(57)【要約】【課題】優れた磁気特性と優れたプレス加工性を有する軟磁性鋼板を提供する。【解決手段】成分組成が、Ｃ：０．００１〜０．０２質量％、Ｓｉ：０〜０．０５質量％、Ｍｎ：０．０５〜１．０質量％、Ｐ：０〜０．０２質量％、Ｓ：０〜０．１質量％、Ａｌ：０〜０．０１質量％、Ｃｒ：０〜０．１質量％、Ｔｉ：０〜０．０２質量％、Ｎ：０〜０．００５質量％であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる軟磁性鋼板であって、平均結晶粒径が６〜１５０μｍであり、前記平均結晶粒径の２０倍以上の結晶粒径を有する結晶粒の数割合が７％以下であり、板面とのなす角度が１０°以内の｛１１１｝面の集積度が２０〜５０％であることを特徴とする軟磁性鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、
Ｃ：０．００１〜０．０２質量％、
Ｓｉ：０〜０．０５質量％、
Ｍｎ：０．０５〜１．０質量％、
Ｐ：０〜０．０２質量％、
Ｓ：０〜０．１質量％、
Ａｌ：０〜０．０１質量％、
Ｃｒ：０〜０．１質量％、
Ｔｉ：０〜０．０２質量％、
Ｎ：０〜０．００５質量％
であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる軟磁性鋼板であって、
平均結晶粒径が６〜１５０μｍであり、
前記平均結晶粒径の２０倍以上の結晶粒径を有する結晶粒の数割合が７％以下であり、
板面とのなす角度が１０°以内の｛１１１｝面の集積度が２０〜５０％であることを特徴とする軟磁性鋼板。
【請求項２】
円相当直径１μｍ以上の炭化物の数密度が２０〜１００個／ｍｍ２であることを特徴とする請求項１に記載の軟磁性鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、電車、船舶などの電装部品に使用されるソレノイドやリレーなどのケースやカバー、鉄心等として有用な軟磁性部材の材料となる軟磁性鋼板に関し、例えば、プレス成形により製造され、磁気特性を必要とする軟磁性部材において、優れた深絞り性や良好な直流磁気特性を発揮することのできる軟磁性鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の燃費向上に対するニーズがますます強くなり、エンジンやトランスミッションその他に使用される電装部品には、よりいっそうの性能向上、たとえば応答性、省電力化、小型化が望まれている。そのためには、磁気特性として、磁化されやすく、保磁力が小さいことが有効である。
【０００３】
さらに製造コストの低減に対するニーズも大きい。すなわち、磁気回路を形成する部材、たとえばソレノイドの外郭を形成するケースやカバー、さらには鉄心にも、従来のように線材や棒鋼を冷間鍛造して切削する方法に代えて、鋼板をプレス成形して部材形状を作製する方法が注目されている。
【０００４】
そのためには、このような部材作製に使用される鋼板に対して磁気特性と深絞り性の両立が要求されるが、鋼板にこれらの特性を兼備させる技術についてはいまだ確立していなかった。
【０００５】
鋼板の深絞り性については、Ｔｉ、Ｎｂなどを添加して固溶Ｃを低減し、板面に平行な｛１１１｝面を集積させたＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ）鋼と呼ばれる冷延鋼板が提案され、実用化されている。
【０００６】
たとえば、特許文献１には、Ｃ量に応じてＴｉを添加し、｛１１１｝面を集積させた冷延鋼板が開示されている。
また、特許文献２には、ＴｉやＮｂを添加した鋼において、板厚の中心部と１／８部での（２２２）面の集積度の比を２以下に制御することによって、高いｒ値が得られるとする熱延鋼板が開示されている。
また、ＴｉやＮｂを添加しない場合の深絞り性改善については、特許文献３において、（２２２）面を板面と平行に集積させた鋼板が開示されている。
【０００７】
一方、磁気特性については、用途によって好ましい集合組織が異なる。このため、トランス用では、たとえば特許文献４に開示されるように、＜１００＞軸を圧延方向に集積させ、板面には｛１１０｝面を集積させた方向性電磁鋼板が用いられている。一方、モーター用では、たとえば特許文献５に開示されるように、＜１００＞軸をできるだけ板面に平行でかつ方向はランダムにした無方向性電磁鋼板が用いられている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００９−２７０１９１号公報
【特許文献２】特開平９−１２５１９６号公報
【特許文献３】特開２００７−２７７７００号公報
【特許文献４】特開平８−２１３２２５号公報
【特許文献５】特開平１１−１７２３８３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかし、特許文献１では、Ｔｉ添加では微細な炭窒化物が多量に析出するため、電磁気部品として用いるために磁気焼鈍を行った場合に結晶粒成長が阻害されるために、冷間加工率と焼鈍温度のかねあいによって磁気特性が大きくばらつく原因となることが問題であった。
特許文献２では、良好な深絞りが得られたとしても、ＴｉやＮｂの炭窒化物が存在するために磁気焼鈍時の結晶粒成長が阻害され、焼鈍条件によっては十分な磁気特性を得ることが難しい。
【００１０】
特許文献３の鋼板では、磁気特性についても考慮されているが、（２２２）面を極端に集積させ過ぎているため、磁気特性を向上するために必要となる「板面に平行な＜１００＞軸の集積度」は高めようがなく、磁気特性が十分向上できていない。
【００１１】
特許文献４や５に開示された電磁鋼板はいずれもＳｉを相当量添加したものであり、もともと深絞り成形性に劣るため、大きなひずみ量の冷間プレス加工を実施して成形する部品には適さない。
また、Ｓｉを添加しない電磁用鋼板では集合組織を制御する技術は確立されていない。
【００１２】
以上のように、集合組織を制御することによって磁気特性と深絞り性を同時に向上させる技術はいまだ確立されていない。
【００１３】
本発明は、このような事情を鑑みてなされたものであり、その目的は、優れた磁気特性と、優れたプレス成形性、特に深絞り性と、を共に有する軟磁性鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明の態様１は、
成分組成が、
Ｃ：０．００１〜０．０２質量％、
Ｓｉ：０〜０．０５質量％、
Ｍｎ：０．０５〜１．０質量％、
Ｐ：０〜０．０２質量％、
Ｓ：０〜０．１質量％、
Ａｌ：０〜０．０１質量％、
Ｃｒ：０〜０．１質量％、
Ｔｉ：０〜０．０２質量％、
Ｎ：０〜０．００５質量％
であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる軟磁性鋼板であって、
平均結晶粒径が６〜１５０μｍであり、
前記平均結晶粒径の２０倍以上の結晶粒径を有する結晶粒の数割合が７％以下であり、
板面とのなす角度が１０°以内の｛１１１｝面の集積度が２０〜５０％であることを特徴とする軟磁性鋼板である。
【００１５】
本発明の態様２は、円相当直径１μｍ以上の炭化物の数密度が２０〜１００個／ｍｍ２であることを特徴とする態様１に記載の軟磁性鋼板である。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、優れた磁気特性と優れたプレス成形性とを共に有する軟磁性鋼板を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
軟磁性鋼板について高い磁性を得るための要件は、成分組成として添加元素や不純物を適正範囲に制御すること、磁気焼鈍後の部材において十分に結晶粒が成長しており、適正範囲の結晶粒径にすること、適正な集合組織とすることなどが重要である。一方、プレス成形性、特に深絞り性については、結晶粒径の適正化および深絞りに適した集合組織の形成などが重要である。
【００１８】
そこで、本発明者らは、種々の成分組成の鋼板について、その製造条件と組織形態との関係、ならびにその組織形態とプレス成形性および磁気特性との関係を詳細に検討した。その結果、鋼板の結晶粒径と集合組織、必要によりさらに析出炭化物のサイズと量を適正化することで、プレス成形性を向上させるとともに磁気特性も向上させることができることを見出した。上記知見に基づき、さらに検討を進め、本発明を完成するに至った。
より具体的には、発明者らは、プレス成形性（特に深絞り性）を低下させる１つの要因が、著しく粗大な結晶粒が混在する集合組織（混粒）であることを見出した。
【００１９】
結晶粒を粗大化すれば、軟磁性鋼板の磁性特性を向上することができる。しかしながら、結晶粒径を粗大化する際にはしばしば異常粒成長が発生し、結晶粒径が不揃いの金属組織（混粒）となることがある。そのような混粒を有する軟磁性鋼板をプレス成形（例えば深絞り加工）すると、混粒中の粗大粒に歪が集中して割れが発生しやすい。特に、プレス成形を２段階以上で行う場合には、１段階目のプレス成形において粗大粒に歪が集中して、歪時効によって粗大粒およびその近傍組織の延性が局所的に低下する。そのため、２段目以降のプレス成形により、粗大粒を起点とした割れが発生しやすい。
【００２０】
プレス成形性を向上するために、集合組織を整粒（粗大粒の存在しない金属組織）とするのが望ましい。発明者らは、極めて高い冷延率（例えば９０％以上）で冷延した場合、その後に軟化焼鈍（再結晶焼鈍）を行うと、混粒が生じやすいことを見いだした。これは、冷延時の圧延率が極めて高いことにより、再結晶集合組織｛１１１｝の集積度が高まり過ぎて、結晶粒の異常粒成長が発生するためと考えられる。
【００２１】
そこで、本発明は、異常粒成長によって発生する混粒を回避しつつ、平均結晶粒径を適正な大きさに制御することにより、プレス加工（特に、複数回のプレス加工）を行っても割れを生じにくく、かつ磁気特性に優れた軟磁性鋼板を提供するものである。
【００２２】
以下、まず本発明に係る軟磁性鋼板の特徴について説明する。
【００２３】
〔１．軟磁性鋼板の組織〕
本発明に係る軟磁性鋼板は、結晶粒径と集合組織、必要によりさらに炭化物のサイズおよび量が制御されている点に特徴を有する。
以下の鋼組織の説明では、そのような組織を有することにより各種の特性を向上できるメカニズムについて説明している場合がある。これらは本発明者らが現時点で得られている知見により考えたメカニズムであるが、本発明の技術的範囲を限定するものではないことに留意されたい。
【００２４】
＜平均結晶粒径：６〜１５０μｍ＞
結晶粒界は磁壁移動の障害となるため、その粒径が大きいほど磁壁が移動しやすく、磁気特性、すなわち保磁力および磁束密度はともに良くなる。
したがって、軟磁性鋼板の平均結晶粒径は、磁気特性に大きく影響し、該平均結晶粒径が小さすぎると磁気特性が低下するため、６μｍ以上、好ましくは３０μｍ以上とする。一方、上記平均結晶粒径が大きすぎると、混粒になりやすく、プレス加工時の割れの原因となるため、１５０μｍ以下、好ましくは１００μｍ以下とする。
【００２５】
平均結晶粒径は、鋼板の縦断面（圧延方向と平行で、かつ板面と垂直な断面）で測定する。鋼板の縦断面をナイタール腐食した後、板厚をｔとしたときのｔ／４位置を、光学顕微鏡（倍率×１００倍）で７０μｍ×９０μｍ（６３００μｍ２）の視野を１０視野について観察し、写真撮影した。そして、画像処理により、すべての結晶粒の円相当直径を求め、それらの平均値を「平均結晶粒径」とした。この際、写真の縁部によって切り取られる粒子（つまり、粒子全体が写真に写っていない粒子）については、対象外とする。
【００２６】
＜前記平均結晶粒径の２０倍以上の結晶粒径を有する結晶粒（粗大粒）の数割合が７％以下＞
軟磁性鋼板の金属組織が混粒ではない状態（つまり整粒）であると、プレス加工性が良好になる。特に、平均結晶粒径の２０倍以上の結晶粒径を有する結晶粒（以下、本明細書では「粗大粒」と称する）の数割合が７％以下であると、プレス加工性を向上できる。粗大粒の数割合が７％を超えると、粗大粒同士が接する部分が出てくるため延性の顕著な低下が起こる。特に粗大粒の数割合が６％以下であるのが好ましく、延性の低下を効果的に抑制することができる。
【００２７】
粗大粒の数割合は、上述した平均結晶粒径の測定のために求めた個々の結晶粒の粒径データを用いて求めることができる。
なお、本明細書において、「粗大粒の数割合」は、平均結晶粒径を求める際に写真撮影した金属組織写真を用いることができる。つまり、鋼板の縦断面（圧延方向と平行で、かつ板面と垂直な断面）で測定する。鋼板の縦断面をナイタール腐食した後、板厚をｔとしたときのｔ／４位置を、７００μｍ×９００μｍ（６３００００μｍ２＝０．６３ｍｍ２）の範囲を、光学顕微鏡を用いて１００倍の倍率で１０視野観察し、写真撮影した。各視野の組織写真を画像処理して、結晶粒の総数ＮＡと、平均結晶粒径の２０倍を上回る結晶粒径（円相当直径）を有する結晶粒（粗大粒）の数ＮＬを求めた。粗大粒の数割合Ｒは、Ｒ＝ＮＬ／ＮＡ×１００（％）として規定される。粒子の数を数える際は、写真の縁部によって切り取られる粒子（つまり、粒子全体が写真に写っていない粒子）については、粗大粒の場合はカウントするが、それ以外の粒子の場合はカウントしないものとする。
【００２８】
＜板面とのなす角度が１０°以内の｛１１１｝面の集積度：２０〜５０％＞
深絞り性を向上させるためには、板面に平行な｛１１１｝面の集積度（以下「｛１１１｝集積度」と称する）を向上させることが有効である。しかしながら、ある程度以上に集積させると必然的に磁化容易方向である＜１００＞軸が板面からずれてしまい、高い磁気特性を得ることができなくなる。本発明においては、深絞り性を確保するために、｛１１１｝集積度を２０％以上、より好ましくは２５％以上とする。また、高い磁気特性を得るために、｛１１１｝集積度を５０％以下、好ましくは４５％以下とする。
ここで、板面に平行な結晶面とは、板面とのなす角度が１０°以内の結晶面を意味するものとする。また、板面に平行な結晶面の集積度、すなわち板面とのなす角度が１０°以内の結晶面の集積度は、当該結晶面を有する結晶粒の面積率で定義した。
【００２９】
｛１１１｝集積度は、板厚ｔの中央であるｔ／２位置を通り、板面に平行な面を測定面とする。測定面の面上の２ｍｍ×２ｍｍ分の視野について、ＳＥＭ−ＥＢＳＤで結晶方位を測定する。そして、板面とのなす角度が１０°以内の｛１１１｝面を有する結晶粒の合計面積Ｓ１（ｍｍ２）を求め、測定領域の面積（４ｍｍ２）で除すこと（Ｓ１／４）により、｛１１１｝面を有する結晶粒の面積率（％）を求めて｛１１１｝集積度とする。
【００３０】
＜円相当直径が１μｍ以上の炭化物の個数密度：２０〜１００個／ｍｍ２＞
深絞り成形性を向上させるためには、できるだけ固溶Ｃを減らすことが有利である。そのため、鋼中のＣを炭化物として析出させるのが望ましい。
炭化物は焼鈍中の粒成長に影響を及ぼす。炭化物により、軟磁性鋼板の特性が損なわれないように、炭化物の粒径と個数密度を適切な範囲とするのが好ましい。つまり、冷間圧延後の軟化焼鈍では、適度な粒成長が起こるように（つまり、異常粒成長が生じないように）粒成長抑制効果を有し、磁気焼鈍時の高温焼鈍では、粒成長を阻害しないように、炭化物の粒径と個数密度を制御するのが好ましい。そのためには、円相当直径１μｍ以上の炭化物を２０〜１００個／ｍｍ２となるように析出させると効果的である。
【００３１】
炭化物の個数密度が２０個／ｍｍ２を下回ると軟化焼鈍で粒子が異常粒成長しやすくなり、所望の集合組織が得られにくくなる。より具体的には、板面に並行な｛１１１｝が集積しにくくなり、ｒ値（成形性）が低下する。一方、炭化物の個数密度が１００個／ｍｍ２を超えると、逆に軟化焼鈍で粒子の成長が抑制され過ぎて粒径が小さくなりすぎるうえ、集合組織も板面に平行な｛１１１｝面が集積しすぎる傾向になる。その結果、延性（伸び）低下が顕著に生じる。上記炭化物の個数密度の下限は、より好ましくは２５個／ｍｍ２、特に好ましくは３０個／ｍｍ２であり、その上限は、より好ましくは９５個／ｍｍ２、さらに好ましくは９０個／ｍｍ２である。
なお、ここでいう炭化物とはセメンタイトを意味し、プレス成形後の磁気焼鈍時に結晶粒成長を阻害するようなＴｉやＮｂなどの合金炭化物は含まない。
【００３２】
炭化物の個数密度は、鋼板の縦断面（圧延方向と平行で、かつ板面と垂直な断面）で測定する。鋼板の縦断面をナイタール腐食した後、板厚をｔとしたときのｔ／４位置を顕微鏡観察し、写真撮影する。
炭化物の個数密度では、３５μｍ×４５μｍ＝１，５７５μｍ２の範囲を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、写真撮影を行う。画像のコントラストから、白い部分を炭化物粒子と判別してマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各炭化物粒子の面積を円相当直径に換算する。各視野において、円相当直径が１μｍ以上の炭化物粒子の個数を求め、それを１視野当たりの面積（６３００μｍ２＝０．００６３ｍｍ２）で割って、１ｍｍ２当たりの炭化物の数を求める。１０視野でそれぞれ求めた「１ｍｍ２当たりの炭化物の数」の平均値を、その鋼板の「炭化物の個数密度（個／ｍｍ２）」とする。
【００３３】
〔２．軟磁性鋼板の成分組成〕
次に、本発明に係る軟磁性鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
【００３４】
Ｃ：０．００１〜０．０２％
Ｃは、鋼中に固溶して、あるいは炭化物を形成して磁気特性を劣化させるが、一方で適正量を添加することによって、炭化物を形成し、集合組織制御に需要な役割を果たす。Ｃ含有量が０．００１％を下回ると結晶粒径の制御が困難となるため、その下限を０．００１％、好ましくは０．００２％、さらに好ましくは０．００３％とする。一方、Ｃ含有量が０．０２％を超えると急激に磁気特性が劣化するため、その上限を０．０２％、好ましくは０．０１５％、さらに好ましくは０．０１％とする。
【００３５】
Ｓｉ：０〜０．０５％
Ｓｉは、脱酸剤として使用されるが、プレス成形性、特に深絞り性を低下させる作用があるため、Ｓｉ含有量の上限を０．０５％、好ましくは０．０４％、さらに好ましくは０．０３％とする。
【００３６】
Ｍｎ：０．０５〜１．０％
Ｍｎは脱酸作用を有するので、本発明においては、磁気特性とプレス成形性の両立のために、Ｃ、ＳおよびＡｌの各含有量を従来鋼に比べて低めにしている代わりに、Ｍｎが脱酸剤としての役割を果たしている。そのため、Ｍｎ含有量を０．０５％以上、好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．１５％以上としてその効果を発揮させる。一方、Ｍｎを過剰に含有させると磁気特性が低下するため、Ｍｎ含有量の上限を１．０％、好ましくは０．５％、さらに好ましくは０．３％とする。
【００３７】
Ｐ：０〜０．０２％
Ｐはプレス成形性、磁気特性ともに低下させるため、Ｐ含有量の上限を０．０２％、好ましくは０．０１５％、さらに好ましくは０．０１％とする。
【００３８】
Ｓ：０〜０．１％
Ｓは過剰に含まれると、深絞り性、および磁気特性を低下させるため、Ｓ含有量の上限を０．１％とし、高い磁気特性、または深絞り性が求められる場合においては、好ましくは０．０３％、さらに好ましくは０．０１％とする。
一方で、Ｓは適量含有させることにより、深絞り性や磁気特性を若干犠牲にしつつも、Ｍｎとともに鋼中でＭｎＳを形成し、打抜き加工時に応力が負荷されたときに応力集中箇所となって、被削性を向上し、打抜き時のバリ発生を抑制することができる。こうした効果を得るには、Ｓ含有量を０．０１５％以上、好ましくは０．０４％以上とする。
【００３９】
Ａｌ：０〜０．０１％
Ａｌは脱酸剤として作用するため、磁気特性に有害なＯ、すなわち酸素と結合して無害化するために有効な元素である。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させるとＮと結合してＡｌＮを生成し、結晶粒を微細化して深絞り性を低下させたり、磁気焼鈍後にも結晶粒が微細なままとなって磁気特性も劣化させるため、Ａｌ含有量の上限を０．０１％、好ましくは０．００７％、さらに好ましくは０．００５％とする。
【００４０】
Ｃｒ：０〜０．１％
Ｃｒは、微量であっても、炭化物の安定化に寄与するため、含有させてもよく、その効果を得るために下限は好ましくは０．００１％、より好ましくは０．００２％、さらに好ましくは０．００３％とする。一方Ｃｒが多すぎると、低温での軟化焼鈍時に炭化物が増えすぎて所望の集合組織を得にくくなるため、その上限を０．１％、好ましくは０．０７％、さらに好ましくは０．０５％とする。
【００４１】
Ｔｉ：０〜０．０２％
Ｔｉは過剰に含まれると、｛１１１｝面の集合組織を発達させ、磁気特性を低下させるため、Ｔｉ含有量の上限は０．０２％以下、好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００５％以下とする。
【００４２】
Ｎ：０〜０．００５％
Ｎは鋼中に固溶すると磁気特性を劣化させ、またその一部がＡｌＮを形成してもやはり結晶粒が微細化することによって磁気特性が劣化するため、Ｎ含有量を０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下、さらに好ましくは０．００３％以下とする。
【００４３】
好ましい１つの実施形態では、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
ただし、本発明の効果を害しない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。
【００４４】
＜板厚：０．４〜８．０ｍｍ＞
本発明の軟磁性鋼板の板厚は特に限定されず、適用する部品形状やサイズに応じて選定すればよい。例えば、本発明は、自動車、電車、船舶などに搭載される電装部品に使用するソレノイドおよびリレー等のケース、カバーおよび鉄心等（軟磁性部品）に好適である。それらの軟磁性部品は磁気回路を形成するため、使用する軟磁性鋼板の板厚が薄すぎると、軟磁性部材を通る磁束が不足して、吸引力や応答性などの部品特性が低下してしまう。薄すぎると、軟磁性部品の強度が不足することもある。しかしながら、厚すぎると、軟磁性部品の小型化ニーズに対応しにくい。よって、一般的な軟磁性部品の用途では、板厚０．４〜８．０ｍｍ以上の軟磁性鋼板が好適である。なお、これに限定されず、用途に合わせて任意の厚さの軟磁性鋼板を使用できることは言うまでもない。
【００４５】
〔３．軟磁性鋼板の好ましい製造方法〕
次に、本発明に係る軟磁性鋼板の製造方法について述べる。  本発明者らは、所定の組成を有する圧延鋼板に、適切な冷間圧延（圧延率：７０〜９０％）と、適切な軟化焼鈍（焼鈍温度：６８０〜７５０℃）を行うことにより、上述の所望の鋼組織を有し、その結果、上述の所望の特性を有する軟磁性鋼板を得られること見いだしたのである。
以下にその詳細を説明する。
【００４６】
本発明の磁性鋼板を製造方法は、少なくとも、
（１）溶製工程
（２）熱間圧延工程
（３）粗冷延工程
（４）軟化焼鈍工程
を含む。
さらに任意で、（５）軟化焼鈍後の鋼板を仕上げ圧延する仕上げ圧延工程を含んでもよい。
以下に各工程について詳述する。
【００４７】
（１）溶製工程
まず、上記成分組成を有する鋼を溶製する。そして、造塊または連続鋳造によりスラブを得る。
【００４８】
（２）熱間圧延工程
得られたスラブを熱間圧延し、熱延板とする。熱延板の結晶粒径を６０μｍ以上にしておくことにより、後工程の冷間圧延工程と焼鈍工程で所望の集合組織を得やすくなる。圧延終了温度を８００℃以上とするのが推奨される。あるいは、圧延終了温度が８００℃未満の通常の熱延工程で十分な大きさの結晶粒径が得られない場合には、熱延板を焼鈍して５０μｍ以上の結晶粒径を得るとよい。
【００４９】
熱延後の冷却において、５５０℃から４００℃の温度域における平均冷却速度を２０〜４０℃／ｈとするのが好ましい。これにより、鋼板中の固溶Ｃを炭化物として析出させることができ、固溶Ｃの濃度を十分減らすことができる。鋼板中の固溶Ｃは磁気特性を低下させる原因となる。冷却速度を制御することにより鋼板中の固溶Ｃ量を低減できるので、鋼板の磁気特性を向上することができる。
なお、平均冷却速度によって、後述の「（４）軟化焼鈍工程」の軟化焼鈍温度を調整するのが好ましい。具体的には、冷却速度が大きい場合（例えば４０℃／ｈ）には、軟化焼鈍を高め（例えば７５０℃）とするのが好ましい。冷却速度が大きいと炭化物の個数密度が増えるが、その後の軟化焼鈍の温度を高くすることによって、オストワルド成長が起こって炭化物の個数密度を低減することができる。これにより、炭化物の個数密度を適切な範囲に制御することができる。
【００５０】
（３）粗冷延工程（圧下率Ｒ１：７０〜９０％）
次いで、この熱延板を圧下率Ｒ１で冷間圧延して冷延板とする。
粗冷延工程における圧下率Ｒ１は、その後の軟化焼鈍工程における平均結晶粒径の制御のために重要である。本発明では、圧下率Ｒ１は７０〜９０％とする。
圧下率Ｒ１が７０％未満では、軟磁性鋼板の板面に平行な｛１１１｝面の集積度を２０％以上とすることが難しく、また、所定の結晶粒径に制御することが難しい。そのため、圧下率Ｒ１の下限を７０％、より好ましくは７５％とする。
圧下率Ｒ１が９０％超では、軟磁性鋼板の集合組織が高くなり過ぎて、その後の軟化焼鈍において異常粒成長を起こして混粒となり易い。そのため、圧下率Ｒ１の上限を９０％とし、好ましくは８５％とする。
【００５１】
（４）軟化焼鈍工程：焼鈍温度６９０〜７５０℃
この冷延板を軟化焼鈍する。なお、軟化焼鈍中に鋼板内で再結晶が起こるため、本明細書ではこの軟化焼鈍を「再結晶焼鈍」と呼ぶこともある。
軟化焼鈍中に再結晶が起こり、生じた結晶の｛１１１｝面は板面と平行方向に比較的揃う。板面と平行となる｛１１１｝面の集積度を高めるため、加熱温度は６９０℃以上とし、より好ましくは７００℃以上とする。
加熱温度が高すぎると異常粒成長が生じやすくなる。そのため、加熱温度の上限を７５０℃、より好ましくは７４０℃とする。
軟化焼鈍の保持時間は、焼鈍温度との兼ね合いで適宜選択することができ、６９０〜７５０℃の焼鈍温度では、例えば２〜２５ｈの範囲で選ぶことができる。
【００５２】
（５）仕上げ圧延工程（圧下率Ｒ２：０．１〜３％）
軟化焼鈍した鋼板（軟化焼鈍板）を、圧下率Ｒ２で仕上げ圧延（スキンパス）してもよい。圧下率Ｒ２は、０．１〜３％とすることができる。
仕上げ冷間圧延をすることで、打抜き加工後のバリを抑制し、プレス成形性（特に、深絞り性）を向上することができる。また、プレス成形後に行う磁気焼鈍において、結晶粒成長を促進して磁気特性を向上することができる。これらの効果を発揮させるためには、圧下率Ｒ２は０．１〜３％とするのが好ましい。
【００５３】
このようにして製造された軟磁性鋼板は、部材形状にプレス成形する際に良好な成形性を示し、プレス成形後に磁気焼鈍することによって良好な磁気特性が確保される。なお、磁気焼鈍条件としては、例えば８００〜９５０℃程度の温度、０．５〜５ｈ程度の時間保持という条件が挙げられる。
【００５４】
以上に説明した本発明の実施形態に係る高強度鋼板の製造方法に接した当業者であれば、試行錯誤により、上述した製造方法と異なる製造方法により本発明に係る軟磁性鋼板を得ることができる可能性がある。
【実施例】
【００５５】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することももちろん可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００５６】
表１に示す成分の鋼材を熱間圧延して所定厚さの熱延板とした。この熱延板を酸洗した後、表２に示す条件で、粗冷延（圧下率Ｒ１）、軟化焼鈍、および仕上げ冷延（圧下率Ｒ２）の順に処理を施して、最終板厚１．６ｍｍの軟磁性鋼板とした。
【００５７】
【表１】
2018104789.tif 000002
【００５８】
【表２】
2018104789.tif 000003
【００５９】
この各軟磁性鋼板について、深絞り性を評価するために、圧延方向（ＲＤ）、圧延方向と直角方向（ＴＤ）、圧延方向と４５°方向のそれぞれからサンプルを採取してＪＩＳ１３Ｂ試験片に加工して引張試験を実施し、伸びを測定してｒ値（ランクフォード値）を求め、ＪＩＳ Ｇ０２０２に準拠してｒ値の平均値を算出し、それを深絞り性の評価指標とした。
【００６０】
また、上記各軟磁性鋼板の磁気特性を評価するために、各鋼板を６０ｍｍ×６０ｍｍに切断して、単板測定枠を用い、ＪＩＳ Ｃ２５５６に準じて直流磁気特性を評価した。なお、磁束密度および保磁力は印加磁場３００Ａ／ｍにて測定した。
【００６１】
また、上記各軟磁性鋼板について、以下のようにして、平均結晶粒径を測定した。
軟磁性鋼板の平均結晶粒径については、各鋼板の縦断面（圧延方向（ＲＤ）と平行で、かつ板面と垂直な断面）をナイタール腐食した後、板厚をｔとしたときのｔ／４位置を光学顕微鏡（倍率×１００倍）で７０×９０μｍ（６３００μｍ２）の視野を１０視野について観察し、写真撮影した。そして、画像処理により、すべての結晶粒の円相当直径を求め、それらの平均値を「平均結晶粒径」とした。この際、写真の縁部によって切り取られる粒子（つまり、粒子全体が写真に写っていない粒子）については、対象外とした。
なお、平均結晶粒径は、熱延板（粗冷延前の鋼板）と、粗冷延、軟化焼鈍および仕上げ圧延を行った後の熱処理鋼板とで行った。熱延板の平均結晶粒径は表２に、熱処理鋼板の平均結晶粒径は３に示す。
【００６２】
前記平均結晶粒径の２０倍以上の結晶粒径を有する結晶粒（粗大粒）の数割合は、熱処理鋼板の平均結晶粒径の測定のために求めた個々の結晶粒の粒径データを用いて求めた。平均結晶粒径を求める際に写真撮影した金属組織写真を用いた。各視野の組織写真を画像処理して、結晶粒の総数ＮＡと、平均結晶粒径の２０倍を上回る結晶粒径（円相当直径）を有する結晶粒（粗大粒）の数NLを求めた。粗大粒の数割合Ｒは、Ｒ＝ＮＬ／ＮＡ×１００（％）として規定される。ここで、写真の縁に接する粒の数は、粗大粒についてはカウントするが、それ以外の粒子についてはカウントしない。
【００６３】
板面とのなす角度が１０°以内の｛１１１｝面の集積度（｛１１１｝集積度）は、板厚ｔの中央であるｔ／２位置を通り、板面に平行な面を測定面とした。測定面の面上の２ｍｍ×２ｍｍ分の視野について、ＳＥＭ−ＥＢＳＤで結晶方位を測定した。そして、板面とのなす角度が１０°以内の｛１１１｝面を有する結晶粒の合計面積Ｓ１（ｍｍ２）を求め、測定領域の面積（４ｍｍ２）で除すこと（Ｓ１／４）により、｛１１１｝面を有する結晶粒の面積率（％）を求めて｛１１１｝集積度とした。
【００６４】
炭化物の個数密度は、鋼板の縦断面（圧延方向と平行で、かつ板面と垂直な断面）で測定する。鋼板の縦断面をナイタール腐食した後、板厚をｔとしたときのｔ／４位置を顕微鏡観察し、写真撮影した。
炭化物の個数密度では、３５μｍ×４５μｍ＝１，５７５μｍ２の範囲を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、写真撮影を行った。画像のコントラストから、白い部分を炭化物粒子と判別してマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各炭化物粒子の面積を円相当直径に換算した。各視野において、円相当直径が１μｍ以上の炭化物粒子の個数を求め、それを１視野当たりの面積（６３００μｍ２＝０．００６３ｍｍ２）で割って、１ｍｍ２当たりの炭化物の数を求める。１０視野でそれぞれ求めた「１ｍｍ２当たりの炭化物の数」の平均値を、その鋼板の「炭化物の個数密度（個／ｍｍ２）」とした。
【００６５】
破断伸び（ＥＬ）試験は、板厚１ｍｍ、板幅１２．５ｍｍの試験片（JIS13B号試験片）を用いて、標線間距離（ＧＬ）５０ｍｍで行った。試験機は１００ｋＮ万能試験機（インストロン社製）を用いて、クロスヘッド速度は０．２％耐力までは０．３ｍｍ/ｍｉｎ、０．２％耐力以降は１０ｍｍ/ｍｉｎで試験を行った。
【００６６】
表３に測定結果を示す。
【００６７】
【表３】
2018104789.tif 000004
【００６８】
表３において、ｒ値１．４０以上、破断伸びＥＬ４０以上、保磁力２５以下、および磁束密度１．５７Ｔ以上の特性を有するものを「良」として、総合判定に「Ａ」を記載した。特に、ｒ値１．９０以上、破断伸びＥＬ４５以上、保磁力２３以下、および磁束密度１．６０Ｔ以上の特性を有するものを「優」として、総合判定に「ＡＡ」を記載した。
【００６９】
鋼No.2〜6、8および19は、本発明の条件を満たしており、いずれもｒ値、破断伸びＥＬ、保磁力および磁束密度が良好な値となった。
【００７０】
鋼No.1では、粗圧延圧下率Ｒ１が低いため、｛１１１｝集積度が低下して、ｒ値および破断伸びＥＬが低下した。
鋼No.7では、Ｒ１が高く、軟化焼鈍温度が低いため、粗大粒数割合が大きく、混粒状態になっていることがわかる。そのため、保磁力が高く、磁束密度Ｂが低下し、ＥＬも低下した。
【００７１】
鋼No.9では、軟化焼鈍温度が高いため、炭化物個数密度が低く、粗大粒数割合が大きく（混粒状態）、｛１１１｝集積度が低下した。そのため、ｒ値およびＥＬが低下した。
鋼No.10では、軟化焼鈍温度が低いため異常粒成長が起こり、粗大粒数割合が大きい（混粒状態）。そのため、ＥＬが低下し、混粒のため保磁力が上昇した。
【００７２】
鋼No.11では、軟化焼鈍温度が低いため異常粒成長が起こり、粗大粒数割合が大きい（混粒状態）。そのため、ＥＬが低下し、混粒のため保磁力が上昇した。
鋼No.12では、軟化焼鈍温度が低いため異常粒成長が起こり、粗大粒数割合が大きい（混粒状態）。そのため、ＥＬが低下し、混粒のため保磁力が上昇した。
【００７３】
鋼No.13では、Ｃ濃度が低いため炭化物個数密度が低くなり、｛１１１｝集積度が低くなった。また、粗大粒数割合が大きくなり（混粒状態）、ｒ値およびＥＬが低下し、混粒のため保磁力が上昇した。
鋼No.14では、Ｃ濃度が高いため、磁束密度Ｂが低下した。また、フェライトの平均結晶粒径が小さくなり、保磁力が高くなった。Ｃ濃度が高いことにより、異常粒成長が起こり、粗大粒数割合が大きい（混粒状態）。そのため、ＥＬが低下した。
【００７４】
鋼No.15では、Ｓｉ濃度が高く、かつ軟化焼鈍温度が低いため、粗大粒数割合が大きい（混粒状態）。そのため、ＥＬが低下し、混粒のため保磁力が上昇した。
鋼No.16では、Ａｌ濃度が高いため磁束密度Ｂが低下した。また、軟化焼鈍温度が低いため、異常粒成長が起こり、粗大粒数割合が大きい（混粒状態）。そのため、ＥＬが低下し、混粒のため保磁力が上昇した。
【００７５】
鋼No.17では、Ｍｎ濃度が高いため磁束密度Ｂが低下した。また、軟化焼鈍温度が低いため、異常粒成長が起こり、粗大粒数割合が大きい（混粒状態）。そのため、ＥＬが低下し、混粒のため保磁力が上昇した。
鋼No.18では、Ｃｒ濃度が高いため、磁束密度Ｂが低下した。また、炭化物個数密度が高くなり、｛１１１｝集積度が低くなった。また、軟化焼鈍温度が低いため、異常粒成長が起こり、粗大粒数割合が大きい（混粒状態）。そのため、ＥＬが低下し、混粒のため保磁力が上昇した。上述したように｛１１１｝集積度が高く、炭化物個数密度が低いことにより、ｒ値および破断伸びＥＬが低下した。
【００７６】
鋼No.20では、Ｔｉ濃度が高く、ＴｉＣを形成したため磁束密度Ｂが低下した。また、軟化焼鈍温度が低いため、異常粒成長が起こり、粗大粒数割合が大きい（混粒状態）。そのため、ＥＬが低下し、混粒のため保磁力が上昇した。
鋼No.21では、軟化焼鈍温度が低いため異常粒成長が起こり、粗大粒数割合が大きい（混粒状態）。そのため、ＥＬが低下し、混粒のため保磁力が上昇した。さらに、Ｒ１が低いため、｛１１１｝集積度が低下して、ｒ値が低下した。
【００７７】
鋼No.22では、軟化焼鈍温度が低いため異常粒成長が起こり、粗大粒数割合が大きい（混粒状態）。そのため、ＥＬが低下し、混粒のため保磁力が上昇した。