JP6123234B2 - 電磁鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、エアコンコンプレッサーモータやハイブリッド電気自動車用駆動モータなどのモータコア用として好適である、高周波鉄損が低い電磁鋼板に関する。

近年、家庭用エアコンコンプレッサーモータでは可変速運転が行われており、最高周波数は２００〜４００Ｈｚ程度である。そのため、ＰＷＭ制御等により数ｋＨｚのキャリア周波数が重畳した状態で使用されている。また、最近急速に普及しているハイブリッド電気自動車用駆動モータや電気自動車用駆動モータも、高出力、小型化の観点から数ｋＨｚの周波数で駆動されており、モーターコア用材料について、特に高周波鉄損が低いことが要求されるようになっている。

ここで、モーターコア用の素材である電磁鋼板は、打ち抜きによりモータコア形状に加工され、その後かしめ、溶接等により締結されて、巻き線後、ハウジング等に圧入もしくは焼きばめにより固定されることにより、モータコアとされる。このため、電磁鋼板は様々な加工歪みを受けることとなり、エプスタイン等で測定される素材の磁気特性に比べ、モータコアに加工後は鉄損等が大きく増加することとなる。
例えば、打ち抜き歪みに関してみると、エプスタイン試験で磁気特性を測定する場合は、試験材は幅：３０ｍｍの短冊状試験片に剪断して測定されるが、モータコアではティース幅が比較的大きなモータでも５ｍｍ程度であり、小型のモータでは２ｍｍ程度となる。ここで、打ち抜いた鉄心形状の面積に対する打ち抜き端面の累計長さの長いものほど、鉄心全体に対する歪みの影響が大きくなり、上記したようなティース幅の場合、打ち抜きによりモータコア鉄損は素材鉄損に比べ３〜５割程度も増加することとなる。このため、打ち抜きによる鉄損劣化が小さい電磁鋼板が求められている。

このような課題を解決するものとして、例えば特許文献１には、Ｓｉ、Ｍｎ、ＳをＳｉ： ０．４〜２．０％、Ｍｎ：０．２５〜１．００％、Ｓ：０．０１５〜０．０３５％の範囲に制御し、熱間圧延前のスラブ加熱温度を低温とし、熱間圧延の仕上げ温度を比較的高温とする、打ち抜きによる磁気特性の劣化が少なく、磁気特性が良好な無方向性電磁鋼板を得る技術が開示される。この技術は、鋼板中に粗大なＭｎＳを析出させ、打ち抜き時の剪断抵抗を減少させることにより、打ち抜き時の鉄損劣化を抑制しようとするものである。

特開平８−２４６０５２号公報

しかしながら、特許文献１の技術のように、鋼板中に粗大な析出物を析出させることで打ち抜き時の剪断抵抗を減少させようとすると、鋼板中の析出物量が多くならざるを得ず、素材である電磁鋼板自体の鉄損が高くなるという問題を有していた。
本発明はこのような問題を鑑みなされたもので、打ち抜き時の鉄損劣化を抑制した、高周波鉄損に優れる電磁鋼板を提供することを目的とする。

本発明者らが上記課題について鋭意検討したところ、鋼板表層部のＳｉ量を高めるとともに、鋼中のＭｎ量を高め、Ａｓ量を低減することにより、打ち抜き時に鉄損劣化を起こしやすい狭幅材での高周波鉄損を低減できることが明らかとなった。

本発明は、上記知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、鋼板表層部の平均Ｓｉ量が４％以上７％以下、鋼板内層部の平均Ｓｉ量が５％以下であり、Ｍｎ：０．５％超５％以下を含有し、Ａｓ：０．００２％以下、Ｓｅ：０．００２％以下とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、板厚方向に板厚表面が板厚中心部よりもＳｉ濃度が高くなるＳｉの濃度勾配を有し、鋼板表層部の平均Ｓｉ量が鋼板内層部の平均Ｓｉ量に比べて０．５質量％以上高く、鋼板表層部厚さの割合が板厚の０．１〜０．７であることを特徴とする電磁鋼板。
ここで、鋼板表層部とは、鋼板の全板厚の平均Ｓｉ量以上のＳｉ濃度を有する鋼板部分であり、鋼板内層部は鋼板の全板厚の平均Ｓｉ量未満のＳｉ濃度を有する鋼板部分である。
［２］前記［１］において、さらに質量％で、Ａｌ：３％以下を含有することを特徴とする電磁鋼板。
［３］前記［１］または［２］において、さらに質量％で、Ｍｇ：０．０００３％以上０．００２％以下を含有することを特徴とする電磁鋼板。

本発明によれば、打ち抜きによる特性劣化が小さい材料を得ることができ、エアコンコンプレッサーモータ、ハイブリッド電気自動車用駆動モータ、電気自動車用駆動モータ、情報機器モータ等のティース幅が狭いモータの鉄損を低減できるという利点がある。

鋼板表層部の平均Ｓｉ量と鉄損（W10/2k）との関係を示す図である。 鋼中のＭｎ含有量と鉄損（W10/2k）との関係を示す図である。 鋼中のＡｓ含有量と鉄損（W10/2k）との関係を示す図である。 複層比と鉄損（W10/2k）との関係を示す図である。 鋼板表層部の平均Ｓｉ量と鋼板内層部の平均Si量の差と鉄損（W10/2k）との関係を示す図である。

本発明を実験結果に基づいて詳細に説明する。なお、本明細書において、特にことわらない限り、成分に関する％表示は質量％を意味する。

まず、打ち抜きによる磁気特性劣化を調査した。
質量％でＳｉ＝３．９％、Ａｌ＝ｔｒ．、Ｍｎ＝０．１％、Ａｓ＝０．０００１％、Ｓｅ＜０．０００５％とした鋼を実験室にて溶製し、インゴットとした。その後、熱間圧延し、次いで９００℃×３０ｓの熱延板焼鈍を行い、酸洗後、冷間圧延して板厚を０．２０ｍｍの冷延板とし、引き続き１０００℃×３０ｓの仕上焼鈍を行ない、板厚方向にＳｉ量が比較的均一な鋼板を得た。ここで得た鋼板の圧延方向および圧延直角方向から、長さ１８０ｍｍ幅３０ｍｍのエプスタインサンプル、および長さ１８０ｍｍ幅５ｍｍのエプスタインサンプルを打ち抜きにより作製した。また、上記冷延板に１２００℃にて１０分間の浸珪処理を施すことにより、表面から板厚の３０％の部分の平均Ｓｉ量を６．５％とし、板厚中央部（板厚中心から上下に４０％の部分）のＳｉ量を４．５％とした鋼板も作成し、同様に、圧延方向および圧延直角方向から、長さ１８０ｍｍ幅３０ｍｍのエプスタインサンプル、および長さ１８０ｍｍ幅５ｍｍのエプスタインサンプルを打ち抜きにより作製した。

これらサンプルについて、ＪＩＳ Ｃ２５５０に準拠してエプスタイン試験により鉄損（W10/2k）を測定した結果を表１に示す。この際、幅５ｍｍのサンプルについては、幅方向に６枚並べて幅３０ｍｍとして測定した。このようにして測定することで、サンプルの幅３０ｍｍの中に５ヶ所の剪断部分が含まれることになるので、打抜加工による鉄損特性への影響を評価することができる。なお、表１の鉄損（W10/2k）は、圧延方向サンプルおよび圧延直角方向サンプルを半量ずつ用いて求めた鉄損（W10/2k）である。また、鉄損劣化率（％）＝｛（（幅5mm材の鉄損）−（幅30mm材の鉄損））／（幅30mm材の鉄損）｝×１００を求め、表１に示す。表１に示した結果から、仕上焼鈍を行った板厚方向にＳｉが均一な材料（均一材）では鉄損劣化率が２８．９％であり、３０ｍｍ幅のサンプルに比べ５ｍｍ幅のサンプルでは鉄損が３０％程度増加していることがわかる。これは打ち抜きにより鋼板端面で塑性変形が生じることに加え、圧縮の応力が残留するためと考えられる。

一方、浸珪処理を行い板厚方向にＳｉの濃度勾配をつけて、表層部を板厚中央部にくらべてＳｉ量を高くした材料（表層高Ｓｉ材）では、鉄損劣化率が５．３％であり、均一材に比べて打ち抜き幅の影響が小さいことがわかる。また、３０ｍｍ幅サンプルの場合、均一材と表層高Ｓｉ材の鉄損はほぼ同一レベルであるが、５ｍｍ幅サンプルでは、均一材に比べて表層高Ｓｉ材は大幅に低い鉄損となる。すなわち、板厚方向にＳｉの濃度勾配をつけて、板厚の表層部を板厚の中央部に比べて高くした鋼板で打ち抜きによる鉄損劣化が抑制されていることがわかる。この原因は明確ではないが、表層部の磁歪が低いことおよび浸珪処理による格子定数変化に起因して鋼板表層部に引張りの残留応力が生じることにより、打ち抜き時の圧縮応力の影響を受けにくくなったのではないかと考えられる。

次に鋼板表層部のＳｉ量の影響について調査した。なお、以下、鋼板表層部とは、鋼板の全板厚の平均Ｓｉ量以上のＳｉ濃度を有する鋼板部分である。また、鋼板の全板厚の平均Ｓｉ量未満のＳｉ濃度を有する鋼板部分は鋼板内層部とした。
Ｓｉ＝３．０％、Ａｌ＝ｔｒ．、Ｍｎ＝０．１％、Ａｓ＝０．０００１％、Ｓｅ＜０．０００５％の鋼を用い、熱間圧延し、次いで９００℃×３０ｓの熱延板焼鈍を行い、酸洗後、冷間圧延により板厚を０．２０ｍｍとした。その後、１２００℃×１〜２０ｍｉｎの浸珪処理を行い、鋼板表層部のＳｉ量を変化させた。ここで鋼板表層部の厚さ（鋼板両側表層部の合計の厚さ）が全板厚の２５％となるように、すなわち複層比が０．２５となるように、浸珪処理後に１０００℃にて行う拡散処理の処理時間を様々に変化させて調整した。なお、複層比とは、複層比＝（鋼板両側表層部の合計の厚さ）／（鋼板の全板厚）である。

また、ここで鋼板表層部の厚さは、鋼板の板厚方向のＳｉの濃度分布をＥＰＭＡにより求め、この濃度分布から、全板厚の平均のＳｉ量を求め、この全板厚の平均Ｓｉ量以上のＳｉ濃度を有する部分を、鋼板表層部として、鋼板表層部のＳｉ量の平均である鋼板表層部の平均Ｓｉ量を求めた。

また、このようにして得られた鋼板から、圧延方向および圧延直角方向から長さ１８０ｍｍ、幅５ｍｍのエプスタインサンプルを打ち抜きにより作製し、上記と同様にして鉄損（W10/2k）を測定した。

図１にここで得た鋼板（0.1％Ｍｎ鋼）の鋼板表層部の平均Ｓｉ量と鉄損（W10/2k）との関係を示す。なお、鋼板内層平均Ｓｉ量はいずれのサンプルでも３．２％であった。これより鋼板表層部の平均Ｓｉ量が４％以上で鉄損が低下していることがわかる。このことより鋼板表層部の平均Ｓｉ量は４％以上、好ましくは４．５％以上とする。なお、鋼板表層部の平均Ｓｉ量が7％を超えた場合には打ち抜きが困難となるため、上限は７％である。

ところで、このような板厚方向にＳｉの濃度勾配を有する鋼板の高周波鉄損をさらに低減するには、鋼板の固有抵抗を高めることが効果的である。鋼板の固有抵抗を増大させる元素としてＳｉがあるが、Ｓｉをさらに高めた場合には材料が非常にもろくなるため、モータの打ち抜き加工が困難となる。そこで、固有抵抗を高めつつ、鋼板が脆化しない元素としてＭｎに着目し検討を行った。

すなわち、Ｓｉ＝３．０％、Ａｌ＝ｔｒ．、Ｍｎ＝２．０％、Ａｓ＝０．０００１％、Ｓｅ＜０．０００５％の鋼を用い、熱間圧延し、次いで９００℃×３０ｓの熱延板焼鈍を行い、酸洗後、冷間圧延により板厚を０．２０ｍｍとした。その後、１２００℃×１〜２０ｍｉｎの浸珪処理を行い鋼板表層部のＳｉ量を変化させた。ここで鋼板表層部の厚さが板厚の２５％（複層比＝０．２５）となるように、上記したのと同様に浸珪処理後に１０００℃にて行う拡散処理の処理時間を様々に変化させて調整した。また、鋼板表層部の平均Ｓｉ量は、上記と同様にして求めた。

このようにして得た鋼板より、圧延方向および圧延直角方向から長さ１８０ｍｍ、幅５ｍｍのエプスタインサンプルを打ち抜きにより作製し、上記と同様にして鉄損（W10/2k）を測定した。図１にここで得た鋼板（２．０％Ｍｎ鋼）の鋼板表層部の平均Ｓｉ量と鉄損（W10/2k）との関係を示す。なお、鋼板内層平均Ｓｉ量はいずれのサンプルでも３．２％であった。２．０％Ｍｎ鋼は、０．１％Ｍｎ鋼よりも鉄損が小さく、特に鋼板表層部の平均Ｓｉ量が４％以上でＭｎ添加により特に鉄損が大きく低下することがわかる。この理由は明確でないが、Ｓｉ、Ｍｎの複合効果により鉄損低下が大きくなったのではないかと考えられる。

次にＭｎ添加量の影響を調査した。
Ｓｉ＝３．０％、Ａｌ＝ｔｒ．、Ａｓ＝０．０００１％、Ｓｅ＜０．０００５％、Ｍｎ＝０．１〜５％と、Ｍｎ量を大きく変化させた鋼を真空溶解し、熱間圧延後、９００℃×３０ｓの熱延板焼鈍を行い、酸洗後、冷間圧延により板厚を０．２０ｍｍとした。その後、１２００℃×１０ｍｉｎの浸珪処理を行い鋼板表層部の平均Ｓｉ量を６．５％とした。なお、鋼板表層部の平均Ｓｉ量は、上記と同様にして求めた。また、鋼板表層部の厚さが板厚の２５％（複層比＝０．２５）となるように上記したのと同様に浸珪処理後に１０００℃にて行う拡散処理の処理時間を様々に変化させて調整した。
このようにして得た鋼板より、圧延方向および圧延直角方向から長さ１８０ｍｍ、幅５ｍｍのエプスタインサンプルを打ち抜きにより作製し、上記と同様にして鉄損（W10/2k）を測定した。図２に鉄損（W10/2k）に及ぼすＭｎ量の影響を示す。これよりＭｎ量０．５％超で鉄損が低下することがわかる。なお、Ｍｎが５％を超えると、Ｍｎ添加の効果が飽和し、いたずらにコストアップとなるためＭｎ量の上限は５％とする。

次にＭｎ添加鋼の製造安定性を調査するため、上記Ｍｎ添加量の影響を調査した図２に示した鋼のうち、２．５％Ｍｎ鋼を実験室にて１０チャージ溶製し、上記Ｍｎ添加量の影響を調査した場合と同様にして鋼板を作製し、鉄損を評価したところ、鉄損の高いものが２チャージ認められた。この原因を調査するため、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて、鋼板のミクロ組織観察を行ったところ、鉄損の高い材料では粒界にＭｎＡｓ析出物が認められた。通常の電磁鋼板ではＭｎＡｓの析出は認められないが、本検討のようにＭｎ含有量が高い材料ではＭｎＡｓが析出しやすくなったものと想定される。

そこで、鉄損に及ぼすＡｓ量の影響を調査した。
Ｓｉ＝３．１％、Ａｌ＝ｔｒ．、Ｍｎ＝２．５％およびＭｎ＝０．１％、Ａｓ＝０．０００４〜０．００２６％、Ｓｅ＜０．０００５％とした鋼を真空溶解し、熱間圧延後、９００℃×３０ｓの熱延板焼鈍を行い、酸洗後、冷間圧延により板厚を０．２０ｍｍとした。その後、１２００℃×１０ｍｉｎの浸珪処理を行い、鋼板表層部の平均Ｓｉ量を６．５％とした。ここで鋼板表層部の厚さが板厚の２５％（複層比＝０．２５）となるように、上記したのと同様に浸珪処理後に１０００℃にて行う拡散処理の処理時間を様々に変化させて調整した。

このようにして得た鋼板より、圧延方向および圧延直角方向から長さ１８０ｍｍ、幅５ｍｍのエプスタインサンプルを打ち抜きにより作製し、上記と同様にして鉄損（W10/2k）を測定した。図３に鉄損に及ぼすＡｓの影響を示す。Ｍｎ＝０．１％鋼ではＡｓが０．００２％超となっても鉄損の増加は認められないが、Ｍｎ＝２．５％鋼ではＡｓが０．００２％超となると鉄損が増加することがわかる。このためＡｓの上限を０．００２％とする。なお、ＡｓはＭｎ鉱石、Ｓｉ鉱石に不純物として含まれることから、高純度の鉱石を使用することが望ましい。

次に鋼板内層部のＳｉ量について検討した。
Ｓｉ＝１〜４．５％、Ａｌ＝ｔｒ.、Ｍｎ＝２．０％、Ａｓ＝０．０００１％、Ｓｅ＜０．０００５％とした鋼を用い、熱間圧延後、９００℃×３０ｓの熱延板焼鈍を行い、酸洗後、冷間圧延により板厚を０．２０ｍｍとした。その後、１２００℃×１〜２０ｍｉｎの浸珪処理を行い鋼板表層部の平均Ｓｉ量を６％とするとともに、鋼板内層部のＳｉ量を変化させた。
このようにして得た鋼板について、長さ１８０ｍｍ、幅５ｍｍのエプスタインサンプルの打ち抜きを行ったところ、鋼板内層部の平均Ｓｉ量が５％の鋼板では打ち抜きによりサンプルを作製することができたが、５％を超える鋼板では、打ち抜き時に板に亀裂が入り、エプスタインサンプルを作製することが不可能であり、打ち抜き性が劣ることが判った。このことから、鋼板内層部のＳｉ量は５％以下とする。

次に複層比について検討した。
Ａｌ＝ｔｒ.、Ｍｎ＝２．０％、Ａｓ＝０．０００１％、Ｓｅ＜０．０００５％とし、Ｓｉ含有量を種々変更した鋼素材を、上記と同様に、熱間圧延後、９００℃×３０ｓの熱延板焼鈍を行い、酸洗後、冷間圧延により板厚を０．２０ｍｍとし、浸珪時間を種々変更して浸珪処理を行い、鋼板表層部の平均Ｓｉ量＝６％、鋼板内層部の平均Ｓｉ量＝３％、複層比が０．０５〜０．９となるようにした鋼板を作製した。
このようにして得た鋼板について、圧延方向および圧延直角方向から、長さ１８０ｍｍ、幅５ｍｍのエプスタインサンプルを打ち抜きにより作製し、上記と同様にして鉄損（W10/2k）を測定した。

図４に複層比と鉄損（W10/2k）との関係を示す。これより複層比が０．１以上で鉄損が低下していることがわかる。これは表層の高Ｓｉ部が板厚の０．１未満では低磁歪部および引張り応力残留部の量が小さく、打ち抜き時の鉄損劣化抑制効果が小さいためと考えられる。一方、複層比が０．７超では打ち抜き時に割れが生じたため上限は０．７とする。

次に、表層部の平均Ｓｉ量と内層部の平均Ｓｉ量の差の影響について検討した。
Ｓｉ＝４．５％、Ａｌ＝ｔｒ．、Ｍｎ＝２．０％、Ａｓ＝０．０００１％、Ｓｅ＜０．０００５％の鋼を用い、熱間圧延後、９００℃×３０ｓの熱延板焼鈍を行い、酸洗後、冷間圧延により板厚を０．２０ｍｍとした。その後、１２００℃×１〜２０ｍｉｎの浸珪処理を行い鋼板表層部のＳｉ量を変化させた。ここで鋼板表層部は板厚の３０％（複層比＝０．３）となるように、浸珪処理後に１０００℃にて行う拡散処理の処理時間を様々に変化させて調整した。

このようにして得た鋼板について、圧延方向および圧延直角方向から、長さ１８０ｍｍ、幅５ｍｍのエプスタインサンプルを打ち抜きにより作製し、上記と同様にして鉄損（W10/2k）を測定した。
図５に鋼板表層部の平均Ｓｉ量と鋼板内層部の平均Ｓｉ量の差と鉄損（W10/2k）との関係を示す。図５より鋼板表層部の平均Ｓｉ量と鋼板内層部の平均Ｓｉ量の差が大きくなるにつれて鉄損（W10/2k）は低下し、この差が０．５質量％以上では鉄損（W10/2k）が安定して低くなることがわかる。これはＳｉ差を大きくすることにより鋼板表層部に引張り応力が発生し、これにより狭幅剪断時の鉄損劣化が抑制できたものと考えられる。

上記の実験結果を含め、本発明について説明する。
まず、本発明の成分組成について説明する。本発明の電磁鋼板は、鋼板表層部の平均Ｓｉ量が４％以上７％以下、鋼板内層部の平均Ｓｉ量が５％以下であり、Ｍｎ：０．５％超５％以下を含有し、Ａｓ：０．００２％以下、Ｓｅ：０．００２％以下とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する。

鋼板表層部の平均Ｓｉ量が４％以上７％以下
鋼板表層部の平均Ｓｉ量は打ち抜きによる鉄損劣化に大きく影響し、鋼板表層部の平均Ｓｉ量を４％以上とすることで、図１に示したように、高周波での鉄損を大きく改善することができる。一方、鋼板表層部の平均Ｓｉ量が７％を超えると、打ち抜きが困難となる。したがって、鋼板表層部の平均Ｓｉ量は４％以上７％以下とする。

鋼板内層部の平均Ｓｉ量が５％以下
鋼板内層部の平均Ｓｉ量が５％を超えると、上記したように、狭幅材を打ち抜く際に亀裂が入るなど、打ち抜きが困難となる。したがって、鋼板内層部の平均Ｓｉ量は５％以下とする。
なお、本発明の鋼板のＳｉ含有量、すなわち、全板厚の平均Ｓｉ量は、４％〜６．５％程度とすることが、鉄損を良好にする観点から好ましい。

Ｍｎ：０．５％超５％以下
鋼板中のＭｎ量を０．５％超とすることで、図２に示したように、高周波での鉄損を改善することができる。一方、Ｍｎ量が５％を超えても、Ｍｎ添加の効果が飽和し、コストアップとなるだけであるため、Ｍｎ量の上限は５％とする。

Ａｓ：０．００２％以下
Ａｓは不純物であるが、Ｍｎ含有量が高い本発明の鋼板ではＭｎＡｓが析出しやすく、ＭｎＡｓが析出すると鉄損が劣化する。本発明のようにＭｎ量が高い電磁鋼板でも、図３に示したように、Ａｓ量を０．００２％以下とすることで、Ａｓによる鉄損の劣化を抑制することができるため、Ａｓ量の上限を０．００２％に規制する。

Ｓｅ：０．００２％以下
Ｓｅは不純物であり、Ｍｎ含有量が０．５％以下の場合はそれほど問題とならないが、Ｍｎ含有量が０．５％を超える場合には、鋼板中のＳｅ量が０．００２％を超えるとＭｎＳｅを形成し、鉄損が増加するため、Ｓｅ量の上限を０．００２％に規制する。なお、Ｓｅ量の上限は０．００１％とすることがより好ましい。

上記が、本発明の電磁鋼板の基本組成であり、残部はＦｅおよび不可避不純物であるが、本発明では上記成分組成に加えて、以下に示す元素を適宜含有させることができる。

Ａｌ：３％以下
Ａｌは固有抵抗を上げるために有効な元素であるため、０．１％以上の添加が好ましい。一方、鋼板中のＡｌ量が３％を超えると材料が脆くなり、打ち抜きが困難となるため、Ａｌ量の上限は３％とする。

Ｍｇ：０．０００３％以上０．００２％以下
Ｍｇを０．０００３％以上添加すると硫化物系の析出物が粗大化して、鉄損が低減される。一方、０．００２％を超えて添加してもそれ以上鉄損は低減されず、いたずらにコストアップを招く。したがって、Ｍｇ量を０．０００３〜０．００２％の範囲として、Ｍｇを添加することが好ましい。

次に本発明の電磁鋼板のＳｉの分布について説明する。
本発明の電磁鋼板は、板厚方向に板厚表面が板厚中心部よりもＳｉ濃度が高くなるＳｉの濃度勾配を有し、鋼板表層部の平均Ｓｉ量が鋼板内層部の平均Ｓｉ量に比べて０．５質量％以上高く、すなわち、（鋼板表層部の平均Ｓｉ量）−（鋼板内層部の平均Ｓｉ量）≧０．５質量％であり、鋼板表層部厚さの割合が板厚の０．１〜０．７、すなわち複層比＝０．１〜０．７である。

板厚方向に板厚表面が板厚中心部よりもＳｉ濃度が高くなるＳｉの濃度勾配
表１に示したように、板厚方向に均一なＳｉの濃度分布を有する場合に比べ、板厚表面が板厚中心部よりもＳｉ濃度が高くなるＳｉの濃度勾配を有することで、打ち抜きによる鉄損劣化を抑制することができる。したがって、本発明の電磁鋼板は、板厚表面が板厚中心部よりもＳｉ濃度が高くなるＳｉの濃度勾配を有することとする。

（鋼板表層部の平均Ｓｉ量）−（鋼板内層部の平均Ｓｉ量）≧０．５％
図５に示したように、鋼板表層部の平均Ｓｉ量と鋼板内層部の平均Ｓｉ量の差を０．５質量％以上とすることで、鉄損（W10/2k）を安定して低くすることができる。したがって（鋼板表層部の平均Ｓｉ量）−（鋼板内層部の平均Ｓｉ量）≧０．５質量％とする。

複層比＝０．１〜０．７
鋼板表層部厚さの板厚に対する割合である複層比を０．１以上とすることで、図４に示したように、５ｍｍという狭幅材でも鉄損の劣化を抑制することができる。一方、複層比が０．７を超えると、狭幅材を打ち抜く際に割れが生じ、打ち抜きが困難となる。したがって、複層比は０．１〜０．７とする。

次に、本発明の電磁鋼板の製造方法について説明する。なお、本発明の鋼板を得る製造方法は、以下に説明する製造方法に限定されるものではない。
本発明においては、表層部と内部のＳｉ量を変化させることが重要であり、そのための手法として例えば、鋼を転炉で吹練し、溶鋼を脱ガス処理し所定の成分に調整し、引き続き鋳造を行いスラブとした後、通常の方法にて熱間圧延、次いで、一回の冷間または温間圧延、もしくは中間焼鈍をはさんだ２回以上の冷間または温間圧延により所定の板厚とした後に、仕上焼鈍を行う。引き続き、浸珪処理を行うことにより本発明の表層高Ｓｉ鋼を得ることができる。ここで、熱間圧延時の仕上温度、巻取り温度は特に規定する必要はなく、通常の条件で構わない。また、熱延後の熱延板焼鈍は行っても良いが必須ではない。
また、成分の異なるインゴットを貼り合わせた後、熱間圧延、冷間圧延、仕上焼鈍を行うことにより表層高Ｓｉ鋼としても構わない。

なお、本発明の電磁鋼板の板厚について、特に規定するものではないが、鉄損低減の観点から０．３５ｍｍ以下とすることが好ましく、より好ましくは０．２ｍｍ以下である。なお、下限は生産性の観点から０．０５ｍｍとすることが好ましい。

表２に示す鋼を用い、転炉で吹練した後に脱ガス処理を行うことにより所定の成分に調整後鋳造し、鋼スラブとした。この鋼スラブを１１４０℃で１ｈｒ加熱した後、板厚２．０ｍｍまで熱間圧延を行った。熱延仕上げ温度は８００℃とした。巻取り温度は６１０℃とし、巻取り後、９００℃×３０ｓの熱延板焼鈍を施した。その後、酸洗を行い、０．２０ｍｍまで冷間圧延を行い、その後、種々の条件で浸珪処理を施すことにより表２に示す鋼板を得た。なお、浸珪処理後の拡散処理は１２００℃で１０ｍｉｎ間行った。

得られた鋼板について、前述の方法で、鋼板中のＳｉの濃度分布を調査し、鋼板表層部、鋼板内層部を特定し、各々の層の平均Ｓｉ量を求めるとともに、鋼板表層部の平均Ｓｉ量と鋼板内層部の平均Ｓｉ量の差を求めた。結果を表２に示す。さらこのようにして得られた鋼板表層部の厚さを求めて複層比を算出し、表２に示す。

また、得られた鋼板の圧延方向および圧延直角方向から長さ１８０ｍｍ、幅３０ｍｍおよび幅５ｍｍのエプスタインサンプルを切り出し、ＪＩＳ Ｃ２５５０に準拠してエプスタイン試験により磁気測定（W10/2k）を行い、また得られた結果から、前述の鉄損劣化率を求めた。結果を表２に示す。なお、ここで鉄損（W10/2k）は、圧延方向サンプルおよび圧延直角方向サンプルを半量ずつ用いて求めた鉄損（W10/2k）である。また、サンプルＮｏ.１４は鋼板表層部の平均Ｓｉ量が高く、サンプルＮｏ．１７は鋼板内層部の平均Ｓｉ量が高く、サンプルＮｏ．２２は複層比が大きく、サンプルＮｏ．３０はＡｌ含有量が高い例であるが、各々、５ｍｍ幅のサンプルを打ち抜く際、亀裂や割れの発生などにより、エプスタインサンプルを作成することができなかったため、鉄損の測定を行わなかった。

表２より、本発明の鋼板は、鉄損劣化率が４．７％以下であり、幅狭材を打ち抜いた場合の打ち抜き性劣化が小さく、また、鉄損自体も、周波数２ｋＨｚ（最大磁束密度１．０Ｔ）の時の鉄損で、３０ｍｍ幅の場合１１２．０Ｗ／ｋｇ以下、５ｍｍ幅の場合でも１１６．０Ｗ／ｋｇ以下と、高周波鉄損にすぐれていることがわかる。

Claims (3)

1. 質量％で、鋼板表層部の平均Ｓｉ量が４％以上７％以下、鋼板内層部の平均Ｓｉ量が５％以下であり、Ｍｎ：０．５％超５％以下を含有し、Ａｓ：０．００２％以下、Ｓｅ：０．００２％以下とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、板厚方向に板厚表面が板厚中心部よりもＳｉ濃度が高くなるＳｉの濃度勾配を有し、鋼板表層部の平均Ｓｉ量が鋼板内層部の平均Ｓｉ量に比べて０．５質量％以上高く、鋼板表層部厚さの割合が板厚の０．１〜０．７であることを特徴とする電磁鋼板。
   ここで、鋼板表層部とは、鋼板の全板厚の平均Ｓｉ量以上のＳｉ濃度を有する鋼板部分であり、鋼板内層部は鋼板の全板厚の平均Ｓｉ量未満のＳｉ濃度を有する鋼板部分である。
   ただし、前記電磁鋼板としてクラッド型電磁鋼板を除く。
2. さらに、質量％で、Ａｌ：３％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の電磁鋼板。
3. さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００３％以上０．００２％以下を含有す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。

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