(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成が、質量％で、Ｃ：０．０４００％以下、Ｓｉ：０．２〜４．０％、Ｍｎ：０．０５〜８．０％、Ｐ：０．３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：８．０％以下、Ｎ：０．０４００％以下を含有し、更に、
（ａ）Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上を各元素について０．１〜１０．０％含有する第１群、
（ｂ）Ｚｒ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｓｎの各元素について０．１〜１０．０％、Ｂ：０．０３〜１０．０％の１種または２種以上を含有する第２群
の１群または２群を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
組織が、体積率でフェライト相が５０％以上であり、
鋼板内部に、前記第１群〜第２群の１種または２種の群から選択される元素を含む平均直径０．００１〜０．０５０μｍの金属間化合物粒子が分散した領域を有し、
板厚の１／１０厚さ位置での金属間化合物粒子の個数が３８０個／μｍ３以上、２０００００個／μｍ３以下であり、板厚の１／２厚さ位置での金属間化合物粒子の個数が１００００個／μｍ３以下（０個／μｍ３を含む）であり、
板厚の１／１０厚さ位置に存在する前記粒子の個数が、板厚の１／２厚さ位置に存在する前記粒子の個数より多く、その差が２６０個／μｍ３以上であることを特徴とする電磁鋼板。
【請求項２】
前記電磁鋼板が、（ｃ）Ａｇ、Ｐｔ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ、Ｖ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｃｄ、Ｔａの１種または２種以上を各元素について０．１〜５．０％含有する第３群を更に含有し、鋼板内部に、前記第１群〜第２群の１種または２種の群から選択される元素と第３群から選択される元素を含む平均直径０．００１〜０．０５０μｍの金属間化合物粒子が分散した領域を有することを特徴とする請求項１に記載の電磁鋼板。
【請求項３】
前記鋼板の結晶粒の平均直径が４００μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の電磁鋼板。
【請求項４】
第１群のＴｉ、Ｍｏのいずれか１種または２種の元素を含む金属間化合物が形成されており、少なくとも板表面から５μｍまでの範囲における鋼板の板面に対するαＦｅ相の｛２００｝面集積度が２５％以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の電磁鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度電磁鋼板に係わり、特に、高速回転機用の低鉄損、かつ高磁束密度で強度の高い電磁鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車分野等での小型の高速回転機の需要の高まりで、より高強度で磁気特性の優れた電磁鋼板が求められている。これまでの高強度電磁鋼板に関する技術としては、例えば、特許文献１〜３のような技術が知られている。
【０００３】
特許文献１には、Ｓｉ含有量を高め、Ｃ量を比較的多くした上にＴｉ，Ｎｂ，Ｚｒなどの炭窒化物形成元素を含有させ析出強化を用いると共にＮｉ等の固溶体強化を用い、さらに微細な析出物による強化を活用するため焼鈍温度を低くして結晶粒の微細化による強化も用いる技術が開示されている。
しかし、この技術では、炭、窒、硫化物等はそれ自身の影響により、また結晶組織の微細化によっても磁束密度や鉄損といった磁気特性が劣化してしまう。さらに、このように多量の合金に加え多量の炭化物、窒化物、硫化物が形成されると鋼板が顕著に脆化してしまい、製造工程で板破断しやすくなるだけでなく、磁気特性が顕著に劣化してしまうことが問題となっている。また、結晶組織の微細化は、高強度化の点では好ましい反面、鉄損が上昇してしまうという問題がある。
また、このように結晶組織の微細化や析出物により強化した材料では、モーターなどの電気部材として加工する際に鋼板に導入される加工歪を除去するための歪取り焼鈍（ＳＲＡ）工程で、その高温保持中に起きる結晶組織の粗大化や、析出物の粗大化を避けることができず、強度の低下が起きてしまう問題もある。
【０００４】
特許文献２には、Ｃ：０．０％以下、Ｓｉ：１〜４．５％、Ａｌ：０．００１〜３．０００％、Ｍｎ：０．０２〜３．０％を含有する鋼スラブを用いて無方向性電磁鋼板を製造する際、仕上焼鈍を８００℃以上の温度で１時間以上行い、鋼板表面に存在するＳｎ、Ｓｂ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｖ、Ｃｒから選択される金属元素を鋼板内部に拡散させることにより、それらの金属元素の拡散層を設けて、製造時の圧延性を害することなく、表層部分の固有抵抗を高くして、高周波鉄損を改善するとともに、鋼板の強度を高めた無方向性電磁鋼板が開示されている。
しかし、この技術では、添加した元素の一部は固溶元素として残存してしまうためこれらの元素を多量に含有させたにも関わらず合金コストに見合うだけの強度上昇が図られておらず、コストパフォーマンスが低いという問題がある。
【０００５】
特許文献３には、鋼板の成分組成を、Ｃ：0.005％以下、Si：3.5％超4.5％以下、Mn：0.01％以上0.10％以下、Al：0.005％以下、Ca：0.0010％以上0.0050％以下、Ｓ：0.0030％以下、Ｎ：0.0030％以下を含有し、かつCa/Ｓ：0.80以上を満足するものとし、未再結晶の加工組織を10％以上70％以下とすることにより、引張強さが600MPa以上で、鉄損Ｗ10/400が30W/kg以下であり、強度のばらつきを小さくした電磁鋼板が開示されている。
しかし、この技術では、加工組織中に導入される転位による強化を用いているため通常の珪素鋼板と比較した場合、磁気特性が低下するという問題がある。
【０００６】
これに対し、特許文献４には、Ｃ：０．０４００％以下、Ｓｉ：０．２〜４．０％、Ｍｎ：０．０５〜５．０％、Ｐ：０．３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：８．０％以下、Ｎ：０．０４００％以下を含有し、更に、（ａ）Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上を各元素について０．１〜１０．０％含有する第１群、（ｂ）Ｚｒ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｓｎの各元素について０．１〜１０．０％、Ｂ：０．０３〜１０．０％の１種または２種以上を含有する第２群、（ｃ）Ａｇ、Ｐｔ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ、Ｖ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｃｄ、Ｔａの１種または２種以上を各元素について０．１〜５．０％含有する第３群、の１群または２群以上を含有する組成からなり、組織が体積率でフェライト相：５０％以上、マルテンサイト相：５０％以下を満足する範囲で主としてフェライト相からなり、かつ、鋼板内部に前記第１群〜第３群の１種または２種以上の群から選択される元素を含む平均直径０．００１〜０．０５０μｍの金属間化合物を数密度で２０個／μｍ３以上含有する電磁鋼板が開示されている。
この技術では、金属間化合物を転位移動の障害となるが磁壁移動の障害にはならないように鋼中に分散させることにより、磁気特性を劣化させないで高強度化を達成しているが、回転機の小型化、高速化に対応するには、より一層の高磁束密度化、低鉄損化が求められている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平２−８３４６号公報
【特許文献２】特開２０１２−１１２０１５号公報
【特許文献３】特開２０１２−１４９３３７号公報
【特許文献４】特開２０１０−１５０６６７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
そこで本発明は、特許文献４で開示されているような金属間化合物を利用する技術を用いて、特に高速回転機用として好適な、高強度で、かつ高磁束密度で低鉄損の磁気特性を有する電磁鋼板を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明らは、金属間化合物を鋼板内に分散させて高強度化を図る技術において、さらに磁気特性を向上させる手段について検討した結果、金属間化合物粒子を細かく分散させることにより磁区が細分化されて鉄損のうち渦電流損が低減できることを見出した。しかし、鋼板全体にわたり金属間化合物粒子を細かく分散させるには限界がある。
高速回転機のような高周波域での使用では、渦電流は表層付近を流れるようになるので、表層部の渦電流損を低減するのが効果的である。
そこで、本発明では、表層部の金属間化合物粒子をより細かく分散させることによって、効果的に渦電流損を低減できるようにした。
そのような本発明の要旨は以下のとおりのものである。
【００１０】
（１）組成が、質量％で、Ｃ：０．０４００％以下、Ｓｉ：０．２〜４．０％、Ｍｎ：０．０５〜８．０％、Ｐ：０．３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：８．０％以下、Ｎ：０．０４００％以下を含有し、更に、
（ａ）Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上を各元素について０．１〜１０．０％含有する第１群、
（ｂ）Ｚｒ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｓｎの各元素について０．１〜１０．０％、Ｂ：０．０３〜１０．０％の１種または２種以上を含有する第２群
の１群または２群を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
組織が、体積率でフェライト相が５０％以上であり、
鋼板内部に、前記第１群〜第２群の１種または２種の群から選択される元素を含む平均直径０．００１〜０．０５０μｍの金属間化合物粒子が分散した領域を有し、
板厚の１／１０厚さ位置での金属間化合物粒子の個数が３８０個／μｍ３以上、２０００００個／μｍ３以下であり、板厚の１／２厚さ位置での金属間化合物粒子の個数が１００００個／μｍ３以下（０個／μｍ３を含む）であり、
板厚の１／１０厚さ位置に存在する前記粒子の個数が、板厚の１／２厚さ位置に存在する前記粒子の個数より多く、その差が２６０個／μｍ３以上であることを特徴とする電磁鋼板。
【００１１】
（２）前記電磁鋼板が、（ｃ）Ａｇ、Ｐｔ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ、Ｖ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｃｄ、Ｔａの１種または２種以上を各元素について０．１〜５．０％含有する第３群を更に含有し、鋼板内部に、前記第１群〜第２群の１種または２種の群から選択される元素と第３群から選択される元素を含む平均直径０．００１〜０．０５０μｍの金属間化合物粒子が分散した領域を有することを特徴とする前記（１）に記載の電磁鋼板。
（３）前記鋼板の結晶粒の平均直径が４００μｍ以下であることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の電磁鋼板。
（４）第１群のＴｉ、Ｍｏのいずれか１種または２種の元素を含む金属間化合物が形成されており、少なくとも板表面から５μｍまでの範囲における鋼板の板面に対するαＦｅ相の｛２００｝面集積度が２５％以上であることを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかの項に記載の電磁鋼板。
【発明の効果】
【００１２】
本発明は、高強度で、かつ高磁束密度であるとともに、低鉄損の電磁鋼板を提供することができる。これにより、例えば超高速回転モーターやローターに磁石を組み込んだモーターの高効率化、小型化などが達成される。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明者らは、特許文献４に記載されているような、鋼板内に金属間化合物が分散した領域が存在する電磁鋼板において、さらに、磁気特性を向上させる手段について検討した。
その結果、（ｉ）金属間化合物粒子を細かく分散させることにより磁区が細分化されて鉄損のうち渦電流損が低減できること、（ii）表層部に存在する金属間化合物粒子の個数を中心部よりも多くすることによって、高い周波数で励磁した時の渦電流損を効果的に低減でき、かつ、中心部の前記粒子の個数を少なくすることによって磁束密度も向上できることを見出した。
以下、そのような知見に基づいてなされた本発明の電磁鋼板について順次説明する。
【００１４】
本発明は上記のように表層部と中心部が異なる組織を有することに特徴がある。本発明では板厚の１／１０厚さ位置での物性値を表層部の物性値を代表するものとする。また、板厚の１／２厚さ位置での物性値を中心部の物性値を代表するものとする。
明細書中での具体的な物性値の規定については、「板厚の１／１０厚さ位置」または「板厚の１／２厚さ位置」を使用するようにしているが、より定性的な特徴を記述する際には、「表層」および「表層部」、または「中心」または「中心部」という表現を用いる場合もある。
【００１５】
本発明の電磁鋼板の化学組成について説明する。
（基本成分）
Ｃは、高強度化には有効な元素であり、また、集合組織改善に有効に働き、磁性にとって好ましくない｛１１１｝方位の発達を抑制し、好ましい｛１１０｝や｛１００｝、｛１１４｝等の方位の発達を促進する効果もある。しかし、多くなると磁気特性を劣化させるばかりでなく、熱処理においてマルテンサイト変態を誘起し磁気特性を劣化させる場合があるので０．０４００％以下とする。この観点からは好ましくは０．００５１〜０．０２２１％である。特に磁気時効に対する要求が厳しい場合は０．００３０％以下とすることが好ましく、炭化物等の非金属析出物を主たる高強度化の手段として用いない本発明鋼板においては０．００２０％以下とすることがさらに好ましい。
【００１６】
Ｓｉは鋼の固有抵抗を高めて渦電流を減らし、鉄損を低下せしめるとともに、抗張力を高めるが、添加量が０．２％未満ではその効果が小さい。特に高周波用途等においてＳｉ等の固溶元素による渦電流損失の低減効果を考えると、好ましくは１．０％以上、さらに好ましくは２．０％以上Ｓｉを含有することで、従来ではなし得なかったレベルで本発明の効果を享受することが可能となる。また、Ｓｉ量を高めることはマルテンサイト変態を回避するためにも都合がよい。
一般には３．２％以上のＳｉ量では鋼が顕著に脆化してしまうが、本発明では、Ｓｉの少なからざる量が製造工程の途中でも金属間化合物として存在するため、脆化の程度は通常の鋼よりは軽減される。しかし、４．５％を超えると鋼を脆化させ、さらに製品の磁束密度を低下させるため４．５％以下とする。好ましくは４．０％以下、さらに好ましくは３．５％以下である。
【００１７】
Ｍｎは鋼の強度を高めるため積極的に添加してもよいが、高強度化の手段として微細金属間化合物を活用する本発明鋼板ではこの目的のためには特に必要としない。本発明においては主として金属間化合物の構成元素として添加することが可能である。また、良く知られているように固有抵抗を高めまたは硫化物を粗大化させ結晶粒成長を促進することで鉄損を低減させる目的で添加することも可能である。しかし、過剰な添加は磁束密度を低下させるばかりでなく本発明で避けるべきマルテンサイト変態を起きやすくする場合があるので、０．０５〜５．０％とする。好ましくは０．６〜３．５％である。
【００１８】
Ｐは固溶体強化により抗張力を高める効果の著しい元素であるが、この目的ではあえて添加する必要はない。０％であっても構わない。一方、０．３％を超えると脆化が激しく、工業的規模での熱延、冷延等の処理が困難になるため、上限を０．３０％とする。好ましくは０．１０％以下である。
【００１９】
Ｓは硫化物を形成し磁気特性、特に鉄損を劣化させる場合があるので、Ｓの含有量はできるだけ低いことが好ましく、０％であっても構わない。本発明では０．０２０％以下と限定する。好ましくは０．００４０％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
【００２０】
Ａｌは通常、脱酸剤として添加されるが、Ａｌの添加を抑えＳｉにより脱酸を図ることも可能である。Ａｌ量が０．００５％程度以下のＳｉ脱酸鋼ではＡｌＮが生成しないため鉄損を低減する効果もある。逆に積極的に添加しＡｌＮの粗大化を促進するとともに固有抵抗増加により鉄損を低減させることもできる。本発明では金属間化合物の構成元素として積極的に添加することが望ましいが、８．０％を超えると脆化が問題になるため、上限を８．０％以下とする。また金属間化合物の種類にもよるが効果を得るためには少なくとも０．１％は添加する。上限は好ましくは６．０％、さらに好ましくは５．０％、さらに好ましくは４．０％、さらに好ましくは３．０％である。下限は好ましくは０．３％、さらに好ましくは０．５％、さらに好ましくは０．８％、さらに好ましくは１．０％である。
【００２１】
ＮはＣと同様に磁気特性を劣化させるので０．０４００％以下とする。特にＡｌが０．００５％程度以下のＳｉ脱酸鋼では、Ｃと同様に高強度化、特に降伏応力の上昇や温間強度、クリープ強度の向上、温間での疲労特性を向上させる他に、集合組織改善の観点から有効な元素である。この観点からは好ましくは０．００３１〜０．０３０１％、さらに好ましくは０．００５１〜０．０２２１％、さらに好ましくは０．００７１〜０．０１８１％、さらに好ましくは０．００８１〜０．０１５１％である。ただしＡｌが０．０１０％程度以上含有する場合に多量のＮを含有させると微細な窒化物を多量に形成し磁気特性を顕著に劣化させることがあるため避けることが好ましい。
特に、金属間化合物としてＡｌ、Ｔｉ等の強い窒化物生成元素を含有する相を形成する場合は、不純物として存在する以上にＮの含有量を高めるべきではない。理想的には窒化物形成元素がすべて金属間化合物になれば窒化物は形成されないが、少なからざる量の窒化物が形成され、含有するほとんどのＮは窒化物となってしまうからである。
金属間化合物の構成元素として強い窒化物形成元素を使わない場合でもＡｌ脱酸鋼においては０．００４０％以下とすべきで、窒化物による強度上昇を期待しない本発明鋼では低いほど好ましく、０．００２７％以下とすれば磁気時効や微細な窒化物形成による特性劣化の抑制効果は顕著で、さらに好ましくは０．００２２％、さらに好ましくは０．００１５％以下、０％であっても構わない。
【００２２】
（金属間化合物生成元素）
これまでの高強度電磁鋼板で高強度化のために添加されている殆どの元素は添加コストが問題視されるだけではなく磁気特性に少なからず悪影響を及ぼす割に、高強度化効果が小さくコストパフォーマンスに問題があった。すなわち、従来の技術ではそれらの元素は主として固溶体強化元素または炭化物、窒化物等による析出強化元素として利用されていたのに対し、本発明ではそれらの元素は金属間化合物を形成し、金属間化合物による析出強化効果を発現させるために添加されるのであり、添加された元素の多くの部分は金属間化合物の構成元素として鋼中で存在する。これらの金属間化合物生成元素としては、
（ａ）Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上を各元素について０．１〜１０．０％含有する第１群、
（ｂ）Ｚｒ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｓｎの各元素について０．１〜１０．０％、Ｂ：０．０３〜１０．０％の１種または２種以上を含有する第２群、
（ｃ）Ａｇ、Ｐｔ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ、Ｖ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｃｄ、Ｔａの１種または２種を各元素について０．１〜５．０％含有する第３群
の元素があげられる。
【００２３】
Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｗは、本発明鋼では金属間化合物の構成元素として必要に応じ少なくとも１種以上を積極的に添加する。
しかし過剰な添加は鋼板の延性を劣化させ通板性が低下する他、磁束密度を低下させるとともに後述のような製造工程中間段階での金属間化合物の好ましい形成抑制が制御不能にし、通常の工程では生産そのものが困難になる場合がある。特にＮｉについてはオーステナイト安定化元素であり本発明で避けるべきマルテンサイト変態を起きやすくするため、添加コストも考え各元素について上限を１０．０％とする。また金属間化合物の種類にもよるが効果を得るためには少なくとも０．１％は添加する。上限は好ましくは８．０％、さらに好ましくは６．０％、さらに好ましくは５．０％、さらに好ましくは４．０％である。下限は好ましくは０．３％、さらに好ましくは０．５％、さらに好ましくは０．８％、さらに好ましくは１．０％である。
【００２４】
上記の元素に次いで重要な元素はＺｒ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｓｎである。これらの元素は本発明が対象とする電磁鋼板および本発明が関連する加工用および構造用薄鋼板において比較的一般的に使用される元素と金属間化合物を形成する元素として知られており、必要に応じ少なくとも１種以上を添加する。しかし、過剰な添加は鋼板の延性を劣化させ通板性が低下する他、後述のような製造工程中間段階での金属間化合物の好ましい形成抑制が制御不能にし、通常の工程では生産そのものが困難になる場合があることと、添加コストを考え各元素について上限を１０．０％とする。また金属間化合物の種類にもよるが効果を得るためには少なくとも０．１％は添加する。上限は好ましくは８．０％、さらに好ましくは６．０％、さらに好ましくは５．０％、さらに好ましくは４．０％である。下限は好ましくは０．３％、さらに好ましくは０．５％、さらに好ましくは０．８％、さらに好ましくは１．０％である。
【００２５】
上記の元素に次いで重要な元素はＡｇ、Ｐｔ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ、Ｖ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｃｄ、Ｔａである。これらの元素は鉄鋼材料での使用はあまり一般的ではない特殊元素であるが金属間化合物の構成元素として知られており、必要に応じ少なくとも１種以上を添加することができる。しかし過剰な添加は鋼板の延性を劣化させ通板性が低下する他、後述のような製造工程中間段階での金属間化合物の好ましい形成抑制が制御不能にし、通常の工程では生産そのものが困難になる場合があることと、添加コストを考え各元素について上限を５．０％とする。また、金属間化合物の種類にもよるが効果を得るためには少なくとも０．１％は添加する。上限は好ましくは４．０％、さらに好ましくは３．０％、さらに好ましくは２．５％、さらに好ましくは２．０％である。下限は好ましくは０．３％、さらに好ましくは０．４％、さらに好ましくは０．５％、さらに好ましくは０．８％である。
【００２６】
注意を要するのはＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ等は鋼板中で炭化物、窒化物または硫化物等の微細な析出物による高強度化に有効な元素ではあるが、この析出物が形成されると同時に磁気特性、特に鉄損を顕著に劣化させることである。高強度化の主たる手段として微細な炭、窒化物等を利用しない本発明鋼ではむしろ有害な元素となることもある。これを避けるにはＣ、Ｎ、Ｓ量を十分に低くしておく必要がある。また、適当な回数の試行によりこのような炭化物、窒化物、硫化物等の非金属介在物の生成を抑制するような熱履歴を決定することは当業者であればそれほど困難なことではない。
【００２７】
（残部成分）
また、その他のＳｂ、Ｃａ等の元素については、鉱石やスクラップなどから不可避的に含まれる程度の量に加え、様々な目的で添加しても本発明の効果は何ら損なわれるものではない。これらの微量元素についての不可避的な含有量は通常、各元素とも０．００５％以下程度であるが、様々な目的で０．０１％程度以上に添加することが可能である。この場合もコストや磁気特性の兼ね合いから１種または２種以上を合計で０．５％以下含有することができる。
【００２８】
本発明では、金属間化合物生成元素について通常の電磁鋼板と比較し多くの量を添加し、熱処理を制御して金属間化合物を形成させる。このためＦｅ以外の元素量が多くなる場合がある。高合金磁性材料として、マルエージ鋼やＮｉを３０数％以上含有するパーマロイ等が特殊な用途で実用化されているが、本発明鋼板はこれらの高合金磁性材料とは用途や技術的因子が異なるものであり、あくまでも通常のモーター等に用いられる軟磁性材料の範疇に分類されるものである。このためＦｅを７０％以上含有する鋼板を対象とし、Ｆｅ以外の元素の総含有量は３０％未満とする。好ましくは２０％以下、さらに好ましくは１５％以下、また形成される金属間化合物の種類や目的とする特性によっては１０％以下でも十分な効果を得ることが可能である。
【００２９】
（金属間化合物）
本発明による高強度電磁鋼板に分散させる金属間化合物について説明する。
本発明では、上記１〜３群の１群または２群以上を含有させ、かつ、鋼板製造時の熱履歴を制御して、金属間化合物を形成する。
【００３０】
鉄鋼材料中に形成することが通常知られている金属間化合物としては、ＮｉＡｌ、Ｎｉ3Ａｌ、Ｎｉ3（Ａｌ，Ｔｉ）、Ｎｉ2ＴｉＡｌ、Ｎｉ3Ｔｉ、Ｎｉ3Ｍｏ、Ｎｉ4Ｍｏ、Ｎｉ3Ｎｂ、Ｃｏ3Ｗ、Ｆｅ2Ｍｏ、Ｆｅ2Ｔｉ、Ｆｅ2（Ｎｉ、Ｃｏ）、がある。
その他一般的に金属間化合物として、ＮｉＭｎ、Ｎｉ3Ｇｅ、Ｎｉ3Ｇａ、Ｎｉ3Ｓｉ、Ｎｉ40Ｃｒ18Ｍｏ42、Ｃｏ3Ｔｉ、Ｃｏ2Ｔｉ、ＣｏＴｉ、ＣｏＺｒ、Ｃｏ16Ｎｂ6Ｓｉ7、Ｃｏ20Ｍｎ53Ｓｉ27、Ｃｕ3Ｔｉ、Ｃｕ3Ａｕ、ＣｕＺｎ、ＰｔＭｎ、Ｐｔ3Ｍｎ、Ｐｔ3Ｓｎ、Ｐｔ3Ａｌ、Ｐｔ3Ｇａ、Ｐｔ3Ｉｎ、ＦｅＣｏ、Ｆｅ3Ｔｉ、ＦｅＡｌ、Ｆｅ3Ａｌ、Ｆｅ3（Ａｌ，Ｓｉ）、ＦｅＣｒ、Ｆｅ3Ｚｒ、Ｆｅ3Ｇａ、Ｆｅ3Ｇｅ、（Ｆｅ，Ｃｏ）3Ｖ、（Ｆｅ、Ｎｉ）3Ｖ、Ｆｅ14Ｎｄ2Ｂ、Ｆｅ36Ｃｒ12Ｍｏ10、Ｆｅ7Ｗ6、Ｆｅ3Ｓｉ、Ｆｅ5Ｓｉ13、ＦｅＳｉ、ＦｅＳｉ12、ＴｉＡｌ、Ｔｉ（Ｎｉ，Ｃｕ）2、Ｔｉ3Ｓｎ、Ａｇ2ＭｇＺｎ、Ｐｄ3Ｍｎ、Ｉｒ3Ｃｒ、Ｉｒ3Ｔｉ、Ｒｈ3Ｔｉ、Ｒｈ3Ｖ、Ｒｈ3Ｎｂ、ＭｏＳｉ2、ＷＳｉ2、Ｍｇ3Ｃｄ、Ｍｎ3Ｓｎ、ＶＳｉ2、ＴａＳｉ2、Ｚｒ3Ｉｎ、Ｚｒ3Ａｌ、（Ｎｂ，Ｍｏ）Ｓｉ2、（Ｎｂ，Ｗ）Ｓｉ2、ＮｂＳｉ2、等も知られており、これらを適当な状態で鋼板中に形成させることで本発明鋼板となる。
【００３１】
なお、これらの化合物の元素比は相当に変動することは知られており、また何らかの不純物元素を含んだものも本発明の金属間化合物に相当するものとする。
もちろんここに記述されていないものも金属間化合物として存在し、鋼材の強度を上昇させるものは本発明の金属間化合物に含まれる。
【００３２】
本発明では、鋼板内部に上記第１群〜第３群の１種または２種以上の群から選択される元素を含む平均直径０．００１〜０．０５０μｍの金属間化合物粒子が分散された領域があり、表層部に存在する金属間化合物粒子の個数が中心部に比べて多いと高強度化、高磁束密度化、低鉄損化が同時に達成できる。
【００３３】
金属間化合物のサイズ、数密度及び板厚方向の分布の制御は、高強度化と磁気特性の向上を達成する観点から非常に重要である。
金属間化合物粒子のサイズが、転位移動を妨げるレベルの大きさでありかつ磁気特性に影響を与えない大きさであると、磁気特性を損なわずに鋼板を高強度化することができる。
加えて、粒子数が増加して粒子間隔が小さくなると、磁区が細分化されて鉄損のうち渦電流損が低減でき、さらに、表層部に存在する金属間化合物粒子の個数が中心部に存在する個数より多くなると、効果的に渦電流損を低減できるようになるもわかってきた。これは、励磁周波数が高くなると、表皮効果で渦電流は表層付近を流れるようになるが、表層部の金属間化合物粒子の個数を中心部よりも大きくすることによって、効果的に渦電流損を低減できるようになるためである。
【００３４】
一方、中心部の粒子数は渦電流損には寄与せず、少なくなるほど高磁束密度化が促進されることもわかってきた。これは、非磁性の粒子で磁化が薄められることを抑制できるからである。
【００３５】
金属間化合物粒子の直径は、円相当直径で０．０５０μｍ以下とする。これ以上では高強度化の効率が低下し、多量の金属間化合物が必要となるだけでなく、磁壁移動が妨げられるようになり、鉄損が増加するようになる。高強度化効率と磁気特性の観点から、この直径は０．０２０μｍ以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０１０μｍ以下、さらに好ましくは０．００５μｍ以下、さらに好ましくは０．００２μｍ以下である。０．００１μｍ未満になると転移の移動を妨げることができず、強度増加に寄与しなくなる。
【００３６】
表面から１／１０厚さ位置での金属間化合物粒子の個数は、数密度で２０個／μｍ３超、２０００００個／μｍ３以下とする。表層部の粒子数が２０個／μｍ３以下であると、高強度化を妨げるばかりでなく、低鉄損化も達成できない。高強度化の点からは２０００個／μｍ3以上とするのが好ましい。また、２０００００個／μｍ３超であると、高強度化と低鉄損化が飽和するばかりでなく、磁束密度が低下してしまう。なお、特許請求の範囲では、表層部の粒子数の下限を実施例に基づき３８０個／μｍ３以上と規定した。
表面から１／２厚さ位置での粒子の個数は、数密度で１００００個／μｍ３以下（０個を含む）である。１００００個／μｍ３超であると高磁束密度化ができなくなる。
表層部の１／１０厚さ位置での粒子数と中心部の１／２厚さ位置での粒子数の差は、２０個／μｍ３以上とするのが好ましい。なお、特許請求の範囲では、その差を実施例に基づき２６０個／μｍ３以上と規定した。
【００３７】
また、粒子数が数密度で２０個／μｍ３超、２０００００個／μｍ３以下の範囲は、表面から内部に向けて少なくとも０．５μｍ以上、１００μｍ以下とするのが好ましい。
【００３８】
なお、形成される金属間化合物は電子顕微鏡などの回折パターンや電子顕微鏡に付設されたＸ線分析機器などで同定が可能である。もちろん化学分析などこれ以外の方法によっても同定が可能なものである。
【００３９】
（結晶組織）
さらに本発明では、強化機構としてマルテンサイト変態を活用しないようにする。マルテンサイト変態においては鋼中に多量の転位が導入され磁気特性、特に鉄損が劣化してしまうためである。成分によっては、またはミクロな観察を行えばわずかなマルテンサイト変態の発生が観察される場合もある。マルテンサイト変態が起きる可能性の目安としては高温でのオーステナイト相とフェライト相の比率がある。オーステナイト相の生成量が多いことはオーステナイト相が安定であることを意味し、冷却時にマルテンサイト変態がおきやすいと考えることができる。ただし、熱履歴を考慮すれば高温でオーステナイト相が存在する場合に必ずしも冷却時にマルテンサイト変態が起きるものではないことは言うまでもない。
【００４０】
目安として高温でのオーステナイト相の存在量を記述する。高温でのオーステナイト相の生成量が５０％以下であれば本発明が対象としている極低Ｃ材では数１００℃／秒というような超急速冷却を行わない限り、また、ＣやＮを０．００５〜０．０４％程度含む低炭素鋼の場合でも冷却速度を比較的緩冷却に制御すればマルテンサイト変態を回避することは十分に可能で、もし相当量のマルテンサイト変態が起きたとしても問題になるほどの転位量の導入は回避することができる。高温でのマルテンサイト生成量は好ましくは３０％以下、さらに好ましくは２０％以下、さらに好ましくは１０％以下で、完全フェライト鋼であれば全く問題ないことは言うまでもない。大体の目安は各元素の質量％で、
１．５＊Ｓｉ＋３．５Ａｌ−１．２＊（Ｍｎ＋Ｎｉ）
が２．５以上、好ましくは３．０以上、さらに好ましくは３．５以上である。
【００４１】
しかしながら、高温で完全オーステナイト相となる場合でも高温での保持温度、冷却速度等の熱履歴によってはマルテンサイト変態を回避することは十分に可能であるため上記の式により本発明が限定されるものでないことは明白である。マルテンサイト変態が相当量起きたかどうかは最終的には通常の鋼の変態制御メタラジーで行われるように得られた鋼板の組織を観察することで判断が可能なものである。
そして、最終的な組織は主としてフェライト相からなるものとする。なお、厳密には鋼中の組織としては本発明で必須である金属間化合物やＣ、Ｎ、Ｓ、Ｏの化合物等も存在するが、ここで述べる組織とはこれらの微細なものではなく、鉄の変態により形成されるフェライト、オーステナイト、マルテンサイト、パーライト、ベイナイト等を指すものとする。
【００４２】
本発明では体積率でフェライト相が５０％以上であるものとする。好ましくは６０％以上、さらに好ましくは７０％以上、さらに好ましくは８０％以上、さらに好ましくは９０％以上であり、意識的に鉄の変態を制御するような中間温度での保持や急速冷却等を行わなければ通常、９５％以上はフェライト相となるものである。同時に、磁気特性に非常に好ましくないマルテンサイト相の体積率は５０％以下とする。好ましくは４０％以下、さらに好ましくは３０％以下、さらに好ましくは２０％以下、さらに好ましくは１０％以下である。オーステナイト、フェライトおよびマルテンサイトの変態については多くの知見があり、成分や熱処理条件の検討により制御することは等業者であれば適当に制御することは通常の制御操作であり、本発明鋼でも適当な回数の試行の後、５％以下、さらには２％以下、実質的に０％近くに制御することも困難なことではなく、このようにすることで本発明の効果は一層好ましいものとなる。
【００４３】
（結晶粒の平均直径）
本発明では、高強度化の主要な手段として結晶組織の微細化を利用しないため、結晶粒径は磁気特性の観点から最適な範囲に調整することが可能である。高強度化に寄与する金属間化合物のサイズや数密度は成分のみならず、最終的な熱処理により制御が可能であるため、結晶粒径はこの熱処理以前の、例えば再結晶焼鈍の最高到達温度およびその温度域での保持時間等により金属間化合物の制御とは独立に制御が可能となる。
結晶粒径は通常は平均直径で４００μｍ以下であり、好ましくは３０〜２５０μｍに制御される。さらに好ましくは６０〜２００μｍである。一般的には鋼板を使用する際の励磁電流の周波数が高い場合には結晶粒は微細にしておくことが好ましい。また、方向性電磁鋼板のように二次再結晶等を利用して数ｃｍにまで結晶粒径を粗大化させても本発明の効果は何ら損なわれるものではない。
【００４４】
（結晶配向性）
本発明では、金属間化合物生成元素をフェライト生成元素であるＴｉ、Ｍｏとし、これらの元素を、鋼板の表面から拡散させることにより、表面から内部に向けて｛２００｝面集積度を高めた組織を形成できる。
本発明者らが先に提案した特許第５１３６６８７号公報や特許第５５３３８０１号公報には、α−γ変態を生じ得る組成（α−γ変態系の組成）のＦｅ系金属板の両面にフェライト生成元素を付着させ、その金属板を熱処理することによりフェライト生成元素を金属板内部に拡散させ、｛２００｝面集積度を高めた組織を形成して、高磁束密度のＦｅ系金属板を得る技術が開示されている。
【００４５】
本発明の鋼板はα−γ変態系の組成であるので、金属間化合物生成元素をフェライト生成元素であるＴｉ、Ｍｏとし、その元素を内部に拡散させて、拡散領域をα単相領域とすることにより、本発明でも、同様に、｛２００｝面集積度を高めた組織とすることができ、磁束密度をさらに高めた鋼板を得ることができる。
磁束密度をさらに高めるためには、少なくとも板表面から５μｍまでの範囲における鋼板の板面に対するαＦｅ相の｛２００｝面集積度が２５％以上となるようにする。
【００４６】
ここで｛２００｝面集積度は、ＭｏＫα線によるＸ線回折により、試料表面に対して平行なαＦｅ相の１１ある方位面（｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、｛４４２｝）の積分強度を測定し、その測定値それぞれを、ランダム方位である試料の理論積分強度で除して合計した値に対する、｛２００｝方位面の強度の比率を百分率で求めたものである。
【００４７】
（製造方法）
本発明の電磁鋼板は、たとえば次の（Ａ）または（Ｂ）のような方法によって得られる。
（Ａ）金属間化合物生成元素の板厚方向の分布が異なる鋼板を熱処理する方法。
（Ｂ）表面に金属間化合物生成元素を付着させた母材鋼板を熱処理する方法。
【００４８】
（Ａ）の方法について説明する。
この方法では、まず、上記１〜３群から選択された金属間化合物生成元素の含有量が異なる鋼素材を複数準備する。中心部での金属間化合物の個数を高めない鋼板の製造のために、上記金属間化合物生成元素を含まない鋼素材あっても構わない。
次いで、金属間化合物生成元素を含まないかあるいはその含有量が少ない鋼素材の表面に、金属間化合物生成元素の含有量が多い鋼素材を配置して積層し、積層された鋼素材を圧延クラッド法などにより接合して、所定の板厚を有し、金属間化合物生成元素の板厚方向の分布が異なるクラッド鋼板を得る。
鋼素材の接合は、熱間圧延とそれに続く冷間圧延を通して行うことができるし、冷間圧延のみで行うこともできる。いずれの場合でも、金属間化合物の形成熱処理の際に、元素の拡散も生じて、表層用素材と中心用素材の界面の一体性は高まる。
【００４９】
そして、このクラッド鋼板に、金属間化合物の形成が促進される温度に加熱保持する金属間化合物生成熱処理を施して、表層部と中心部で金属間化合物の数密度の異なる、すなわち、表層部の１／１０厚さ位置における金属間化合物の数密度が２０個／μｍ３超、２０００００個／μｍ３以下で、中心部の１／２厚さ位置における数密度が１００００個／μｍ３以下（０個を含む）である本発明の鋼板を得る。
【００５０】
この金属間化合物生成熱処理は比較的単純なものであり、通常の軟磁性電磁鋼板の製造で適用される程度の加熱、冷却および特定温度域での保持といった単純な熱処理、例えば４００〜７００℃の温度にて１〜１８０分間加熱保持するような熱処理によって、所定のサイズや数密度で金属間化合物を生成させることができる。
また、成分等を調整すれば、保持温度は非常な短時間でも十分な高強度化が達成できるため、実質的には高温での熱処理から単純な冷却を行っただけでも金属間化合物の生成は可能である。
【００５１】
最終的に所定の金属間化合物を鋼板内に形成するには、クラッド鋼板とするまでの熱履歴の制御も重要となる。特に、素材鋼板を準備する製造工程の途中や、素材鋼板を積層してからクラッド鋼板とするまでの過程で過剰の金属間化合物が形成すると、材料が硬質化し、場合によっては脆化してしまい熱間圧延、冷間圧延が困難になるばかりでなく、通板中の曲げなどによっても板が破断し正常な通板が困難となることもある。
これを避けるに、金属間化合物は、積層鋼板を圧延クラッド法で所定板厚のクラッド鋼板とする製造工程における最終工程の熱処理で形成させるようにする。
【００５２】
素材鋼板の製造工程の途中や、圧延クラッド法で所定板厚のクラッド鋼板にする過程において、金属間化合物の形成が好ましくない局面においてはその金属間化合物が生成しやすい温度域での保持時間を極力短くするために、例えば加熱速度や冷却速度を制御して形成を抑制する。
例えば、一般的には４００〜７００℃の温度範囲で微細な金属間化合物の形成が促進される場合が多いので、熱間圧延の熱延仕上げ後、巻取りまでの平均冷却速度を５０℃／秒以上とし、前記温度範囲での保持を避けるなど、冷間圧延の直前までは金属間化合物の形成を回避するような熱履歴を経て、かつ、冷間圧延の後の工程において、７５０〜１０５０℃の温度にて再結晶焼鈍後、最高到達温度から３００℃までの平均冷却速度を２０〜１００℃／秒とするなどである。
【００５３】
続いて、（Ｂ）の方法について説明する。
この方法では、素材鋼板の表面に金属間化合物生成元素を付着させた鋼板を用い、それを熱処理し、素材鋼板の内部に金属間化合物生成元素を拡散させて、鋼板内部に金属間化合物を形成する。
この方法には、素材鋼板が前記第１群〜第３群から選択される金属間化合物生成元素を含有する場合と含有しない場合がある。
金属間化合物生成元素を含有する素材鋼板を用いた場合には、金属間化合物生成元素を付着させる前に、上記金属間化合物生成熱処理を施して鋼板全体に金属間化合物を分散させておくこともできる。
【００５４】
素材鋼板の表面への金属間化合物生成元素の付着は、溶融めっき法、電気めっき法、ドライプロセス法、圧延クラッド法等によって実施でき、いずれの方法で付着を行ってもよい。
各金属板に付着させる金属間化合物生成元素の付着厚さは、鋼板内に拡散する元素の含有量が上記範囲になるように考慮して決める。
なお、金属間化合物生成元素の種類によっては、磁気特性を劣化させない限り鋼板表面に残留させることもできるが、その分は、鋼板の含有量には含めない。
【００５５】
金属間化合物生成元素の付着した母材鋼板の熱処理は、（Ａ）の方法と同様に行うが、金属間化合物生成元素を鋼板内部に拡散させ、拡散した領域で金属間化合物を形成して、上記のようなサイズと分布で鋼板内に分布するようにする。
【００５６】
（結晶配向性を有する鋼板の製造方法）
さらに、本発明では、特許第５１３６６８７号公報や特許第５５３３８０１号公報に開示された技術を用いて、少なくとも板表面から５μｍまでの範囲における鋼板の板面に対するαＦｅ相の｛２００｝面集積度が２５％以上である鋼板を製造できる。以下、そのような鋼板の製造方法について説明する。
【００５７】
この製造方法では、例えば、素材鋼板として９７％超９９．９９％以下の圧下率で冷間圧延した鋼板を用い、その鋼板の表面に上記（Ｂ）の方法と同様に金属間化合物生成元素を付着させる。この時、金属間化合物生成元素として、フェライト形成元素であるＭｏ、Ｔｉを用いる。以下、金属間化合物生成元素としてＭｏを用いた例を説明するが、Ｔｉを用いても同様である。
【００５８】
次に、表面にＭｏが付着した鋼板をＡ３点以上の温度に加熱保持し、次いで冷却する熱処理を施す。
素材鋼板には冷間圧延によって大きな歪が生じているため、再結晶により生じる結晶粒の鋼板表面（圧延面）に平行な面は｛１００｝に配向しやすくなっており、加熱過程において圧延面に平行な面が｛１００｝に配向した結晶粒が多数発生する。また、昇温につれて素材鋼板に付着していたＭｏが素材鋼板内部に拡散し、合金化してＭｏ濃度が高まった領域はα単相成分となる。
【００５９】
鋼板の温度がＡ３点以上となると、α単相組成でない領域（素材鋼板の中心側領域）はα相からγ相に変態する。また、すでにα単相成分となっている領域では再結晶で生じた｛１００｝方位粒はそのまま保存され、その領域の中で｛１００｝方位粒が優先成長して、｛２００｝面集積度が増加する。
さらにこの温度域で保持すると、Ｍｏの拡散に伴いα単相組成領域は素材鋼板の中心側に広がって行き、中心側領域でγ相に変態していた領域は再びα相に変態していく。その際、γ相はα単相領域の結晶方位を引き継ぐかたちで変態することとなり、保持時間の増加にともない、元の金属板Ａ１であった領域の｛２００｝面集積度はさらに増加していく。
中心領域にはγ相が残存しており、冷却中にこれがα相へ変態する。この際も上記と同様に、γ相領域はα相粒の結晶方位を引き継いで変態する。この結果、鋼板表面から内部に向けて｛２２２｝面集積度が２５％以上の領域が形成される。この領域は、Ａ３点以上で保持する温度と時間によって容易に調整することができる。
【００６０】
また、上記熱処理の際のＭｏの拡散により、Ｍｏの拡散領域に金属間化合物Ｆｅ2Ｍｏも同時に形成され、加熱条件を適宜設定することにより所定のサイズの金属間化合物粒子を、所定の数密度で生成させることができる。
なお、中心部まで金属間化合物が分散した鋼板を得るには、金属間化合物生成元素を含有する鋼板を用い、Ｍｏを付着する前に金属間化合物生成熱処理を施して予め鋼板全体に均一に金属間化合物を分散させておき、Ｍｏの拡散領域の金属間化合物の生成個数を高めるようにする。
【実施例】
【００６１】
以下、実施例により、本発明をさらに詳しく説明する。
［実施例１−熱延クラッド材を冷延した鋼板を用いる場合］
種々の組成（残部はＦｅと不可避的不純物である）の鋼よりなる厚み２３０ｍｍのインゴットをそれぞれ溶製し、それを熱間圧延して所望の中心層となる鋼素材Ａを作製した。また、表層となる鋼素材Ｂも同様に別に準備した。そして、鋼素材Ｂの金属間化合物生成元素の含有量が鋼素材Ａより多くなるように鋼素材を組み合わせ、鋼素材Ｂで鋼素材Ａを挟む構造にするクラッド素材を作製した。また、比較のために、種々の組成の鋼よりなる一体の素材を準備した。
表１〜５にクラッド素材と一体素材の組成（残部はＦｅと不可避的不純物である）と板厚（クラッド板厚の欄に記載）を示した。成分の＃１〜３は、＃１：第１群の元素、＃２：第２群の元素、＃３：第３群の元素をそれぞれ示す。
【００６２】
次に、これらの素材を用いて熱間圧延を行ない、その後に冷間圧延を行ない、さらに再結晶焼鈍を施してクラッド鋼板及び単層の鋼板を得た。
表１〜５に、熱延後のクラッド板の板厚、冷延後の板厚、再結晶焼鈍の条件を記載した。また、一部の鋼板では、熱延後に熱延板焼鈍を施した。その場合は、クラッド板焼鈍の欄に「あり」と記載した。
作成した鋼板について、金属間化合物の存在を確認したところ、いずれも２０個／μｍ３未満であった。
次に、得られたクラッド鋼板と単層の鋼板を、表１〜５に示す条件で金属間化合物生成熱処理を施した。なお、一部の鋼板については、比較のため当該熱処理を施さなかった。
【００６３】
熱処理後の試料について、ＪＩＳ５号試験片により機械的特性、および５５mm角のＳＳＴ試験により鉄損と磁束密度を測定した。機械的特性および磁気特性ともコイルの圧延方向、幅方向、および圧延方向から45°方向について、下式によりそれぞれの特性の平均値Ｘを求めた。
Ｘ＝（Ｘ0＋Ｘ90＋２＊Ｘ45）／４
Ｘ0：コイル圧延方向の特性
Ｘ90：コイル幅方向の特性
Ｘ45：コイル圧延方向から45°方向の特性
【００６４】
また、鋼板に含まれる金属間化合物粒子の平均粒径を測定するとともに試料の表面から１／１０厚さ位置と１／２厚さ位置での金属間化合物粒子の数密度を測定した。さらに、鋼板表面から１０μｍ深さ位置で結晶粒径を測定した。
結晶粒径の測定では、測定位置の表面をナイタ−ル試薬によりを腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察により、平均粒径として定量化した。
測定結果と評価を表６〜８に示す。
磁気特性に関し、＊付きのデータはB10およびW10/400であり、無印はB50およびW15/50を示す。
冷延性に関し、符号は下記を示す。
◎：良好（全く問題なし）
○：良好（微調整必要だが問題なし）
△：可能（条件調整すれば通板可能）
×：困難（板破断の危険大）
××：不可能（凝固試験片よりサンプルを切り出して測定）
打抜き金型の摩耗に関し、符号は下記を示す。
○：小（良好）
×：大（不良）
評価に関し、Ａ〜Ｃは下記を示す。
Ａ：開発鋼（非常に良好）
Ｂ：開発鋼（良好）
Ｃ：比較鋼
【００６５】
表６〜８に示された結果から明らかなように、本発明の条件に適合する例では、高強度で、かつ高磁束密度で低鉄損の磁気特性を有する電磁鋼板が得られた。また、電磁鋼板への製造性や電磁部品への加工性についても良好であった。
【００６６】
【表１】
0006497145.tif 000002
【００６７】
【表２】
0006497145.tif 000003
【００６８】
【表３】
0006497145.tif 000004
【００６９】
【表４】
0006497145.tif 000005
【００７０】
【表５】
0006497145.tif 000006
【００７１】
【表６】
0006497145.tif 000007
【００７２】
【表７】
0006497145.tif 000008
【００７３】
【表８】
0006497145.tif 000009
【００７４】
［実施例２−金属間化合物生成元素を付着した鋼板を用いる場合］
表９〜１３でＡとして示す組成（残部はＦｅと不可避的不純物である）の鋼よりなる厚み２３０ｍｍのインゴットをそれぞれ溶製し、それを熱間圧延し、その後冷間圧延によって所定の厚みとし、さらに再結晶焼鈍を施して素材鋼板を作製した。なお、成分の＃１〜３は、第１群〜第３群の元素をそれぞれ示す。
表９〜１３に、熱延後および冷延後の板厚と再結晶焼鈍の条件を記載した。また、一部の鋼板では、熱間圧延後に熱延板焼鈍を施した。
得られた素材鋼板について、金属間化合物の存在を確認したところ、いずれも２０個／μｍ３未満であった。
次に素材鋼板の両面に、同じく表９〜１３の＃１〜３に示す金属間化合物生成元素をスパッタ法で付着させて皮膜を形成した鋼板を作成し、この鋼板に表９〜１３に示す条件で金属間化合物生成熱処理を施した。なお、一部の鋼板では、比較のために皮膜を形成しないで熱処理を実施した（一体と表記）。
【００７５】
熱処理後の鋼板から種々の試験片を作製して、機械的特性および磁気特性を実施例１と同様に測定した。また、金属間化合物粒子の平均粒径、１／１０厚さ位置と１／２厚さ位置での金属間化合物粒子の数密度、結晶粒径をそれぞれ実施例１と同様に測定した。
測定結果と評価を表１４〜１６に示す。
表１４〜１６に示された結果から明らかなように、本発明の条件に適合する例では、高強度で、かつ高磁束密度で低鉄損の磁気特性を有する電磁鋼板が得られた。また、電磁鋼板への製造性や電磁部品への加工性についても良好であった。
【００７６】
【表９】
0006497145.tif 000010
【００７７】
【表１０】
0006497145.tif 000011
【００７８】
【表１１】
0006497145.tif 000012
【００７９】
【表１２】
0006497145.tif 000013
【００８０】
【表１３】
0006497145.tif 000014
【００８１】
【表１４】
0006497145.tif 000015
【００８２】
【表１５】
0006497145.tif 000016
【００８３】
【表１６】
0006497145.tif 000017
【００８４】
［実施例３−｛２００｝面集積度を高める場合］
表１７でＡとして示す組成の鋼よりなる厚み２３０ｍｍのインゴットをそれぞれ溶製し、それを熱間圧延し、その後９７％超の圧下率で冷間圧延して所定の厚みの鋼板とした。
得られた鋼板について組織を観察したところ、いずれも常温での主相はα−Ｆｅ相であった。α−γ変態を起こすＡ３点は測定したところ表１７に示す温度となった。
【００８５】
次に、鋼板の両面に、金属間化合物生成元素として、フェライト形成元素でもあるＭｏあるいはＴｉをスパッタ法で付着させて皮膜を形成した後に、表１７に記載の加熱温度と冷却速度の条件で加熱冷却する再結晶焼鈍を施し、さらに、表１７に記載の条件で金属間化合物生成熱処理を施した。なお、一部の鋼板では、比較のために皮膜を形成しないで熱処理を実施した（一体と表記）。
【００８６】
熱処理後の鋼板から種々の試験片を作製して、機械的特性および磁気特性を実施例１と同様に測定した。また、金属間化合物粒子の平均粒径、１／１０厚さ位置と１／２厚さ位置での金属間化合物粒子の数密度、結晶粒径をそれぞれ実施例１と同様に測定した。さらに、α−Ｆｅ相の鋼板面に対する｛２００｝面集積度について、前述のようにＸ線回折により求めた。
表１８に示された結果から明らかなように、本発明の条件に適合する例では、高強度で、かつ高磁束密度で低鉄損の磁気特性を有する電磁鋼板が得られたが、本実施例では、｛２００｝面集積度が高い鋼板が得られ、実施例２の鋼板よりもさらに高磁束密度の鋼板が得られた。なお、Ａ３点以上に加熱していない例では、｛２００｝面集積度が２５％に達していないが、実施例２の鋼板と同程度の特性は得られている。
【００８７】
【表１７】
0006497145.tif 000018
【００８８】
【表１８】
0006497145.tif 000019
【産業上の利用可能性】
【００８９】
本発明は磁気特性のすぐれた高強度電磁鋼板を安定して製造することができる。これにより磁気特性を劣化させず、強度、疲労強度、耐磨耗性の確保が可能となるため超高速回転モーターやローターに磁石を組み込んだモーターの高効率化、小型化、超寿命化などが達成され、産業上の利用可能性が高い。