
上記母鋼板のＴ１は特に限定されないが、｛１００｝＜０１１＞方位の対ランダム強度比向上の点から、６００℃以上１１００℃以下の範囲内に有することが好ましい。
また、母鋼板のＴ２は特に限定されないが、通常、Ｔ２−Ｔ１＞０であり、Ｔ２−Ｔ１≧１０となる化学組成を有することが好ましい。
なお、Ａ３点は、α相とγ相の熱膨張率の違いを利用して測定することができる。具体的には、対象とする鋼を加熱しながら熱膨張率を測定し、当該熱膨張率の変曲点をＡ３点とする。
上記の元素を含有するα−γ変態系のインゴットを用いることにより、粒界の移動速度が著しく遅くなるため、熱間圧延工程で得られる熱延板は、冷却時に加工オーステナイトが維持されながら、ひずみが解放されることなくフェライト相へと変態したものとなる。この熱延板を、冷延し、焼鈍することで、｛１００｝＜０１１＞方位が強く集積し、磁気特性にとって好都合なものとなる。
【００４８】
（不可避不純物）
本発明の電磁鋼板において母鋼板は、本発明の効果を損なわない範囲で、不可避的に混入する各種元素（不可避不純物）を含むものであってもよい。
【００４９】
母鋼板中の各元素の含有割合は、例えば、誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ−ＭＳ法）により測定することができる。具体的には、まず、測定対象となる電磁鋼板を準備する。当該電磁鋼板の一部を切子状にして秤量し、これを測定用試料とする。当該測定用試料を酸に溶解し酸溶解液とし、残渣は濾紙回収して別途アルカリ等に融解し、融解物を酸で抽出して溶液化する。当該溶液と前記酸溶解液とを混合し、必要に応じて希釈することにより、ＩＣＰ−ＭＳ測定用溶液とすることができる。
【００５０】
＜低Ｍｎ領域＞
本発明の電磁鋼板は、前記母鋼板の板厚１／２厚位置におけるＭｎの濃度をＤ０（質量％）としたときに、母鋼板の板厚方向の全領域について下記式（２）を満たすことが打ち抜き性の点から好ましい。
式（２）    （Ｄｘ／Ｄ０）≧０．９８
（式（２）中、Ｄｘは、Ｄ０測定点を通り、母鋼板に垂直な直線上の点におけるＭｎの濃度を表す。）
本発明においては、母鋼板において、式（２）を満たさない領域、すなわち（Ｄｘ／Ｄ０）＜０．９８となる領域を「低Ｍｎ領域」と定義する。
【００５１】
鋼板の内部酸化が生じる場合、内部酸化で形成される酸化物は鋼中のＭｎが優先的に酸化されて形成されるため、母鋼板の酸化層と隣接する領域に含有されるＭｎが酸化層へ移動する。この内部酸化が顕著な場合、酸化層直下の領域のＭｎ濃度は式（２）の限界を超えて低下し「低Ｍｎ領域」となる。当該低Ｍｎ領域が形成された場合、硬度が低下するため、打ち抜き性が低下する。上記式（２）は、Ｍｎ濃度が低下した部分があっても、その低下率が２％以内であれば、打ち抜き性の低下が実用上問題とならないことを示している。本発明においては、母鋼板の板厚方向全領域において上記式（２）を満たすことにより、打ち抜き性に優れることが示される。
なお、母鋼板の板厚１／２厚位置におけるＭｎの濃度Ｄ０を基準とするのは、図２に示される通り、Ｍｎは板厚中心部で一定の濃度となるからである。
【００５２】
これらの濃度は、グロー放電発光表面分析グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ）で鋼板の表面からの発光強度プロファイルを調査することにより、評価できる。濃度の絶対値は、各元素の含有量を変化させた材料についてのＧＤＳの発光強度と元素含有量との検量線により特定できる。
ＧＤＳは、例えばリガク製ＧＤＡ７５０を使い、アノード径４ｍｍ、圧力３ｈＰａで分析する。測定を必要とする厚さにより最適なスパッタ時間は変わるが、母鋼板の表面に酸化層を形成した時点の鋼板であれば、一般的には２００秒間行えば母鋼板まで分析することができる。また、測定試料の最表面から連続的にＧＤＳのスパッタで深さ方向に掘り進める必要はなく、適当な厚さを別途研磨により除去して、除去後のサンプルの最表面濃度を分析することで、元の鋼板の特定の深さ位置での元素濃度を得ることも可能である。
【００５３】
＜  ｛１００｝＜０１１＞のＸ線ランダム強度比＞
本発明において、結晶方位および結晶面は一般的に鋼板内の結晶の方位や測定される結晶面および集合組織を表現する際に用いられる、鋼板表面に対するもので記述する。すなわち、結晶方位は鋼板表面に垂直な方位であり、結晶面は鋼板表面に平行な面である。また、Ｆｅのα相である体心立方の結晶構造に起因した、結晶面についてのＸ線測定における消滅則を適用した表現している。例えば、結晶方位については、｛１００｝を用い、結晶面や集合組織については、｛２００｝を用いているが、これらは同じ結晶粒に関する情報を表すものである。
本発明の電磁鋼板は、板面における｛１００｝＜０１１＞のＸ線ランダム強度比を高めて、圧延方向に対して４５°方向に高い磁束密度を得ることができる。Ｘ線ランダム強度比が３０以上であることにより、圧延方向に対して４５°方向に十分に高い磁束密度を得ることができ、中でも６０以上であることが好ましい。また、Ｘ線ランダム強度比の上限は特に限定されないが、磁束密度を高める効果は飽和するため、通常、Ｘ線ランダム強度は２００以下で十分である。
｛１００｝＜０１１＞のα−Ｆｅ相のＸ線ランダム強度比はＸ線回折によって測定されるα−Ｆｅ相の｛２００｝、｛１１０｝、｛３１０｝、｛２１１｝の極点図を基に級数展
開法で計算した、３次元集合組織を表す結晶方位分布関数（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ  Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ  Ｆｕｎｃｔｉｏｎ；ＯＤＦ）から求めることができる。
なお、ランダム強度比とは、特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材のＸ線強度を同条件で測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。測定は試料の最表面で行ってもよいし、任意の板厚位置で行ってもよい。その際、測定面は滑らかになるよう化学研磨等で仕上げる。
【００５４】
本発明の電磁鋼板の厚みは、用途等に応じて適宜調整すればよく特に限定されるものではないが、製造上の観点から、通常、０．１０ｍｍ以上０．５０ｍｍ以下であり、０．０１５ｍｍ以上０．５０ｍｍ以下がより好ましい。磁気特性と生産性のバランスの観点からは、０．０１５ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下が好ましい。
【００５５】
本発明の電磁鋼板は、鋼板表面に、更に、絶縁被膜を有していてもよい。本発明においては前記酸化層が、絶縁被膜との密着性に優れているため、打ち抜き加工時にも絶縁被膜の剥がれ等が生じ難い電磁鋼板となる。
注意を要するのは、本発明は、「絶縁被膜を有する電磁鋼板」はもちろん、「絶縁被膜を有していない電磁鋼板」も対象としていることである。「絶縁被膜を有する電磁鋼板」であれば、その状態で被膜密着性が良好であるという効果を有していることになり、「絶縁被膜を有していない電磁鋼板」であっても、その後、絶縁被膜を形成して使用されれば、本発明効果である良好な打ち抜き性を得ることになるからである。
【００５６】
本発明において絶縁被膜は、特に限定されず、公知のものの中から、用途等に応じて適宜選択して用いることができ、有機系被膜、無機系被膜のいずれであってもよい。有機系被膜としては、例えばポリアミン系樹脂、アクリル樹脂、アクリルスチレン樹脂、アルキッド樹脂、ポリエステル樹脂、シリコーン樹脂、フッ素樹脂、ポリオレフィン樹脂、スチレン樹脂、酢酸ビニル樹脂、エポキシ樹脂、フェノール樹脂、ウレタン樹脂、メラミン樹脂等が挙げられる。また、無機系被膜としては、例えば、リン酸塩系被膜、リン酸アルミニウム系被膜や、更に前記の樹脂を含む有機−無機複合系被膜等が挙げられる。
上記絶縁被膜の厚みは、特に限定されないが、片面当たりの膜厚が０．０５μｍ以上、２μｍ以下であることが好ましい。０．０５μｍ未満では十分な絶縁性が確保できず、２μｍを超えるとコアとして積層した際の占積率が低下し、モーター効率が低下してしまう。
【００５７】
絶縁被膜の形成方法は特に限定されないが、例えば、上記の樹脂や無機物を溶剤に溶解した絶縁被膜形成用組成物を調製し、当該絶縁被膜形成用組成物を、鋼板表面に公知の方法で均一に塗布することにより絶縁被膜を形成することができる。
【００５８】
＜電磁鋼板の用途＞
本発明の電磁鋼板は、絶縁被膜の密着性に優れた無方向性電磁鋼板である。一般に絶縁被膜の剥離は打ち抜き性に問題となることが多い。そのため、本発明の電磁鋼板は任意の形状に打ち抜き加工して用いられる用途に特に適している。例えば、電気機器に用いられるサーボモータ、ステッピングモータ、電気機器のコンプレッサー、産業用途に使用されるモータ、電気自動車、ハイブリッドカー、電車の駆動モータ、様々な用途で使用される発電機や鉄心、チョークコイル、リアクトル、電流センサー等、電磁鋼板が用いられている従来公知の用途にいずれも好適に適用できる。
【００５９】
［電磁鋼板の製造方法］
本発明に係る電磁鋼板の製造方法は、Ｓｉを２．０質量％以上４．５質量％以下、Ｍｎを２．５質量％以上５．０質量％以下含有し、Ｆｅを主成分とするインゴットを熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板を冷延板とする冷間圧延工程と、前記冷延板に酸化層を形成する酸化工程と、仕上焼鈍工程とを有し、
前記酸化工程が、前記仕上焼鈍工程における昇温過程に含まれていてもよく、
前記酸化工程が、前記冷延板を、露点温度−６０℃以上５℃以下の雰囲気下、４００℃から８００℃の温度を２秒以上１０秒以下保持する工程であることを特徴とする。
【００６０】
上記本発明の製造方法によれば、仕上焼鈍時における、内部酸化を抑制し、酸化層の厚みが３．０μｍ未満の電磁鋼板を製造することができ、得られた電磁鋼板は、打ち抜き性に優れている。
【００６１】
この方法は、母鋼板または母鋼板の製造過程の鋼板の初期酸化の状況を制御して、本発明にとって好ましい酸化層、つまり高Ｓｉ組成の外部酸化層を形成させるために有効に作用する。
単純に考えると、酸化層中のＭｎとＳｉの濃度比は、母鋼板に含有されるＭｎとＳｉの濃度比で決定するようにも思え、単純に鋼板を酸化するだけで十分なように思えるが、本発明が目的とする、打ち抜き特性にとって好適な効果をもたらす酸化層は、母鋼板のＭｎとＳｉの成分制御だけでは形成するものではない。もちろん母鋼板のＭｎ／Ｓｉ比を低めれば、本願で規定する（Ｄ１／Ｄ２）も低くなるが、母鋼板の組成の影響を除外したとして、好ましい酸化層を形成するには、以下の条件で母鋼板を酸化することが重要である。
本発明にとって必要な厚みが３．０μｍ未満の酸化層を得るには、母鋼板を酸化する初期過程において、露点温度−６０℃以上５℃以下の雰囲気下、４００℃から８００℃の温度を２秒以上１０秒以下保持することが好ましい。このように敢えて酸化が進みにくい条件で酸化層を形成することによって、酸化層の厚みを３．０μｍ未満に制御することができる。
また、このような条件で酸化を行うことにより、打ち抜き性向上に有効な（Ｄ１／Ｄ２）範囲を有する酸化層が形成される。
この理由は明確ではないが、本発明鋼において、磁気特性の確保のために必須元素である、ＳｉとＭｎの酸化挙動の違いが原因と考えている。これら元素はどちらもＦｅよりも酸化されやすく、母鋼板を酸化するとその中に濃化するようになる。基本的にはＳｉの方が酸化傾向が強いうえに、Ｆｅ相中での拡散速度がＳｉの方が速くはあるが、単純に高温または高露点で酸化した場合は、この優位性が失われてしまい、酸化層には相当量のＭｎが濃化してしまう。また内部酸化が起きやすくなり、本発明においては好ましい状態とはなりにくい。酸化初期の上記温度範囲で、上記の露点および時間を保持して酸化を行うことで、Ｓｉが優先的に酸化した高Ｓｉ組成の外部酸化層が形成されることとなり、打ち抜き性向上に有効な（Ｄ１／Ｄ２）範囲を有する酸化層が形成される。これらの範囲は実験的に得たものであるが、詳細な現象については今後の解明に期待したい。
この酸化処理は、工業的には仕上焼鈍の加熱過程で行うことがコストや生産性の点で有利である。または、仕上焼鈍とは別に、仕上焼鈍の前または後で、別工程として実施しても良い。この場合も、電磁鋼板製造で一般的に使用される焼鈍炉をそのまま活用できるので、コストや生産性への悪影響は許容できる程度のものである。
以下、上記の製造方法の各工程について好ましい具体例を挙げて説明するが、各工程は下記に限られることなく、公知の方法を適宜採用することができる。
【００６２】
（熱間圧延工程）
Ｓｉを２．０質量％以上４．５質量％以下、Ｍｎを２．５質量％以上５．０質量％以下含有し、Ｆｅを主成分とするインゴットに熱間圧延を行い熱延板を得る工程である。具体的には、例えば、上記の組成を有する溶鋼を鋳造で厚さ５０ｍｍ以上の鋼片に凝固させ、その後、熱延工程において粗圧延および仕上圧延を行う。仕上圧延時の圧延温度は特に限定されないが、８００℃以上１１００℃以下とすることが生産性の点で好ましい。また、インゴットがα−γ変態系の化学組成を有する場合には、仕上圧延時の圧延温度を８００℃以上Ｔ２以下とすることがより好ましい。Ｔ２以下とすることにより粒界の移動速度を抑制して、加工オーステナイトが維持され、冷延、仕上げ焼鈍後に得られる電磁鋼板の｛１００｝＜０１１＞を高集積化させることができる。また、圧延温度をＴ２超とする場合には、次いで、Ｔ２超の前記熱延板を、３ｓｅｃ以内に２００℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で２５０℃以下まで冷却すれば、加工オーステナイトを維持することができる。
熱延板の厚みは特に限定されないが、通常１ｍｍ以上４ｍｍ以下であり、２ｍｍ以上３ｍｍ以下であることが生産性の点で好ましい。
【００６３】
（冷間圧延工程）
冷間圧延工程は、特に限定されず、従来公知の電磁鋼板の製造方法における冷間圧延工程を適宜採用することができる。例えば、冷間圧延工程は、一回の冷間圧延もしくは中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施して冷延板とすることができる。一回の冷間圧延とは、中間焼鈍を途中に施すことなく圧延機に一回又は複数回通板させることで所望の板厚へ仕上げることを意味する。また、中間焼鈍とは、圧延機に一回又は複数回通板させることで中間板厚とした後に施す焼鈍工程であり、当該中間焼鈍後、圧延機に一回又は複数回通板させることで所望の板厚へ仕上げる。中間焼鈍を含む二回以上の冷間圧延とは、前記中間焼鈍を一回以上実施する冷間圧延を意味する。
中間焼鈍条件は特に限定されず、例えば、７５０〜１２００℃の温度域で３０秒〜１０分間実施するなど適宜条件を選択すればよい。
本発明においては、トータルの冷間圧延圧下率を８８％以上とすることが、得られる電磁鋼板の｛１００｝＜０１１＞方位が増加し、高い磁束密度かつ高周波領域で低鉄損であり、さらに高強度となる電磁鋼板が得られる点から好ましく、トータルの冷間圧延圧下率を９０％以上とすることがより好ましい。ここで「トータルの」とは、熱間圧延後、冷間圧延を開始する時点での板厚と、一回または二回以上の冷間圧延工程を経て、仕上げ焼鈍を実施する時点での板厚から計算される圧下率であることを意味する。
本発明において冷延板の板厚は、上記冷間圧延圧下率を満たす範囲で適宜選択すればよく、特に限定されないが、０．１ｍｍ以上０．５ｍｍ以下であることが好ましく、０．１５ｍｍ以上０．４０ｍｍ以下であることがより好ましい。
【００６４】
本発明においては後述の酸化工程を実施する鋼板の表面粗度Ｒａを０．３０未満とすることは、酸化層を好適な酸化状態にすることができる点から好ましい。さらに好ましくは０．１以下である。この理由は明確ではないが、仕上焼鈍時に雰囲気と反応する表面がなめらかとなることで、酸化反応がミクロな領域で安定的に進行し、つまりミクロな凸部と凹部での酸化挙動の差が解消し、緻密で均一な外部酸化層が形成されるものと考えられる。本発明では表面の数μｍ、好ましくはサブミクロンの厚さの酸化層を制御する必要があるため、仕上焼鈍時の表面粗度の影響が検知される程度に現れていると思われる。また、このような緻密な外部酸化層が形成されることで、本発明においては避けるべき形態である内部酸化を抑制することにもなる。
表面粗度は、一般的に鋼板粗度の調整手段である、冷間圧延で使用する圧延ロールの粗度、特に最終スタンドの圧延ロールの粗度を調整することで制御しても良いし、冷間圧延後、酸洗や研磨などを実施して表面を平滑にすることも可能である。
【００６５】
（酸化工程）
本発明においては、前記冷間圧延工程で得られた冷延板の表面に酸化層を形成する酸化工程を有することを特徴とする。当該酸化工程は、後述する仕上焼鈍工程における昇温過程内に含まれていてもよく、前記冷間圧延工程後、後述する仕上焼鈍工程前に独立に有する工程であってもよい。
【００６６】
（Ａ）酸化工程が仕上焼鈍工程における昇温過程内に含まれている場合
前記冷延工程により得られた冷延板は、必要に応じて公知の方法により脱炭焼鈍、窒化焼鈍を行った後、酸化工程を含む仕上焼鈍を行う。
この場合、仕上焼鈍は、昇温過程を、露点温度−６０℃以上５℃以下の雰囲気下、４００℃から８００℃に達するまでの時間が２秒以上１０秒以下となるように制御すればよい。
仕上焼鈍工程の上記以外の条件は、従来公知の方法を適宜採用することができる。例えば、仕上焼鈍の最高到達温度は、８００℃以上１２００℃以下に設定することができ、鋼板がα−γ変態系の場合には、Ｔ１未満の温度範囲に設定することが｛１００｝＜０１１＞を高集積化させる点から好ましい。最終仕上焼鈍温度の保持時間は特に限定されず、例えば、１０秒以上２４０時間以下の範囲で適宜設定することができる。最高到達温度を８００℃以上とする場合、８００℃以上の温度域における雰囲気は、酸化を促進させない点から、露点温度０℃未満とすることが好ましい。
仕上焼鈍後の冷却速度は特に限定されないが、鋼板がα−γ変態系の場合には、変態に伴う歪発生を起因とする磁気特性への悪影響を回避するため、最高到達温度がＴ１超である場合はＴ１までの冷却速度Ｖ１を３℃／ｓ以上６００℃／ｓ以下とすることが好ましく、更に最高到達温度がＴ１以上である場合はＴ１から、最高到達温度がＴ１未満である場合は最高到達温度から４００℃までの冷却速度を、上記Ｖ１未満とすることが好ましい。
【００６７】
（Ｂ）酸化工程が、冷間圧延工程後、仕上焼鈍工程前に独立に有する工程である場合
前記冷延工程により得られた冷延板は、必要に応じて公知の方法により脱炭焼鈍、窒化焼鈍を行った後、前記冷延板を、露点温度−６０℃以上５℃以下の雰囲気下、４００℃から８００℃の温度を２秒以上１０秒以下保持することにより酸化層を形成する。４００℃から８００℃の間の温度変化は任意であり特に規定されるものではない。
酸化工程を独立に有する場合、その後、公知の方法により仕上焼鈍を行う。この場合仕上焼鈍工程は、特に限定されないが、既に酸化層が形成されているため、昇温過程を含めた全過程において露点温度が０度未満の雰囲気下で仕上焼鈍を行うことが好ましい。仕上焼鈍工程の上記以外の条件は、上記（Ａ）に記載の仕上焼鈍と同様のものとすることができる。
【００６８】
上記の酸化工程は、母鋼板の酸化の初期の状況を、本発明にとって好ましい酸化層を形成するために好ましい条件である。４００℃未満は酸化自体が起きないため、発明効果への寄与を考える必要がない。８００℃超では、酸化が急速に起き酸化が内部酸化型となりやすく、外部酸化層についても本発明にとって好ましい組成の酸化層が形成されにくい。露点温度が−６０℃未満では、酸化層自体がほとんど形成されず、前述した酸化層による打ち抜き性向上効果が得られない。５℃超では初期過程で内部酸化層が形成されやすくなり、外部酸化においてもＳｉ酸化の優位性が失われ、本発明に好適な酸化層を得ることが困難となる。制御すべきより好ましい温度域は３５０〜７５０℃、より好ましい露点温度は−３０℃超、０℃未満である。
また、８００℃以下の温度域で好適な初期酸化が起きたとしても、その後、８００℃超の高温域でさらに酸化が進行すると、酸化層が好適な範囲から外れてしまうため、その後８００℃以上の熱処理をする場合は、その雰囲気の露点温度は−２０℃未満とすべきである。さらに好ましい露点温度は、−３０℃以下とする。
また７５０℃に達するまでに初期酸化を完了させて、７５０℃以上の雰囲気の露点温度を−２０℃未満とすることは好ましい形態である。本発明鋼において、上記のような低露点、短時間処理を行うことにより、鋼板表面に適切な組成の緻密な外部酸化層が形成され、結果として内部酸化に伴う低Ｍｎ領域の形成が抑制される。この結果、得られた鋼板は前記式（２）をより満たし易くなり、打ち抜き性に優れた鋼板となるものと推定される。
上記４００〜８００℃の温度域および雰囲気中での保持時間は、０．２〜１０秒とする。
０．２秒未満では発明に好適な酸化層を形成する時間としては不十分であり、１０秒超では、外部酸化におけるＳｉ酸化の優位性が失われ好ましい組成の酸化層を形成するための支障となるばかりでなく効果が飽和する。なお、ここで規定する保持時間は上記温度域での保持時間、言い換えると上記温度域に滞留している時間であり、一定温度で保持（いわゆる保定）する必要はない。一般的な仕上焼鈍の前段で実施するのであれば加熱過程をこのプロセスとして利用すればよい。
【００６９】
（結晶方位制御）
本発明成分を有する母鋼板のうち、α−γ変態系であり、Ｓｉを２．０質量％以上４．５質量％以下、Ｍｎを２．５質量％以上５．０質量％以下含有し、Ａｌが０．０３質量％未満である場合は、｛１００｝＜０１１＞方位の対ランダム強度比が３０以上を製造することができる。このような組成を有するα−γ変態系の鋼塊は、粒界の移動速度が著しく遅くなるため、熱間圧延工程で得られる熱延板は、冷却時に加工オーステナイトが維持されながら、ひずみが解放されることなくフェライト相へと変態したものとなりやすい。この熱延板を、冷延し、焼鈍することで、｛１００｝＜０１１＞方位が強く集積し、非常に良好な磁気特性を付与することが可能である。例えば、前記母鋼板の製造過程において、前述のように熱延工程で、加工オーステナイト相を維持して熱延を完了し、熱延鋼板の再結晶化率を制御し、冷間圧延時の圧下率を８８％以上とし、α単相領域で仕上焼鈍することにより、｛１００｝＜０１１＞方位の対ランダム強度比が３０以上の鋼板を製造することができる。
【実施例】
【００７０】
以下で説明する実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【００７１】
（実施例：電磁鋼板の製造）
真空溶解炉で表１の鋼種Ａ〜Ｍに示す成分組成に調整したインゴットをそれぞれ鋳造する。得られるインゴットを用い、表２に従って電磁鋼板を製造する。具体的には、インゴットを表２に記載の仕上げ圧延温度で熱間圧延しそれぞれ厚さ２．２〜２．９ｍｍの熱延板を得る。得られる熱延板の表面粗度Ｒａは、ＪＩＳ  Ｂ  ０６０１に規定される算術平均粗さに基づいて算出する。得られる熱延板に熱延板焼鈍をせずに、冷間圧延を行い表２〜表３に記載の厚さを有する冷延板とする。次いで冷延板を酸化する。表中のプロセス「Ａ」は酸化工程が仕上焼鈍工程における昇温過程内に含まれている場合、プロセス「Ｂ」は酸化工程が、冷間圧延工程後、仕上焼鈍工程前に独立に有する工程である場合を示す。プロセス「Ａ」の場合、表中の「露点温度」は仕上焼鈍の昇温工程における雰囲気を示し、「保持時間」は４００℃から８００℃に達するまでの時間を示している。また、プロセス「Ｂ」の場合、酸化工程は最高到達温度を７５０℃として行い、表中の「露点温度」は当該酸化工程における雰囲気を示し、「保持時間」は冷却過程も含めた４００℃から７５０℃の温度域での保持時間を示している。その後、表２に示される温度条件で仕上焼鈍を行って、電磁鋼板を得る。
【００７２】
【表１】
2018141206.tif 000003
【００７３】
【表２】
2018141206.tif 000004
【００７４】
得られる電磁鋼板をそれぞれ、グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ）により測定し、鋼板の深さ方向の元素分布測定結果をグラフ化し、Ｄ１、Ｄ２、Ｄｘ、Ｄ０をそれぞれ求めまた、低Ｍｎ領域の厚みｔおよびＤｘの最低値Ｄｘｍｉｎを算出する。
本実施例では、圧延方向と４５°の方向が磁化方向となるように切り出したサンプルにて、ＪＩＳ  Ｃ  ２５５６に記載の電磁鋼板単板磁気特性試験方法に準拠して５０００Ａ／ｍの磁場における磁束密度Ｂ５０を測定する。また、鉄損は、最大磁束密度が１．０Ｔ、周波数８００Ｈｚの時の鉄損Ｗ１０／８００を測定する。
｛１００｝＜０１１＞のランダム強度比は、得られた電磁鋼板の表層から１／５ｔ位置の圧延面に平行な面でＸ線回折により測定し、結晶方位分布関数から求める。
また、打ち抜き性の評価は得られた電磁鋼板をクリアランス１２％で５０ｍｍφの円形に打ち抜き、端面のバリ高さをそれぞれの鋼板について５回繰り返し測定（ｎ＝５）し、その平均バリ高さが電磁鋼板の板厚ｔに対して、１／２０ｔ未満、すなわち、平均バリ高さを板厚ｔで除した値が０．０５未満であれば、打ち抜き性に優れていると評価される。
結果を表３に示す。
【００７５】
【表３】
2018141206.tif 000005
【００７６】
表３の結果より、Ｓｉを２．０質量％以上４．５質量％以下、Ｍｎを２．５質量％以上５．０質量％以下含有し、Ｆｅを主成分とする母鋼板上に、Ｍｎを含有する酸化層を有する電磁鋼板であって、前記酸化層の厚みが０．０２μｍ以上、３．０μｍ以下である電磁鋼板は打ち抜き性に優れていることが確認された。
【符号の説明】
【００７７】
１    母鋼板
２    酸化層
３    鋼板表面
１０  電磁鋼板
【図１】
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【図２】
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