JP2011111658A - 磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】低コストで高磁束密度を得ることの出来る無方向性電磁鋼板の製造法を提供する。
【解決手段】０．１％≦Ｓｉ≦２．０％、Ａｌ≦１．０％かつ０．１％≦Ｓｉ＋２Ａｌ≦２．０％を満たし、Ｃ≦０．００４％を含有する無方向性電磁鋼板の製造において、熱間圧延のスラブ加熱温度ＳＴを７００℃≦ＳＴ≦１１５０℃、仕上圧延開始温度Ｆ0Ｔを６５０℃≦Ｆ0Ｔ≦８５０℃、仕上熱延終了温度ＦＴを５５０℃≦ＦＴ≦８００℃に定める。
【選択図】図３

Description

本発明は、電気機器の鉄心材料として用いられる、磁束密度が高い無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。

近年、電気機器、特に無方向性電磁鋼板がその鉄心材料として使用される回転機および中、小型変圧器等の分野においては、世界的な電力、エネルギー節減、さらにはフロンガス規制等の地球環境保全の動きの中で、高効率化の動きが急速に広まりつつある。
このため、無方向性電磁鋼板に対しても、その特性向上、すなわち、高磁束密度かつ低鉄損化への要請がますます強まっている。

無方向性電磁鋼板の低鉄損化は主としてＳｉ、Ａｌ添加による電気抵抗率の増加により、使用時に鉄心を形成する各々の鋼板に流れる渦電流損によるジュール熱損失を低減することにより行われてきた。

一方、回転機、および鉄心を含む機器全体のエネルギー損失としては、鉄心に巻くコイ理屈ルを電流が流れることにより生ずるジュール熱損失である銅損の寄与も重要である。この銅損の低減のためには同じ磁界強度の励磁に必要な電流密度を減少することが有効であり、同一の励磁電流でより高い磁束密度を発現する素材の開発が欠かせない。

すなわち、高磁束密度無方向性電磁鋼板の開発が必須である。高磁束密度無方向性電磁鋼板を用いると、励磁される磁束密度が高くなることにより、回転機や小型トランス等の電気機器の鉄心のサイズを小型軽量化することが可能になり、これらを積載した自動車、電車のような移動体においては系全体の重量が軽減されることにより稼働時のエネルギー損失を低減できるという利点もある。
また、回転機においてはトルクが増大し、より小型で高出力の回転機が実現できる。

このように、高磁束密度無方向性電磁鋼板が実現することにより、鉄心及び回転機の動作時のエネルギー損失を低減できるのみならず、それを含めた装置全体の系への波及効果も計り知れないものがある。

従来、低鉄損を目的として開発されてきた無方向性電磁鋼板では、主としてＳｉ、Ａｌ等の電気抵抗率の高い元素が添加されてきたが、これらの元素の含有量が増加すると、無方向性電磁鋼板の飽和磁束密度が低下するため、電気機器として実際に使用する際の動作磁束密度を増加させるために励磁電流を増加させねばならず、銅損が増加するという難点があった。そのため、Ｓｉ、Ａｌ等の電気抵抗率の高い元素を多く含有する無方向性電磁鋼板では動作磁束密度を下げざるをえず、その結果として、たとえば回転機では高トルクを発揮させることが困難になる問題点があった。

そこで、Ｓｉ、Ａｌの含有量を制限した無方向性電磁鋼板が提案されている。
特許文献１には、C≦0.02%、ＳｉもしくはＳｉとＡｌの合計量が１．５％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：0.20％以下を含有し残部は不可避不純物からなる鋼の仕上圧延終了温度を６００〜７００℃の低温仕上げとし、５００℃以下の温度で巻き取り、この鋼帯をＡ3変態点以下の温度域において３０秒以上１５分以下焼鈍することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造法が開示されている。

しかしながら、この製造法においては、熱延終了後の熱延鋼帯に熱延板焼鈍を施す工程が必須であり、このためコスト上昇を招く課題があり、コスト削減要請の強い無方向性電磁鋼板の需要家には受け入れ難い技術であった。
さらに、実施例では、Ｃ含有量は質量％で０．００４％以上となっており、後述するように、本発明で知見した熱延板焼鈍を省略する一回冷延法の無方向性電磁鋼板製造法において、Ｃ含有量を一定以下に制限することにより、熱延から始まる一貫プロセスの制御による集合組織制御を通じて、成品の磁束密度を向上させる効果を高めるとの技術的思想は見当らない。

特許文献２には、ＳｉとＡｌの合計量が１．５％以下の鋼を用い、その仕上熱延において、熱延終了温度を６００℃以上７００℃以下として仕上げ、これを圧下率７５％以上８５％以下で冷間圧延を施した後に仕上焼鈍を施す製造法が開示されている。
しかしながら、本発明者らの検討によれば、仕上熱延の終了温度を規定するのみでは成品の磁気特性が不安定であり、圧延開始温度を制御することが安定した磁気特性を得るために重要であることを見出した。加えて当該公報の実施例に示された０．００６％、０．００５％というＣ濃度では低温での熱間圧延の効果が不足し磁束密度の向上が不十分であるという課題があった。

またさらに、一次再結晶集合組織を改善することで無方向性電磁鋼板の磁気特性を改善する方法として、特許文献３のごとくＳｎ添加、特許文献４のごときＳｎ、Ｃｕ添加、もしくは特許文献５のごときＳｂ添加による集合組織の改善による磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造法が開示されている。
しかしながら、これらの集合組織制御元素であるＳｎ,ＣｕもしくはＳｂ等の添加をもってしても昨今の需要家の高磁束密度低鉄損無方向性電磁鋼板を安価な供給の要求には応えることが充分出来なかった。

他にも、特許文献６に記載されているような仕上げ焼鈍サイクルの工夫等の製造プロセス上の処置もなされてきたが、いずれも低鉄損化は図られても、磁束密度については充分な向上がみられなかった。

このように、従来技術では、昨今の需要家において開発要請の強い鉄心の小型化に有利な高磁束密度無方向性電磁鋼板を製造できるには至らず、無方向性電磁鋼板に対する前記の要請に応えることは出来なかった。

特開昭５８−２０４１２６号公報 特開昭５９−１０４４２９号公報 特開昭５５−１５８２５２号公報 特開昭６２−１８００１４号公報 特開昭５９−１００２１７号公報 特開昭５７−３５２６５号公報

本発明は、従来技術におけるこのような課題を解決し、高磁束密度の無方向性電磁鋼板を提供することを目的とするものである。

本発明は、特定の条件下で仕上熱延工程を実施して熱延板の集合組織を予め造りこんでおくことで、熱延板焼鈍を省略しても、冷間圧延して、仕上焼鈍した後の再結晶集合組織を制御することが可能であることを新規に知見するとともに、さらに、この製造法を行う際に、鋼に含有される炭素の含有量が前記特定の条件下での仕上熱延工程の効果に顕著な影響を及ぼすことを新規に知見した結果なされたものである。これにより従来技術よりも安価な方法で高磁束密度である無方向性電磁鋼板の製造技術を提供するものである。

本発明の要旨とするところは、以下の通りである。
請求項１の発明は、
鋼中に質量％で０．１％≦Ｓｉ≦２．０、％Ａｌ≦１．０％で、
かつ、０．１％≦Ｓｉ＋２Ａｌ≦２．０％の関係を満たし、
さらに、Ｃ≦０．００４％、Ｓ≦０．００３％、Ｎ≦０．００３％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとして、熱間圧延において粗圧延および引き続く仕上熱延を施し熱延板とし、酸洗し一回の冷間圧延工程を施し次いで仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
仕上げ熱延のスラブ加熱温度ＳＴ、仕上熱延開始温度Ｆ0Ｔ、仕上熱延終了温度ＦＴをそれぞれ、
７００℃≦ＳＴ≦１１５０℃
６５０℃≦Ｆ0Ｔ≦８５０℃
５５０℃≦ＦＴ≦８００℃
のように定めたことを特徴とする磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法、であり、

また、請求項１の発明により製造した電磁鋼板に関する請求項２の発明は、
鋼板の表面から板厚方向１０分の１層においてＸ線回折測定により作成した（１００）極点図において、
α＝８０°かつβがそれぞれβ＝３０°、６０°、１２０°、１５０°、２１０°、２４０°、３００°、３３０°における強度がすべて１．０以上であり、
かつ、鋼板の板厚方向中心層２分の１層においてＸ線回折測定により測定した（１００）極点図において、
５０°≦α≦７０°かつβがそれぞれβ＝０°、６０°、１２０°、１８０°、２４０°、３００°で定められるα、βの領域に強度が１．０以上である領域が存在することを特徴とする無方向性電磁鋼板、であり、
同じく請求項３の発明は、
鋼板の表面から板厚方向１０分の１層においてＸ線回折測定により作成した（１００）極点図において、
α＝８０°かつβがそれぞれβ＝３０°、６０°、１２０°、１５０°、２１０°、２４０°、３００°、３３０°における強度がすべて１．０以上、かつ、同一極点図上において、α＝９０°かつβがそれぞれβ＝３０°、６０°、１２０°、１５０°、２１０°、２４０°、３００°、３３０°における強度がすべて１．０以上であり、
かつ、鋼板の板厚方向中心層である２分の１層においてＸ線回折測定により作成した（１００）極点図において、
５０°≦α≦７０°かつβがそれぞれβ＝０°、６０°、１２０°、１８０°、２４０°、３００°で定められるα、βの領域に強度が１．０以上である領域が存在することを特徴とする無方向性電磁鋼板、であり、
さらに、同じく請求項４の発明は、
鋼板の表面から板厚方向１０分の１層においてＸ線回折測定により得られた逆極点図における(100)面、(411)面、(111)面の強度をそれぞれＩ(100)、Ｉ(411)、Ｉ(111)とすると、
Ｉ(100)≧２．０
Ｉ(411)≧１．５
Ｉ(111)≦４．０
かつ、
｛Ｉ(100)＋Ｉ(411)｝／Ｉ(111) ≧１．０
を満たすことを特徴とする無方向性電磁鋼板、である。

さらに、請求項５の発明は、
この無方向性電磁鋼板の磁気特性向上のために、冷間圧延工程における圧延率を８５％以上９５％以下とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法、である。

さらに、請求項６の発明は、請求項１または５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法によって製造された電磁鋼板あるいは請求項２〜４のいずれかに記載の電磁鋼板を鉄心に加工する際の剪断時に、鉄心の磁束の流れる方向を鋼板の圧延方向から鋼板板面内で左右に４５度傾いた方向に一致させる無方向性電磁鋼板の剪断方法、である。
さらに、請求項７の発明は、請求項６の方法により製造した無方向性電磁鋼板により製造した電磁部品であって、該電磁部品が、ＥＩコア、回転機用分割コア、トランス用額縁鉄心、小型鉄心、リアクトル用鉄心、螺旋コアのいずれかであることを特徴とする電磁部品、である。

本発明によれば、磁束密度の高い無方向性電磁鋼板及びその電磁鋼板を用いた電磁部品を低コストで製造することが可能である。

鋼板の板厚方向表層から10分の１層の(100)極点図において、強度を規定した位置を示す図であり、●：α＝90°かつβがそれぞれβ＝30°、60°、120°、150°、210°、240°、300°、330°、◆：α＝80°かつβがそれぞれβ＝30°、60°、120°、150°、210°、240°、300°、330°である点をそれぞれ示す。 鋼板の板厚方向中心層２分の１層の(100)極点図において50°≦α≦70°かつβがそれぞれβ＝0°、60°、120°、180°、240°、300°である本発明で強度を規定した６箇所の範囲（両端矢印部）を示す。 表層から板厚１０分の１層における(100)極点図である。 表層から板厚２分の１層における(100)極点図である。 本発明例と比較例のＥＩコアの打ち抜き方法を示す図である。 本発明例と比較例の額縁コアの打ち抜き方法を示す図である。 本発明例と比較例の分割コアの打ち抜き方法を示す図である。 本発明例と比較例の螺旋コアの打ち抜き方法を示す図である。

発明者らは、従来にない高磁束密度を達成する無方向性電磁鋼板の安価な製造方法について鋭意検討を重ねた結果、特定の条件下で仕上熱延工程を実施して熱延板の集合組織を予め造りこんでおくことで、熱延板焼鈍を省略しても、冷間圧延して、仕上焼鈍した後の再結晶集合組織を制御することが可能であることを新規に知見するとともに、さらに、この製造法を行う際に、鋼に含有される炭素の含有量が前記特定の条件下での仕上熱延工程の効果に顕著な影響を及ぼすことを新規に知見した。そして、これらの知見に基づいて、従来技術よりも安価な方法で高磁束密度である無方向性電磁鋼板の製造技術を提供するものである。

以下、本件発明について順次説明する。
まず、鋼の成分について説明する。

Ｓｉは、本発明においては、過度の添加は製品の磁束密度を低減させ有害であるから、その含有量を２．０％以下と制限する。一方、磁束密度の向上を妨げない範囲で電気抵抗率を確保して渦電流損を低減させる目的で０．１％以上の添加量が必要である。

Ａｌは、Ｓｉと同様に電気抵抗率を確保する目的で添加してもよい。本発明では、Ａｌの添加は必須ではないので含有量の下限は定めない。一方、Ｓｉと同様に、過度の添加は製品の磁束密度を低減させ有害であるから、その含有量を１．０％以下と制限する。

ＳｉとＡｌは電気抵抗率を確保するのに添加されるため、（Ｓｉ＋２Ａｌ）の合計量を０．１％以上とする必要がある。一方、（Ｓｉ＋２Ａｌ）の合計量が２．０％超であると、製品の磁束密度を低減させ有害であるから、（Ｓｉ＋２Ａｌ）の合計量を２．０％以下と制限する。

Ｃは、その含有量を一定量以下に制御される。このことは、後述するように、仕上熱延から仕上焼鈍に至る一貫プロセスにおいて集合組織制御を行う効果を十分に発現させるために重要な新規知見である。
従来のように、無方向性電磁鋼板として使用中の磁気時効による損失の増加を防止する観点だけであれば、その含有量は０．００４％以下であれば十分である。
しかし本発明では、Ｃの含有量が０．００４％超であると、仕上焼鈍後の成品の再結晶集合組織の制御に成功せず、高磁束密度が得られなくなる。従って、Ｃ含有量は０．００４％以下に定める。さらに、本発明における無方向性電磁鋼板の磁束密度向上効果を高めるためには、Ｃ含有量は０．００３％以下であることが好ましく、さらに０．００２％以下であることがより好ましい。

本発明ではＳ、Ｎの低減により高磁束密度が可能となる。
Ｓ、Ｎは熱間圧延工程におけるスラブ加熱中に一部再固溶し、熱間圧延中にＭｎＳ、ＡｌＮの微細な析出物を再析出して仕上焼鈍時の結晶粒成長を抑制し、磁束密度、鉄損が悪化する原因となる。このためその含有量は共に０．００３％以下とする必要がある。

次にプロセス条件について説明する。
前記成分からなる鋼スラブは、転炉で溶製され連続鋳造あるいは造塊−分塊圧延により製造される。鋼スラブは公知の方法にて加熱される。このスラブに熱間圧延を施し所定の厚みとする。

熱間圧延では、スラブ加熱温度ＳＴが７００℃未満であると成品の磁束密度が低下するのでスラブ加熱温度は７００℃以上に定める。一方、スラブ加熱温度が１１５０℃超となると、鋼中のＳ等の不純物が再固溶し、仕上熱延中に微細に再析出して仕上焼鈍中の結晶粒成長を妨げ、鉄損が著しく悪化するとともに仕上焼鈍中の再結晶制御を妨げ、磁束密度も低下するので、スラブ加熱温度は１１５０℃以下に定める。

仕上熱延開始温度Ｆ0Ｔは、その温度が６５０℃未満となると仕上熱延時の圧延反力が増大して圧延が困難となるので、６５０℃以上に定める。一方、仕上熱延開始温度が８５０℃超になると、仕上熱延中の再結晶進行の速度が速くなりすぎ、仕上熱延を行いながら熱延鋼帯の集合組織を制御する本発明の効果が損なわれ、結果として成品の磁束密度が著しく低下するので、８５０℃以下に定める。

仕上熱延終了温度ＦＴが５５０℃未満となると、板厚制御が困難になるとともに成品の磁束密度が低下するので仕上熱延終了温度は５５０℃以上に定める。仕上熱延終了温度が８００℃超となると、仕上熱延中の再結晶進行の速度が速くなりすぎ、仕上熱延を行いながら熱延鋼帯の集合組織を制御する本発明の効果が損なわれ、結果として成品の磁束密度が著しく低下するので、仕上熱延終了温度は８００℃以下に定める。

本発明では仕上熱延中に熱延鋼帯の集合組織を制御する必要があることから、スラブ加熱温度、仕上熱延開始温度、仕上熱延終了温度を制御する必要がある。これにより熱延鋼帯の集合組織を予め冷間圧延前に造りこんでおき、その後の冷間圧延および仕上焼鈍中の再結晶集合組織を制御して磁束密度を高める効果がある。

この効果は成分の説明でも述べたように、Ｃ含有量を制御することで促進される。
この技術思想により従来よりも低鉄損が達成される理由は現在のところ鋭意検討中であるが、仕上熱延を低温域で実施することにより、熱延鋼帯の集合組織を改善することができ、このため冷間圧延、再結晶後の成品の再結晶集合組織中の結晶粒のうち、｛100｝面を板面に並行に持つ方位付近の結晶粒を鋼板の表層付近において富化可能であることが本発明の磁束密度向上の機構であると推察している。

さらに、熱延開始温度および熱延終了温度が高すぎると、α相域の仕上熱延により造りこんだ熱延鋼帯の集合組織が再結晶と粒成長の進行により消失し成品の磁束密度が低下することを発明者らは突き止めた。

また、従来技術で無方向性電磁鋼板の磁束密度を向上させるために用いられてきた熱延板焼鈍は、本発明で開示した方法で製造した熱延鋼帯内の集合組織を、熱延板焼鈍中に再結晶と粒成長により消失させる為、成品の磁束密度を充分向上させることができない。

この従来の熱延版焼鈍を伴う製造方法による技術思想は、冷間圧延前の結晶粒径を粗大化させることにより、磁束密度の向上を妨げる｛111｝面を板面に並行に有する結晶粒の発達を抑制し、｛110｝<001>方位を有する結晶粒の存在量を増加させることにあった。
このため、仕上熱延により制御した熱延鋼帯の集合組織を直接活用することにより成品の磁束密度を向上させるという本発明の技術思想とは全く異なるものである。

また、この目的を達成する熱延開始温度、熱延終了温度が低すぎても成品の磁束密度が低下することをも発明者らは明らかにした。
すなわち、本発明が意図する熱延鋼帯の集合組織の制御のためには、最適な熱延開始温度、熱延終了温度の範囲があることを発明者らは明らかにしたのである。

また、鋼中のＣ量が本発明で規定する範囲を超過すると、仕上熱延により成品の磁束密度向上に適した集合組織を熱延鋼帯に造りこむことが著しく阻害され、成品の磁束密度が顕著に低下することも発明者らは新規知見として見出した。

仕上熱延終了後の熱延鋼帯は酸洗を施し、冷間圧延を施して最終板厚に仕上げる。冷間圧延後の冷延鋼帯は、仕上焼鈍により再結晶を行わせ、成品とする。この成品は歪取り焼鈍を施さずに使用するか、或いは施してから使用してもよく、また打ち抜き工程を経て整形した後に、歪取り焼鈍を施して使用してもよい。

仕上焼鈍の温度域は、熱延鋼帯に造りこんだ集合組織から仕上焼鈍中に磁束密度を高めるのに適切な再結晶集合組織を形成させる必要があるため、α相域で行う必要がある。すなわち、仕上焼鈍温度がα相域の上限であるＡc１点を超えると、成品の磁束密度が低下するので、仕上焼鈍温度はα相内であるＡc１点以下で行う必要がある。

仕上げ焼鈍時間が１０秒未満では再結晶が不十分となり高磁束密度が得られないので、１０秒以上であることが好ましい。一方、仕上げ焼鈍時間が３分を超えると、生産性が悪化し、コストが上昇するので、仕上げ焼鈍時間は３分以内が好ましい。
これにより、磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を従来よりも低コストで製造することが可能となる。

本発明により得られた高磁束密度無方向性電磁鋼板は、小型軽量化を要求される電気機器、回転機の鉄心、小型トランスに最適であるが、他にも各種コンプレッサー、発電機、高出力を要求される電気自動車用モーター等の鉄心用途等に適している。

本発明では発明の規定に極点図を用いるが、その極点図中の位置を表す方法として、α、βを用いる。これらは角度であり、αは極点図中心から外周へ向かう方向、βは円周方向を示す。極点図上ではαは０°から９０°の範囲を用い、βは０から３６０°の範囲を用いる。βの０°は後述のように３６０°と同一である。

α角については、極点図中心をα＝０°とし、極点図外周をα＝９０°とする。極点図中央を中心とする同心円上ではα角は同一である。極点図上のα角の分布はステレオ投影法により定められるため等間隔ではないので極点図の縦軸および横軸に１０°ごとにその目盛りを示した。

β角については、極点図上の圧延方向であるＲＤ方向を０°とし、極点図の中心を通る垂直線を回転軸として時計方向周りに均等に３６０分割する。これにより極点図上のβ角は極点図のＲＤ方向から時計方向周りの角度で表す。β角の３６０°はＲＤ方向から１周してもとのＲＤ方向に到達した位置であるのでβ角の０°と同一である。

本発明では結晶方位を表す際にミラー指数を用い、その方法についてはカリティ著にて株式会社アグネより昭和５５年６月（１９８０年６月）に発行された新版Ｘ線回折要論の第２章に記載された方法に従う。

次に図１及び図２を用いて請求項２及び請求項３の限定理由を述べる。
図１及び図２は実施例１にて示した本発明の方法にて製造した無方向性電磁鋼板をＸ線回折により測定して得られた（１００）極点図である。

図１に鋼板の表層から板厚方向１０分の１層の(100)極点図において、α＝９０°かつβがそれぞれβ＝３０°、６０°、１２０°、１５０°、２１０°、２４０°、３００°、３３０°の点を●印で示した。これらの位置は(100)極点図外周にあたりbcc鉄の結晶の｛100｝面が鋼板面と平行である結晶方位に属する。

この８箇所の位置の極点図での強度が全て１．０以上であると鋼板を磁化した際に板面内を流れる磁束とbcc鉄の結晶の磁化容易方向が一致する結晶方位が存在するため鋼板内の磁束の流れが改善され磁気特性が向上する。
すなわち、これら８箇所の位置の強度が全て１．０以上であることにより、鋼板内のより多くの方向の磁束の流れが改善され、同時に回転磁束下での磁気特性も向上するので全て１．０以上に規定する。

一方、これら８箇所の位置の一部もしくは全部の強度が１．０未満であると鋼板内での磁束の流れが困難になり磁束密度が低下するとともに鉄損が増加するので全て１．０以上に定める。

また、図１の(100)極点図にはα＝８０°かつβがそれぞれβ＝３０°、６０°、１２０°、１５０°、２１０°、２４０°、３００°、３３０°の点を◆印で示した。これらの位置は｛100｝面が鋼板面に対し１０°傾いているが、｛100｝面が鋼板面に平行な結晶方位に近く鋼板内の磁束の流れが良好な結晶方位に属する。
このため、(100)極点図上の８箇所のこの方位の位置の強度が全て１．０以上であると磁気特性が改善され磁束密度が向上し鉄損が低下するため、これら８箇所の位置の強度は全て１．０以上に規定する。

これら８箇所の位置の強度が全て１．０以上であることにより、鋼板内のより多くの方向の磁束の流れが改善され、同時に回転磁束下での磁気特性も向上するので全て１．０以上に規定する。
一方、これら８箇所の位置の一部もしくは全部の強度が１．０未満であると鋼板内での磁束の流れが困難になり磁束密度が低下するとともに鉄損が増加するので１．０以上に定める。

発明者らの検討によれば、本発明によれば成品の集合組織制御効果はまず（１００）極点図上のα＝８０°かつβ＝３０°、６０°、１２０°、１５０°、２１０°、２４０°、３００°、３３０°の８点の強度が向上することにより現れ、次いでα＝９０°かつβ＝３０°、６０°、１２０°、１５０°、２１０°、２４０°、３００°、３３０°の８点の強度が向上する。

α＝８０°である８箇所の方位の強度が全て１．０以上であれば磁気特性は向上するが、α＝９０°である８箇所の方位の強度が全て１．０以上であればより良好な磁気特性が得られる。

磁性の向上効果はα＝９０°の８点の強度が向上する方が著しいが、実用的にはα＝８０°の８点の集積度向上がより容易であるため、まず請求項２ではα＝８０°の８点についてその強度を定め、次に請求項３ではより好ましい磁気特性が得られる集合組織としてα＝８０°の８点およびα＝９０°の８点についてその強度を定めた。

また、無方向性電磁鋼板の加工性を改善するために、図２に示した鋼板の板厚方向中心層２分の１層の(100)極点図において５０°≦α≦７０°かつβがそれぞれβ＝０°、６０°、１２０°、１８０°、２４０°、３００°で定められる６箇所のすべてにおいて強度が１．０以上である領域が存在する必要がある。

図２ではこれら６箇所の領域を両端矢印にて示した。これにより無方向性電磁鋼板の打ち抜き加工時のカエリの増加を抑制でき、打ち抜き後の真円度が向上し、曲げ加工、絞り加工などにおける形状凍結性、ｒ値などが向上するので磁気特性と加工性の両方に優れた無方向性電磁鋼板が得られる。

この目的のため、本発明では鋼板の板厚方向中心層２分の１層の（１００）極点図において５０°≦α≦７０°かつβがそれぞれβ＝０°、６０°、１２０°、１８０°、２４０°、３００°で定められる６箇所すべての領域に強度が１．０以上の領域が存在すると定める。図２にこれら６箇所の領域を両端矢印で示した。

鋼板の板厚方向中心層２分の１層の（１００）極点図上のこれら６箇所の一部もしくは全箇所の領域において強度が１．０に満たない場合は打ち抜き加工時のカエリが増大し、真円度が低下し、曲げ加工、絞り加工などにおける形状凍結性、ｒ値が低下し加工が困難となるので６箇所全てにおいて１．０以上の値の領域が存在する必要がある。

本発明は無方向性電磁鋼板の表層付近の集合組織を鋼板内の磁束の流れを円滑にする方位が優位となるように制御することが磁気特性改善に有効であることを見出した点に特徴がある。その際、鋼板表層において｛１００｝方位のみならず｛４１１｝方位、｛３１０｝方位の集積度向上が有効であることを見出した。

さらに、特定の方位の絶対強度のみならず、特定方位の強度の和と、他の特定方位の強度の和との比を一定範囲に制御することで無方向性電磁鋼板の磁性が改善される新規な知見を見出した。

すなわち、無方向性電磁鋼板において優れた磁気特性を達成する集合組織として、Ｘ線回折による逆極点図の測定にて(100)面、(411)面、(111)面の強度をそれぞれＩ(100)、Ｉ(411)、Ｉ(111)とすると、鋼板の表面から板厚方向１０分の１層の集合組織において、Ｉ(100)≧２．０かつ、Ｉ(411)≧１．５かつ、Ｉ(111)≦４．０かつ、｛Ｉ(100)＋Ｉ(411)｝／Ｉ(111)≧１．０を満たす場合に磁気特性が優れることを見出した。

さらに、(310)面、(332)面、(211)面、(221)面の強度をそれぞれＩ(310)、Ｉ(332)、Ｉ(211)、Ｉ（221）とすると、鋼板の表面から板厚方向１０分の１層の集合組織において、Ｉ(100)≧２．０かつ、Ｉ(411)≧１．５かつ、Ｉ(111)≦４．０かつ、｛Ｉ(100)＋Ｉ(411)＋Ｉ(310)｝／｛Ｉ(111)＋Ｉ(332)＋Ｉ(211)＋Ｉ(221)｝ ≧０．５を満たす場合に磁気特性が優れることを見出した。

なお、ｂｃｃ鉄では(100)面、(111)面、(221)面の構造因子が零となるため、２次の回折面である(200)面、(222)面、(442)面をそれぞれ測定する。面指数としてはそれぞれ(100)、(111)、(221)を用いる。

鋼板の表面から１０分の１層の集合組織において｛Ｉ(100)＋Ｉ(411)｝／Ｉ(111)の値が１．０未満であると鉄損が増大し、磁束密度が低下するため｛Ｉ(100)＋Ｉ(411)｝／Ｉ(111)の値は１．０以上であることが好ましい。

さらに、鋼板の表面から１０分の１層の集合組織において｛Ｉ(100)＋Ｉ(411)＋Ｉ(310)｝／｛Ｉ(111)＋Ｉ(332)＋Ｉ(211)＋Ｉ(221)｝の値が０．５未満であると、鉄損が増加し磁束密度が低下するため、０．５以上であることが好ましい。

鋼板表面から１０分の１層の集合組織においてＩ(100)およびＩ(411)の値がそれぞれ２．０未満および１．５未満であると磁束密度が低下するのでそれぞれ２．０以上および１．５以上であることが好ましい。また、Ｉ(111)の値が４．０超であると磁束密度が低下するので４．０以下であることが好ましい。

これらの方位間の強度の関係が磁気特性に及ぼす効果については、表層付近の｛100｝、｛411｝および｛310｝方位の集積を高めることにより、表層付近の結晶粒が無方向性電磁鋼板の板面垂直方向の磁化を抑制し鋼板内の磁束の流れが円滑となるため、鉄損、磁束密度などの磁気特性が向上すると推察している。

また、｛100｝方位と｛411｝方位の強度が不足すると、磁気特性の改善に有効な方位を有する結晶の絶対的な集積量が不足し、本発明が目的とする磁気特性の改善効果が得られないと推察している。

また、これにより、インバータなどの高周波での励磁下において表皮効果により磁束が鋼板表層に偏在する場合においても、鋼板表層の集合組織が改善されたことにより鋼板内の磁束の流れが円滑となり、高周波で優れた磁気特性を実現することが可能になったと推察している。

本発明の無方向性電磁鋼板の磁束密度をさらに高める方法として、発明者らは冷間圧延工程における圧延率を適切に制御することが有効であることを見出した。すなわち、磁束密度向上の効果は８５％以上の冷間圧延率において著しく促進されるため、冷間圧延率は８５％以上と定める。
一方、冷間圧延率を９５％超とするためには冷間圧延設備の負担が大きくなり、コストが著しく上昇し不経済であるため、冷間圧延率の上限は９５％以下と定める。

発明者らは、従来ＪＩＳ（日本工業規格）で既定されてきたエプスタイン法では本発明の無方向性電磁鋼板の優れた特性を正確に測定していないことを見出した。すなわち、本発明ではエプスタイン法で採取する板の方向を圧延方向から鋼板板面内で左右に４５度にした際に最もその磁気特性がすぐれ、かつ、左右の磁気特性がほぼ等しいことを見出したのである。

従来のＪＩＳ規格のエプスタイン法では圧延方向とその直角方向から半々ずつ試料を切り出して圧延方向、直角方向、圧延方向、直角方向の順に閉磁路を作り、額縁状に重ね、電流法で励磁し磁気特性の測定を行う。しかしながら、本発明で製造された無方向性電磁鋼板は、鋼板の圧延方向とその直角方向は最も磁気特性の劣る方向であり、圧延方向から鋼板板面内で左右に４５度それた方向が最も磁気特性が優れることを新規に見出した。

この新規の発見により、本発明では、鋼板を鉄心に加工する際の剪断時に、鉄心の磁束の流れる方向を鋼板の圧延方向から鋼板板面内で左右に４５度傾いた方向に一致させる無方向性電磁鋼板の剪断を行う。

鉄心内で磁束が流れる方向が鋼板の圧延方向から鋼板板面内で左右に４５度傾いた方向からそれると、当該無方向性電磁鋼板を用いた製品の磁気特性を十分に活用することが出来ないので磁束が流れる方向と鋼板板面内で左右に４５度傾いた方向は一致させるように鋼板を剪断する必要がある。

これにより製造した無方向性電磁鋼板を用い、磁束が流れる方向を鋼板の板面内で圧延方向から４５度傾いた方向に合わせることにより、ＥＩコア、回転機用分割コア、トランス用額縁鉄心、小型鉄心、リアクトル用鉄心、螺旋コアのヨークやティースの方向と本発明の無方向性電磁鋼板の磁化容易方向を一致させ、磁気特性の改善をはかることができる。

また、本発明で得られる無方向性電磁鋼板は圧延方向から板面内で左右に４５度傾いた方向の磁気特性が最も優れているので、ＥＩコア、回転機用分割コア、トランス用額縁鉄心、小型鉄心、リアクトル用鉄心、螺旋コアの内部の９０度の角度をなすコーナー部にスムーズに磁束を流し、コーナー部の鉄損を減少させるとともに、９０度の角度をなすヨークとティースの両方に同時にスムーズに磁束を流すことが可能になるという優れた性質を持つ。

これにより、本発明で製造した無方向性電磁鋼板を剪断する際に、鉄心の磁束が流れる方向に一致するように鋼板の圧延方向から板面内に左右に４５度傾いた方向を一致させ、これを素材とすることにより、優れた磁気特性を持つＥＩコア、回転機用分割コア、トランス用額縁鉄心、小型鉄心、リアクトル用鉄心、螺旋コアを得ることが出来る。

本発明で得られた無方向性電磁鋼板の磁気特性が圧延方向から板面内で左右に４５度傾いた方向で最も優れる理由については、図１の極点図からは現在のところ説明できない。この点については発明者らは鋭意調査中であるが、現在のところ以下のように推察している。

本発明で優れた磁気特性が得られる理由は図１の極点図に示したように表層の集合組織において板面に平行に近い方向に<100>軸が存在していることと発明者らは推察している。一方、中心層の集合組織は図２に示したように、難磁化方位である<111>が板面に平行に存在するため、本発明の磁気特性改善に対する寄与はほとんどないものと推察している。

ここで、極点図と多結晶体の磁化について説明を加えると、極点図は多結晶の結晶粒の方位分布を示すものであり、多結晶の鋼板内の個々の結晶粒内の磁束の流れを示すものではない。従って、図１で示された結晶方位分布の多結晶体からなる無方向性電磁鋼板では、個々の結晶の磁束の流れの総和として、未だ明らかでないが、磁化の静磁エネルギーの総和などが何らかの理由により４５度方向が最小になるなどの理由で、板面内で４５度方向の磁気特性が最も優れているものと推察している。

次に、本発明の実施例について述べる。

表１に示した成分を有する無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて８００℃１時間加熱し、熱延により２．５ｍｍに仕上げた。仕上熱延開始温度は７５０℃とした。圧延速度と熱延スタンド間の冷却速度を制御し仕上熱延終了温度を５００℃から７３０℃の範囲で変化させた。なお、この鋼のＡｒ１変態点は８８０℃である。
続いて酸洗を施し、冷間圧延により０．５ｍｍに仕上げ、これを連続焼鈍炉にて７５０℃３０秒の仕上焼鈍を施した。その後、エプスタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。

表１に成分を、表２に仕上熱延終了温度と磁気特性の関係の測定結果を示す。
表２より、仕上熱延終了温度を適切に制御することにより、熱延板焼鈍などのコストのかかる工程を省略して、高磁束密度の無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。

また、表２に示した本発明３の試料からＸ線回折用試料を作成し、表層から板厚方向１０分の１層および、表層から板厚方向２分の１層を研磨により露出させＸ線回折測定を行い、(100)完全極点図を作成した。その結果を図３および図４にそれぞれ示す。
図３に示した鋼板の表層から１０分の１層の(100)極点図では｛411｝<148>方位付近の集積が高い。

さらに｛411｝<148>から極点図外周の｛100｝<012>方位付近に至るまで強度分布が高い領域が存在し、極点図外周において｛100｝<012>面付近の強度は１．０もしくは１．５に到達し、キューブ方位である｛100｝面が富化している。｛411｝<148>方位付近においてはその３箇所が最大強度２．５を越え、１箇所が最大強度２．０を越えている。

図４に示した鋼板の中心層である２分の１層の(100)極点図では、ガンマファイバーと称される｛111｝面が鋼板面に平行でかつ鋼板面に垂直な<111>軸まわりに回転する結晶方位群により形成された集合組織が発達しており、極点図上ではα＝54.7°付近に同心円状に強度の高い領域が現れている。その中でも特に６つの｛111｝<112>方位付近の集積が高く最大強度がいずれも１．０以上である特徴がある。

極点図内の個別の強度分布の特徴について述べると、図３に示した鋼板の表面から板厚方向１０分の１層の(100)極点図においては、α＝80°かつβがそれぞれβ＝30°、60°、120°、150°、210°、240°、300°、330°における強度がすべて１．０以上であり、かつ、同一極点図上のα＝90°かつβがそれぞれβ＝30°、60°、120°、150°、210°、240°、300°、330°における強度がすべて１．０以上であり、かつ、図４に示した鋼板の板厚方向中心層２分の１層の(100)極点図において、50°≦α≦70°かつβがそれぞれβ＝0°、60°、120°、180°、240°、300°のα、βで定められる６箇所の全ての範囲に強度が１．０以上である領域が存在する特徴がある。

このように本発明では鋼板の表層付近でキューブ方位付近に結晶方位が集積しているのに対し、鋼板中心層ではガンマファイバー集合組織が発達しており、鋼板表層と鋼板中心層の集合組織が大きく異なることが新規な特徴である。

本発明に開示した方法で製造した無方向性電磁鋼板と従来技術で製造した無方向性電磁鋼板の加工性について比較するため、表１に示した供試材のスラブを１１５０℃にて１時間加熱し、仕上げ熱延開始温度を１０００℃とし、仕上熱延終了温度を８６０℃として２．５ｍｍの熱延板に仕上げた。続いて酸洗を施し、冷間圧延により０．５ｍｍに仕上げ、これを連続焼鈍炉にて７５０℃３０秒の仕上焼鈍を施した。この試料を比較例２とした。その後、エプスタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。

比較例１、比較例２の無方向性電磁鋼板および本発明により製造した無方向性電磁鋼板である本発明１から本発明５を用い真円の金型により直径１００ｍｍの形状に打ち抜き試験を行った所、打ち抜き回数５０万回後に本発明の試料の端部のカエリ高さは２０μｍ以下を示したのに対し、比較例１、比較例２では端部のカエリ高さは２０μｍ超となった。

また同時に真円度を測定した所、比較例１、比較例２では真円度は３５μｍ超の値を示したのに対し、本発明１から本発明５では３５μｍ以下にとどまり良好な値を示した。真円度の測定は、打ち抜き回数５０万回後に、打ち抜いた直径１００ｍｍの円形の試料に内接する真円と外接する真円の直径の差を単位をμｍとして表した。
これらの結果を表２にあわせて示す。

以上のように本発明により製造した無方向性電磁鋼板はＳｉ添加量が０．３％の無方向性電磁鋼板としては極めて低いかえり高さと良好な真円度を示し優れた加工性を有している。

本発明により鋼板表層においてキューブ方位付近の集積を高めることが可能であるため、鋼板を励磁した際に鋼板表面に対し垂直な磁化成分を減少させることが可能となり鉄損低減に有効であり、鋼板中心層でガンマファイバー集合組織の集積を高めることが可能であるため、加工性に優れた無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。

表３に示した鋼２の成分を有する無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて７５０℃１時間加熱し、熱延により２．５ｍｍに仕上げた。仕上熱延開始温度は６００℃から７４０℃の範囲で変化させた。圧延速度と熱延スタンド間の冷却速度を制御し仕上熱延終了温度は５６０℃とした。
なお、この鋼のＡｒ１変態点は８６７℃である。

sol-Alは製鋼段階でAl脱酸やAl添加を実施していないため検出限界以下であった。本実験で使用した分析機器ではsol-Alの検出限界は０．００１％であり、この限界量以下と判定されたsol-Alについては表中において「tr.」と記載した。以下の実施例でも同様である。

続いて酸洗を施し、冷間圧延により０．５ｍｍに仕上げ、これを連続焼鈍炉にて７５０℃３０秒の仕上焼鈍を施した。その後、エプスタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。

表３に成分を、表４に仕上熱延終了温度と磁気特性の関係の測定結果を示す。
表４より、仕上げ熱延開始温度を適切に制御することにより、熱延板焼鈍などのコストのかかる工程を省略して、高磁束密度の無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。

表５に示した成分を有する無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて８００℃１時間加熱し、熱延により２．５ｍｍに仕上げた。仕上熱延開始温度は７８０℃とし、圧延速度と熱延スタンド間の冷却速度の制御により仕上熱延終了温度を６４０℃に制御した。
これらの鋼のＡｒ１変態点は８６５℃から８７８℃である。

次に酸洗を施し、冷間圧延により０．５ｍｍに仕上げ、これを連続焼鈍炉にて７５０℃３０秒の仕上焼鈍を施した。その後、エプスタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。
表５に本発明と比較例の成分を、表６に各供試材の磁気特性の測定結果を示す。

このようにＣ含有量を０．００４％以下に制御し、仕上げ熱延条件を適切に制御することにより、熱延板焼鈍などのコストのかかる工程を省略し、高磁束密度の無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。
さらに、表６より、特にＣ含有量が０．００３％以下の場合において、磁束密度Ｂ50が１．８Ｔ超のより高い値が得られていることがわかる。さらに、Ｃ含有量が０．００２％以下の場合において、Ｂ50の値が１．８１５Ｔ以上のより高い磁束密度が得られていることがわかる。

表７に示した鋼11の成分を有する無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて１１５０℃１時間加熱し、熱延により２．５ｍｍに仕上げた。仕上熱延開始温度は６００℃から８７０℃の範囲で変化させた。圧延速度と熱延スタンド間の冷却速度を制御し仕上熱延終了温度は５６０℃とした。
なお、この鋼のＡｒ１変態点は８６５℃である。

続いて酸洗を施し、冷間圧延により０．５ｍｍに仕上げ、これを連続焼鈍炉にて７５０℃３０秒の仕上焼鈍を施した。その後、エプスタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。

表７に成分を、表８に仕上熱延終了温度と磁気特性の関係の測定結果を示す。

表８より、仕上げ熱延開始温度を適切に制御することにより、熱延板焼鈍などのコストのかかる工程を省略しつつ高磁束密度の無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。

表９に示した鋼12の成分を有する無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて９００℃１時間加熱し、熱延により２．５ｍｍに仕上げた。仕上熱延開始温度は６００℃から８７０℃の範囲で変化させた。圧延速度と熱延スタンド間の冷却速度を制御し仕上熱延終了温度は５６０℃とした。
なお、この鋼のＡｒ１変態点は８６８℃である。

続いて酸洗を施し、冷間圧延により０．５ｍｍに仕上げ、これを連続焼鈍炉にて７５０℃３０秒の仕上焼鈍を施した。その後、エプスタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。

表９に成分を、表１０に仕上熱延終了温度と磁気特性の関係の測定結果を示す。
表１０より、仕上げ熱延開始温度を適切に制御することにより、熱延板焼鈍などのコストのかかる工程を省略しつつ高磁束密度の無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。

表１１に示した鋼13の成分を有する無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて８７０℃１時間加熱し、熱延により２．５ｍｍに仕上げた。仕上熱延開始温度は６００℃から８６０℃の範囲で変化させた。圧延速度と熱延スタンド間の冷却速度を制御し仕上熱延終了温度は５６５℃とした。
なお、この鋼のＡｒ１変態点は８６６℃である。

続いて酸洗を施し、冷間圧延により０．５ｍｍに仕上げ、これを連続焼鈍炉にて７５０℃３０秒の仕上焼鈍を施した。その後、エプスタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。

表１１に成分を、表１２に仕上熱延終了温度と磁気特性の関係の測定結果を示す。
表１２より、仕上げ熱延開始温度を適切に制御することにより、熱延板焼鈍などのコストのかかる工程を省略しつつ高磁束密度の無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。

表１３に示した成分を有する無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて８００℃１時間加熱し、熱延により２．５ｍｍに仕上げた。仕上熱延開始温度は７３０℃とした。圧延速度と熱延スタンド間の冷却速度を制御し仕上熱延終了温度を６２０℃とした。
続いて酸洗を施し、冷間圧延により０．５ｍｍに仕上げ、これを連続焼鈍炉にて各温度にて３０秒の仕上焼鈍を施した。その後、エプスタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。

表１３に本発明と比較例の成分を、表１４に仕上焼鈍温度と磁気特性の関係の測定結果を示す。
表１４より、本発明の成分範囲にＳｉ、Ａｌ含有量を調節することにより高磁束密度の無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。

表１５に示した成分を有する無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて８００℃１時間加熱し、熱延により２．５ｍｍに仕上げた。仕上熱延開始温度は７５０℃とした。圧延速度と熱延スタンド間の冷却速度を制御し仕上熱延終了温度を６３０℃とした。
また、比較例３として、表１５と同一成分のスラブを１１５０℃にて１時間加熱し、仕上げ熱延開始温度を１０００℃とし、仕上熱延終了温度を８６０℃として２．５ｍｍの熱延板に仕上げた。

続いて酸洗を施し、冷間圧延により０．５ｍｍに仕上げ、これを連続焼鈍炉にて７５０℃３０秒の仕上焼鈍を施した。その後、エプスタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。
また、本発明例と比較例３の試料の表面から板厚方向１０分の１層の集合組織をＸ線回折により逆極点図にて測定し各回折面の反射面強度を測定した。

表１５に本発明と比較例の成分を、表１６に磁気特性測定結果を、表１７にＸ線回折による集合組織の測定結果、表１８および表１９に集合組織の判定結果を示す。
表１６より、本発明の製造方法により商用周波数で低鉄損高磁束密度であるとともに、商用周波数および高周波での鉄損の優れた無方向性電磁鋼板を製造することが可能であることがわかる。

また、表１８より、Ｘ線回折測定により得られた逆極点図における(100)面、(411)面、(111)面の強度をそれぞれＩ(100)、Ｉ(411)、Ｉ(111)とすると、本発明では鋼板の表面から板厚方向１０分の１層の集合組織において、Ｉ(100)≧２．０かつ、Ｉ(411)≧１．５かつ、Ｉ(111)≦４．０かつ、｛Ｉ(100)＋Ｉ(411)｝／Ｉ(111) ≧１．０を満たすことがわかる。

さらに、表１９より、(310)面、(332)面、(211)面、(221)面の強度をそれぞれＩ(310)、Ｉ(332)、Ｉ(211)、Ｉ（221）とすると、本発明では鋼板の表面から板厚方向１０分の１層の集合組織において、Ｉ(100)≧２．０かつ、Ｉ(411)≧１．５かつ、Ｉ(111)≦４．０かつ、｛Ｉ(100)＋Ｉ(411)＋Ｉ(310)｝／｛Ｉ(111)＋Ｉ(332)＋Ｉ(211)＋Ｉ(221)｝ ≧０．５を満たすことがわかる。

表２０に示した成分を有する無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて８００℃１時間加熱し、熱延により２．０ｍｍに仕上げた。仕上熱延開始温度は７５０℃とした。圧延速度と熱延スタンド間の冷却速度を制御し仕上熱延終了温度を６３０℃とした。
続いて酸洗を施し、冷間圧延により０．１０ｍｍから０．５０ｍｍに仕上げ、連続焼鈍炉にて７５０℃２５秒の仕上焼鈍を施した。その後、エプスタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。０．１０ｍｍ以下の冷間圧延はコストが増加し採算性が低下するため実施しなかった。

また、比較例４として、表２０と同一成分のスラブを１１５０℃にて１時間加熱し、粗圧延後、仕上げ熱延開始温度を１０００℃とし、仕上熱延終了温度を８６０℃として２．５ｍｍの熱延板に仕上げ、これを冷間圧延率８０％にて０．５０ｍｍに仕上げ、７５０℃２５秒の仕上焼鈍を施した。その後、エプスタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。

表２１に磁気特性測定結果を示す。冷間圧延率を８５％から９５％に制御した本発明例では磁束密度Ｂ50の値が１．８４Ｔ以上と優れた値を示している。また５０Ｈｚの商用周波数における鉄損であるW15/50の値も比較例よりも優れている。さらに高周波の４００Ｈｚかつ動作磁束密度が１．０Ｔでの鉄損であるW10/400の値もＳｉ量０．１５％の成分系の無方向性電磁鋼板としては優れた値を示している。
このような磁気特性の向上は、先に示した集合組織の測定結果から、成品の集合組織が従来技術よりも改善されたことが原因であると発明者らは推測している。

以上のように、表２１より、冷間圧延率８５％から９５％において商用周波数で高磁束密度かつ低鉄損であるとともに、高周波においても鉄損の優れた無方向性電磁鋼板の製造が可能であることがわかる。

表２２に示した成分を有する無方向性電磁鋼用スラブを用い、プロセスＡ鋼とプロセスＢ鋼を製造した。

プロセスＡ鋼として、表２２に示した成分を有する無方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて８００℃１時間加熱し、熱延により２．０ｍｍに仕上げた。仕上熱延開始温度は７５０℃とした。圧延速度と熱延スタンド間の冷却速度を制御し仕上熱延終了温度を６３０℃とした。
続いて酸洗を施し、冷間圧延により０．３０ｍｍに仕上げ、連続焼鈍炉にて７５０℃２５秒の仕上焼鈍を施した。その後、圧延方向、圧延方向から２２．５度左右に傾いた方向、圧延方向から左右に４５度傾いた方向、圧延方向から６７．５度の方向、圧延方向と直角に傾いた方向のエプスタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。

また、比較例として、プロセスＢ鋼を、表２２と同一成分のスラブを１１５０℃にて１時間加熱し、粗圧延後、仕上げ熱延開始温度を１０００℃とし、仕上熱延終了温度を８６０℃として２．０ｍｍの熱延板に仕上げ、続いて酸洗を施し、０．３０ｍｍに仕上げ、７５０℃２５秒の仕上焼鈍を施した。その後、上記と同じ角度のエプスタイン試料に切断し、磁気特性を測定した。

磁気特性の測定はＪＩＳに定められた圧延方向とその直角方向を用いた方法の他に、各剪断方向の試料のみを使った測定および、圧延方向から左右に45度傾いた試料を交互に重ね、測定した。試料の方向の表記は、２２．５度の角度間隔で圧延方向に０°、右２２．５°、左２２．５°、右４５°、左４５°、右６７．５°、左６７．５°、９０°で表した。

予め調べたところ、右２２．５°と左２２．５°、右４５°と左４５°、右６７．５°と左６７．５°はほぼ同じ測定値を示し、圧延方向に対称であったので、右４５°と左４５°は個別に試料を採取したが、右２２．５°と左２２．５°は右２２．５°、右６７．５°と左６７．５°は右６７．５°の試料のみを採取し、右の表記は省略した。また、対辺に右４５°、左４５°を用い、ＪＩＳ法の試料を４５°回転させた状態での測定も行い、右４５°＋左４５°と示した。

表２３に磁気特性測定結果を示す。
表２３より本発明によれば優れた磁気特性が得られることがわかる。

実施例１０で製造したプロセスＡ鋼より、ＥＩのＩの向きを鋼板圧延方向と一致させて打ち抜いたＥＩコアと、ＥＩのＩの向きを鋼板圧延方向と４５°の角度をなす方向から打ち抜いたＥＩコアを作成し、Ｅコアの３脚に励磁コイルを巻き、鉄損を測定した。真ん中の脚に接してＨコイルを設置し、その上から励磁コイルを巻き、磁界を測定した。
本発明の方法で打ち抜いたＥＩコアと比較例の模式図を図５に示す。

また、トランス用額縁鉄心、小型トランス、リアクトル用鉄心、螺旋コアの磁気特性測定用に外形４０ｍｍ×４０ｍｍ、内側の開口部２０ｍｍ×２０ｍｍの小型鉄心を打ち抜いた。その際、直角を成す鉄心の２方向の脚が鋼板の圧延方向とその板面内直角方向に一致する方法と、２方向の脚が鋼板圧延方向と４５°を成す方向に打ち抜く２つの方法で鉄心を打ち抜いて２種類の鉄心を作成した。この鉄心に２００ターンの巻き線を施して電流法で鉄損を測定した。
本発明の方法で打ち抜いた額縁コアと比較例の模式図を図６に示す。

次に、１２スロットからなる外径１５０ｍｍの分割コアを作成し、ティースに巻き線を施して組み立て、ロータを組み込み、一定の励磁磁界での鉄損を測定した。その際、分割コアのティースが鋼板の圧延方向と直角の方向に打ち抜いたものと、鋼板の圧延方向と４５°の方向をなすように打ち抜いたものを用意した。
本発明の方法で打ち抜いた分割コアと比較例の模式図を図７に示す。

次に、４０スロットからなる外径１２０ｍｍ、積み厚１５ｍｍの螺旋コアを作成し、励磁時の鉄損を測定した。コアは４０スロットからなるヨークを円形に加工した後、積層して製作した。打ち抜きの際はヨークが圧延方向、ティースが圧延方向と板面内で直角方向を成す打ち抜き方と、ヨーク、ティースともに圧延方向から板面内で４５°の方向をなすうち抜きを行って磁気特性を比較した。
本発明の方法で打ち抜いた螺旋コアと比較例の模式図を図８に示す。

表２４より、本発明の方法で打ち抜いた鉄心はいずれも優れた磁気特性を有することがわかる。

Claims (7)

1. 鋼中に質量％で、
   ０．１％≦Ｓｉ≦２．０％、
   Ａｌ≦１．０％、
   かつ、０．１％≦Ｓｉ＋２Ａｌ≦２．０％を満たし、
   Ｃ≦０．００４％、
   Ｓ≦０．００３％、
   Ｎ≦０．００３％
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとして、熱間圧延において粗圧延および引き続く仕上熱延を施して熱延板とし、酸洗し一回の冷間圧延工程を施し次いで仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
   熱間圧延のスラブ加熱温度ＳＴ、仕上熱延開始温度Ｆ0Ｔ、仕上熱延終了温度ＦＴをそれぞれ以下のように定めることを特徴とする磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法。
   ７００℃≦ＳＴ≦１１５０℃
   ６５０℃≦Ｆ0Ｔ≦８５０℃
   ５５０℃≦ＦＴ≦８００℃
2. 鋼板の表面から板厚方向１０分の１層においてＸ線回折測定により作成した（１００）極点図において、
   α＝８０°かつβがそれぞれβ＝３０°、６０°、１２０°、１５０°、２１０°、２４０°、３００°、３３０°における強度がすべて１．０以上であり、
   かつ、鋼板の板厚方向中心層２分の１層においてＸ線回折測定により測定した（１００）極点図において、
   ５０°≦α≦７０°かつβがそれぞれβ＝０°、６０°、１２０°、１８０°、２４０°、３００°で定められるα、βの領域に強度が１．０以上である領域が存在することを特徴とする無方向性電磁鋼板。
3. 鋼板の表面から板厚方向１０分の１層においてＸ線回折測定により作成した（１００）極点図において、
   α＝８０°かつβがそれぞれβ＝３０°、６０°、１２０°、１５０°、２１０°、２４０°、３００°、３３０°における強度がすべて１．０以上、かつ、同一極点図上において、α＝９０°かつβがそれぞれβ＝３０°、６０°、１２０°、１５０°、２１０°、２４０°、３００°、３３０°における強度がすべて１．０以上であり、
   かつ、鋼板の板厚方向中心層である２分の１層においてＸ線回折測定により作成した（１００）極点図において、
   ５０°≦α≦７０°かつβがそれぞれβ＝０°、６０°、１２０°、１８０°、２４０°、３００°で定められるα、βの領域に強度が１．０以上である領域が存在することを特徴とする無方向性電磁鋼板。
4. 鋼板の表面から板厚方向１０分の１層においてＸ線回折測定により得られた逆極点図における(100)面、(411)面、(111)面の強度を、それぞれＩ(100)、Ｉ(411)、Ｉ(111)とすると、
   Ｉ(100)≧２．０
   Ｉ(411)≧１．５
   Ｉ(111)≦４．０
   かつ、
   ｛Ｉ(100)＋Ｉ(411)｝／Ｉ(111) ≧１．０
   を満たすことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
5. 請求項１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、冷間圧延における圧延率を８５％以上９５％以下とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
6. 請求項１または５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法によって製造された電磁鋼板あるいは請求項２〜４のいずれかに記載の電磁鋼板を鉄心に加工する際の剪断時に、鉄心の磁束の流れる方向を鋼板の圧延方向から鋼板板面内で左右に４５度傾いた方向に一致させることを特徴とする無方向性電磁鋼板の剪断方法。
7. 請求項６に記載の方法により製造した無方向性電磁鋼板により製造した電磁部品であって、該電磁部品が、ＥＩコア、回転機用分割コア、トランス用額縁鉄心、小型鉄心、リアクトル用鉄心、螺旋コアのいずれかであることを特徴とする電磁部品。

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