JP5954527B2

JP5954527B2 - 高周波鉄損特性に優れる極薄電磁鋼板

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Publication number: JP5954527B2
Application number: JP2012044935A
Authority: JP
Inventors: 今村　猛; 今村　　猛; 稔高島; 高島　　稔; 多津彦平谷
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2012-03-01
Filing date: 2012-03-01
Publication date: 2016-07-20
Anticipated expiration: 2032-03-01
Also published as: JP2013181193A

Description

本発明は、リアクトル等のコア材に使用される、板厚が０．１ｍｍ未満で、高周波励磁時の鉄損特性に優れる極薄電磁鋼板に関するものである。

一般に、電磁鋼板の鉄損は、励磁周波数が高くなると急激に上昇することが知られている。ところが、トランスやリアクトルの駆動周波数は、鉄心の小型化や高効率化のために、高周波化しているのが実状である。そのため、電磁鋼板の鉄損による発熱が問題となる場合が多くなってきている。

鋼板の鉄損を低減するには、Ｓｉの含有量を高めて鋼の固有抵抗を高める方法が有効である。しかし、鋼中のＳｉ量が３．５ｍａｓｓ％を超えると、加工性が著しく低下し、従来の圧延法を利用した電磁鋼板の製造方法では、製造することが難しくなる。そのため、高Ｓｉ量の鋼板を製造する種々の方法が提案されている。たとえば、特許文献１には、１０２３〜１２００℃の温度でＳｉＣｌ_４を含む無酸化性ガスを鋼板面に吹き付けて浸珪処理し、Ｓｉ量の高い電磁鋼板を得る方法が開示されている。また、特許文献２には、加工性の悪い４．５〜７ｍａｓｓ％の高Ｓｉ鋼を、連続式熱間圧延における圧延条件を適正化して圧延することで、冷間圧延性が良好な熱延板を得る方法が開示されている。

Ｓｉ量を増加する以外の鉄損を低減する方法としては、板厚を低減することが有効である。しかし、高Ｓｉ鋼を素材として圧延法で鋼板を製造する場合には、板厚を低減するには限界がある。そこで、低Ｓｉ鋼を所定の最終板厚まで冷間圧延した後、ＳｉＣｌ_４含有雰囲気中で浸珪処理し、鋼中のＳｉ含有量を増やす方法が開発され、既に工業化されている。この方法は、板厚方向のＳｉ濃度に勾配をつけることが可能であり、高励磁周波数における鉄損低減に有効であることが開示されている（特許文献３〜５参照。）。

しかしながら、高周波励磁下でさらなる低鉄損を実現するため、板厚方向にＳｉ濃度勾配をつけた鋼板の板厚を０．１０ｍｍよりも薄くしても、期待するほどの鉄損低減効果が得られないことが明らかとなっている。例えば、特許文献６には、Ｓｉ濃度勾配をつけて成分を規定することで高周波磁気特性を向上させた板厚０．０５ｍｍの鋼板が記載されているが、鉄損Ｗ１／１０ｋは４．４３Ｗ／ｋｇ程度で、低いレベルとはいえない。

また、特許文献７には、板厚を０．０３〜０．１５ｍｍと薄くした場合に、鋼板の集合組織をＧｏｓｓ方位に集積させることで良好な高周波磁気特性が得られることが開示されている。しかし、この方法は二次再結晶という時間もコストも大幅にかかる工程を採用することで集合組織を改善する技術が開示されている。

特公平０５−０４９７４５号公報特公平０６−０５７８５３号公報特許第３９４８１１３号公報特許第３９４８１１２号公報特許第４０７３０７５号公報特開平１１−１９９９８８号公報特開２００９−２３５５２９号公報

しかしながら、特許文献７に開示の技術のような工程を採用して集合組織を制御した鋼板は、磁気特性は優れるものの製品コストの大幅増加は免れない。

本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、鋼板の集合組織を制御することなく、すなわち、Ｇｏｓｓ方位が少ない集合組織の鋼板でも、良好な高周波磁気特性を有する電磁鋼板を提供することにある。

本発明らは、板厚が０．１０ｍｍ未満と薄くかつ鋼板の集合組織においてＧｏｓｓ方位が少ない場合でも、良好な高周波磁気特性を有する電磁鋼板を開発するべく、鋭意研究を重ねた。その結果、鋼板の板厚方向のＳｉ濃度勾配を極めて大きくさせると共に、板厚貫通粒の割合を高めてやることが有効であることを見出し、本発明を完成させるに至った。

上記知見に基く本発明は、Ｃ：０．０１０ｍａｓｓ％未満、Ｓｉ：２〜１０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚が０．０１〜０．０８ｍｍである電磁鋼板において、鋼板中のＳｉ濃度が、板厚表層が高くて中心部が低く、板厚方向の濃度勾配が３０ｍａｓｓ％／ｍｍ以上である濃度分布を有すると共に、板厚貫通粒の個数割合が５０％以上で、かつ、Ｇｏｓｓ方位からのずれ角が１５°以下である結晶粒の個数割合が４％以下である鋼板組織を有することを特徴とする極薄電磁鋼板である。

本発明の前記電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｍｎ：０．００５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１０〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜０．１００ｍａｓｓ％およびＡｌ：０．０２〜６．０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。

本発明によれば、板厚が０．１ｍｍ未満で、高周波鉄損特性に優れる極薄電磁鋼板を製造することができる。したがって、本発明によれば、高周波鉄損特性が求められる小型の変圧器や、モーター、リアクトル等の鉄心材料に用いて好適な極薄の電磁鋼板を提供することができる。

板厚方向のＳｉ濃度勾配と高周波鉄損Ｗ_{０．５／２０ｋ}との関係を示すグラフである。

まず、本発明を開発する契機となった実験について説明する。
Ｃ：０．００８２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．１０ｍａｓｓ％を含有する鋼スラブを熱間圧延して板厚２．２ｍｍの熱延板とし、酸洗してスケールを除去した後、冷間圧延して最終板厚０．０８ｍｍの冷延板とした。次いで、この冷延板を、１０００〜１２００℃の温度で１００〜１４００秒の時間、１０ｖｏｌ％ＳｉＣｌ_４＋９０ｖｏｌ％Ｎ_２雰囲気中で浸珪処理を施し、さらに、浸珪処理後、Ｓｉの板厚方向の濃度勾配を緩やかにする目的で、１１００℃で０〜１２００秒の拡散焼鈍をＮ_２雰囲気下で施して、種々のＳｉ濃度勾配を有する鋼板を作製した。なお、上記浸珪処理では、どの条件でも板厚方向の平均Ｓｉ量が５．５ｍａｓｓ％程度となるように処理条件を調整した。

上記のようにして得た鋼板の磁気特性を、ＪＩＳＣ２５５０に記載の方法で測定した。また、上記鋼板の断面をＥＰＭＡでライン分析し、板厚方向のＳｉ濃度勾配を測定した。さらに、Ｘ線回折法により、鋼板表層の集合組織を測定した。なお、上記Ｓｉ濃度勾配は、Ｓｉの最高濃度と最低濃度の差を板厚の１／２で割った値と定義する。

図１は、Ｓｉ濃度勾配と鉄損Ｗ_{０．５／２０ｋ}（磁束密度０．０５Ｔ、周波数２００００Ｈｚで励磁した時の鉄損）との関係を示したものである。この結果から、Ｓｉ濃度勾配が大きいほど鉄損が低くなること、および、Ｓｉ濃度勾配が３０ｍａｓｓ％／ｍｍ程度までは、濃度勾配の増加による鉄損減少代が大きいが、３０ｍａｓｓ％／ｍｍを超えると減少代が小さくなることがわかる。すなわち、板厚が０．０８ｍｍと薄い鋼板では、Ｓｉの濃度勾配を３０ｍａｓｓ％／ｍｍ以上に大きくしないと、良好な鉄損が得られないことがわかる。

また、Ｘ線回折による測定結果では、鋼板表層の集合組織は、浸珪処理条件の違いによらずほぼ同じであり、Ｇｏｓｓ方位を有する結晶粒の個数割合は全体の０．６〜１．２％の範囲内であった。ここで、上記のＧｏｓｓ方位を有する粒とは、Ｇｏｓｓ方位からのずれ角が１５°以下の方位である結晶粒のことをいう。このことは、Ｇｏｓｓ方位が少なくても、図１に示した通り、良好な鉄損特性の鋼板が得られることを示している。

板厚が薄いと、Ｓｉの濃度勾配を大きくしなければ良好な高周波鉄損特性が得られない理由は、まだ十分に明らかとはなってはいないが、発明者らは次のように考えている。
特許文献３に記載されているように、板厚が厚い場合には、高周波励磁したときの磁束は鋼板の表層付近に集中するため、表層付近の透磁率を高めることで、渦電流損を低減できる。しかし、板厚を薄くすると、表層と中心層との距離が縮まるため、中心層にもある程度の磁束が流れるようになる。

ここで、Ｓｉ濃度勾配をつけた場合、中心層のＳｉ濃度は高くないことから透磁率も高くはなく、中心層の渦電流損が増大すると予想される。その結果、鋼板表層では透磁率の影響で渦電流損が低減するが、中心層の渦電流損が増大する影響で、鋼板全体としてみたときの鉄損低減効果が得られなくなる。これが、板厚が薄くなると、良好な鉄損特性が得られない原因と推測している。

この考え方に立つと、Ｓｉ濃度勾配が大きくなるほど鉄損が増大することが予想されるが、前記の実験結果はそのようになっていない。
そこで、発明者らは、Ｓｉが固溶した時の鉄の格子定数の変化に着目して考察した。Ｆｅ格子は、常温では体心立方格子であるが、Ｓｉが固溶してＦｅ原子がＳｉ原子で置換された場合、Ｆｅ格子は縮まることが知られている。すなわち、浸珪処理して鋼板表層のＳｉ量を高めると、鋼板表層は収縮しようとする。しかし、鋼板中心層はＳｉ量が低く収縮量も少ないため、鋼板表層は中心層から引張応力を付与された状態になる。これは、正に鋼板表面に張力コーティングを付与したときと同じであり、この引張応力の効果で、渦電流損が低減するものと考えられる。

上記鋼板表面に生ずる引張応力の大きさは、Ｓｉ濃度勾配に依存すると考えられることから、Ｓｉ濃度勾配を増加させることで鋼板表面の引張応力を増加させ、渦電流損低減代を増大させることが可能となるものと考えられる。すなわち、中心層まで磁束が流れることによる鉄損の劣化分は、Ｓｉ濃度勾配を大きくすることで相殺されると考えられる。

さらに、上記考え方に立つと、鋼板中の応力分布に、結晶粒界が影響を及ぼしてくることが推測される。つまり、結晶粒界は、応力を緩和する効果があると考えられることから、引張応力に平行（板面と平行な方向）な結晶粒界は少ない方が好ましく、したがって、鋼板内の存在する結晶粒は、鋼板表面と平行な結晶粒界が存在しない板厚貫通粒であることが望ましいと考えられる。

以上説明したように、発明者らは、板厚が薄い電磁鋼板において、Ｓｉ濃度勾配を極めて大きくすることに加えて、結晶粒における板厚貫通粒の割合を高めることで、高周波励磁時の鉄損を大幅に低減できることを見出し、本発明を完成させた。

次に、本発明の電磁鋼板（製品板）の成分組成について説明する。
本発明の電磁鋼板は、Ｃ：０．０１０ｍａｓｓ％未満、Ｓｉ：２〜１０ｍａｓｓ％の成分組成を有することが必要である。
Ｃ：０．０１０ｍａｓｓ％未満
Ｃは、磁気時効を起こして磁気特性を劣化させるため、少ないほど望ましい。しかし、Ｃの過度の低減は、製造コストの上昇を招く。そこで、Ｃは、磁気時効が実用上問題とならない０．０１０ｍａｓｓ％未満に制限する。好ましくは０．００５ｍａｓｓ％未満である。

Ｓｉ：２〜１０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼の比抵抗を高め、鉄損特性を改善する必須の元素であり、全板厚の平均で２ｍａｓｓ％以上含有させる必要がある。その理由は、板厚方向にＳｉ濃度勾配を大きく付けることを前提とする本発明では、表層付近のＳｉ最高濃度を、透磁率が増加する４ｍａｓｓ％超えとする必要があるが、その際のＳｉの最低濃度を０ｍａｓｓ％とすると、板厚平均では２ｍａｓｓ％となるからである。しかし、１０ｍａｓｓ％を超えて含有させると、飽和磁束密度が顕著に低下するようになる。よって、本発明では、Ｓｉは全板厚の平均で２〜１０ｍａｓｓ％の範囲とする。

また、本発明の電磁鋼板は、図１からわかるように、鋼板中のＳｉ濃度が板厚表層が高くて中心部が低く、かつ、板厚方向の濃度勾配が３０ｍａｓｓ％／ｍｍ以上である濃度分布を有することが必要である。好ましくは、５０ｍａｓｓ％／ｍｍ以上である。

本発明の電磁鋼板は、上記Ｃ，Ｓｉ以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、熱間加工性の改善や、鉄損、磁束密度等の磁気特性の改善を目的として、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｐ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｂｉ，ＭｏおよびＡｌを下記の範囲で含有させるのが好ましい。

Ｍｎ：０．００５〜１．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、熱間圧延時の加工性を改善するために０．００５〜１．０ｍａｓｓ％の範囲で含有させるのが好ましい。０．００５ｍａｓｓ％未満では、上記加工性改善効果が小さく、一方、１．０ｍａｓｓ％を超えると、磁気特性が低下するからである。ただし、Ｍｎは低減することが困難な元素であり、不純物レベルとして０．０１ｍａｓｓ％程度混入していることから、敢えて添加しなくてもよい。

Ｎｉ：０．０１０〜１．５０ｍａｓｓ％
Ｎｉは、磁気特性を向上させる効果があるため添加することができる。添加量が０．０１０ｍａｓｓ％未満では磁気特性向上効果が小さく、一方、１．５０ｍａｓｓ％を超えると、飽和磁束密度が低下する。よって、Ｎｉは、０．０１０〜１．５０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。

Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０２〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％およびＭｏ：０．００５〜０．１００ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上
これらは、いずれも鉄損の低減に有効な元素であり、斯かる効果を得るためには、上記範囲内で１種または２種以上を含有させることが好ましい。含有量が上記下限値より少ない場合には鉄損低減効果がなく、一方、上記上限値を超えると、飽和磁束密度が低下するので好ましくない。

次に、本発明の電磁鋼板の板厚および結晶組織について説明する。
本発明の電磁鋼板の板厚は、０．１０ｍｍ未満とする。というのは、本発明で明らかにした板厚に起因する問題は、０．１０ｍｍ未満の板厚で発生するからである。しかし、０．０１ｍｍ未満となると、最終板厚まで圧延することや、浸珪処理設備に通板させることが困難となり、生産性が著しく阻害されるので、板厚の下限は０．０１ｍｍとする。

また、本発明の電磁鋼板は、全結晶粒のうち、板厚貫通粒が個数割合で５０％以上であることが必要である。前述したように、板面と平行な結晶粒界は、鋼板表面に発生した引張応力を緩和する効果があるため、板面と平行な結晶粒界のない板厚貫通粒が多いほど望ましいからである。そこで、本発明では、板厚貫通粒の個数割合を５０％以上とする。好ましくは、７５％以上である。

また、本発明の電磁鋼板は、その集合組織が、Ｇｏｓｓ方位からのずれ角が１５°以下である結晶粒が全結晶粒に対する個数割合で４％以下であることが必要である。というのは、本発明は、Ｇｏｓｓ方位が少ない鋼板を対象としているためである。なお、本発明の電磁鋼板の集合組織の測定は、板厚が薄く、板厚貫通粒が多いことから、鋼板表層を測定すれば十分である。

次に、本発明の電磁鋼板の製造方法について説明する。
本発明の電磁鋼板は、電磁鋼板の製造方法として一般的な方法を利用して製造することができる。すなわち、前記した所定の成分組成に調整した鋼を溶製して鋼スラブとし、熱間圧延し、得られた熱延板に必要に応じて熱延板焼鈍を施した後、１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延をして最終板厚の冷延板とし、浸珪処理を施し、必要に応じて絶縁被膜をコーティングして製造する。

前述した成分組成を有する鋼スラブは、通常の造塊−分塊圧延法や連続鋳造法で製造してもよいし、１００ｍｍ以下の厚さの薄鋳片を直接鋳造法で製造してもよい。その後、上記鋼スラブは、通常の方法で再加熱して熱間圧延に供するが、再加熱することなく、鋳造後、直ちに熱間圧延してもよい。また、薄鋳片の場合には、熱間圧延してもよいし、熱間圧延を省略して次の工程に進めてもよい。

熱間圧延前にスラブを再加熱する場合の加熱温度は、エネルギーコストの観点から、１２５０℃以下とするのが好ましい。

次いで、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。この熱延板焼鈍の焼鈍温度は、良好な磁気特性を得るため、および、鋼板にリジングと呼ばれる凹凸欠陥を発生させないためには、８００〜１１５０℃の温度範囲とするのが好ましい。焼鈍温度が８００℃未満では、熱延でのバンド組織が残留し、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなり、磁気特性が低下する。一方、焼鈍温度が１１５０℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化し過ぎて、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなる。

熱間圧延後あるいは熱延板焼鈍後の熱延板は、酸洗して脱スケールし、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とする。なお、冷間圧延の温度を１００〜３００℃の温度に上昇させて行うことや、冷間圧延の途中で、１００〜３００℃の温度範囲で時効処理を１回または複数回施すことは、磁気特性の向上には有効である。

上記冷間圧延後の冷延板は、その後、浸珪処理を施す。上記浸珪処理は、既に工業化されている、ＳｉＣｌ_４を反応雰囲気として用いる気相浸珪方式を適用することできる。ただし、そのような気相反応方式でなくとも、シリカシートで鋼板を挟み、焼鈍して浸珪処理する固相浸珪方式でも、板厚方向にＳｉ濃度勾配を付与することができるので、用いてもよい。

浸珪処理に上記の気相浸珪方式の場合には、Ｓｉの濃度勾配を制御するためには、処理温度、処理時間および雰囲気ガス（反応ガス）を適宜調節することが望ましい。また、浸珪処理後は、Ｓｉの拡散による濃度勾配の低下を抑制するため、直ちに冷却することが好ましい。また、製品板における結晶粒の板厚貫通粒の割合を高めるためには、浸珪処理温度を１０５０℃以上とするのが好ましく、１１５０℃以上がより好ましい。
浸珪処理した鋼板は、その後、積層して使用するときの鋼板の絶縁性を確保するため、絶縁コーティングを付与することが好ましい。

Ｃ：０．００３５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．５８ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、連続鋳造して鋼スラブとし、その鋼スラブを１１５０℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚１．８ｍｍの熱延板とし、酸洗し、冷間圧延して最終板厚が０．０５ｍｍの冷延板とした。次いで、上記冷延板に、１０ｖｏｌ％ＳｉＣｌ_４＋９０ｖｏｌ％Ａｒ雰囲気中で、１２００℃×１８０秒の浸珪処理を施した。なお、浸珪処理後の鋼板板厚方向のＳｉ濃度勾配を調査したところ、７４ｍａｓｓ％／ｍｍであった。その後、上記Ｓｉ濃度勾配を低減する目的で、１１００℃の温度で、表１に記載した０〜１２００秒の範囲の時間で拡散焼鈍を施した。

斯くして得られた鋼板表層の集合組織をＸ線回折法で調査したところ、いずれの鋼板も、Ｇｏｓｓ方位からのずれ角が１５°以下である結晶粒の割合は０．４〜０．８％の範囲内であった。
また、得られた鋼板の磁気特性を、ＪＩＳＣ２５５０に記載の方法で測定した。さらに、得られた鋼板の断面を長さ５０ｍｍにわたって光学顕微鏡で観察し、全結晶粒に対する板厚貫通粒の割合を測定し、それらの結果を表１に併記した。

表１から、本発明に適合するＳｉ濃度勾配を有する鋼板は、高周波励磁時の磁気特性が極めて良好であることがわかる。因みに、特許文献６には、Ｓｉ濃度勾配をつけて高周波磁気特性を向上させた板厚０．０５ｍｍで鉄損Ｗ_{１／１０ｋ}が４．４３Ｗ／ｋｇの鋼板が記載されている。Ｗ_{１／１０ｋ}とＷ_{０．５／２０ｋ}は、測定条件が異なるため直接比較することはできないが、経験的にほぼ同じ値を示す。そこで、両者の鉄損値を対比すると、本発明の電磁鋼板の方が、鉄損が格段に低いことがわかる。この違いは、本発明では、Ｓｉ濃度勾配を大きくしたことに加えて、板厚貫通粒の割合を高めたことが寄与しているものと推測される。

Ｃ：０．００７１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．７５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０７ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、連続鋳造して鋼スラブとし、その鋼スラブを１２００℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．３ｍｍの熱延板とし、１０００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、冷間圧延して最終板厚が０．０３ｍｍの冷延板とした。その後、上記冷延板に、２０ｖｏｌ％ＳｉＣｌ_４＋８０ｖｏｌ％Ｎ_２雰囲気中で、表２に記載の温度と時間を変化させた条件で浸珪処理を施した。

斯くして得られた鋼板表層の集合組織をＸ線回折法で測定したところ、Ｇｏｓｓ方位からのずれ角が１５°以下である結晶粒の割合はいずれも０．８〜３．２％の範囲内であった。また、得られた鋼板の磁気特性をＪＩＳＣ２５５０に記載の方法で測定し、さらに、得られた鋼板の断面を長さ５０ｍｍにわたって光学顕微鏡で観察し、全結晶粒のうちの板厚貫通粒の割合を測定した。

上記の測定の結果を表２に併記した。表２から、Ｓｉ濃度勾配および板厚貫通粒がいずれも本発明に適合する鋼板では、高周波励磁時の磁気特性が極めて良好であることがわかる。

Ｓｉを除き、表３に示した種々の成分組成からなる鋼を溶製し、連続鋳造して鋼スラブとし、１２００℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．７ｍｍの熱延板とし、酸洗し、冷間圧延して板厚０．０８０ｍｍの最終冷延板とし、その後、上記冷延板に、１５ｖｏｌ％ＳｉＣｌ_４＋８５ｖｏｌ％Ｎ_２雰囲気中で１２００℃×１００秒の浸珪処理を施した。

斯くして得られた鋼板を成分分析した結果と、板厚方向のＳｉ濃度勾配を測定した結果を表３に示した。なお、表３中のＳｉ量は、浸珪処理後の板厚方向の平均値である。また、得られた鋼板表層の集合組織をＸ線回折法で測定したところ、Ｇｏｓｓ方位からのずれ角が１５°以下である結晶粒の割合はいずれも０．３〜０．８％の範囲内であった。
また、得られた鋼板の磁気特性をＪＩＳＣ２５５０に記載の方法で測定した。さらに、得られたサンプルの断面を長さ５０ｍｍにわたって光学顕微鏡で観察し、全結晶粒のうちの板厚貫通粒の割合を測定した。

上記測定の結果を表３に併記した。表３から、鋼成分、Ｓｉ濃度勾配および板厚貫通粒の割合すべてが本発明範囲内である鋼板は、高周波励磁時の磁気特性が極めて良好であることがわかる。

Claims

Ｃ：０．０１０ｍａｓｓ％未満、Ｓｉ：２〜１０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚が０．０１〜０．０８ｍｍである電磁鋼板において、
鋼板中のＳｉ濃度が、板厚表層が高くて中心部が低く、板厚方向の濃度勾配が３０ｍａｓｓ％／ｍｍ以上である濃度分布を有すると共に、
板厚貫通粒の個数割合が５０％以上で、かつ、Ｇｏｓｓ方位からのずれ角が１５°以下である結晶粒の個数割合が４％以下である鋼板組織を有することを特徴とする極薄電磁鋼板。
前記電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｍｎ：０．００５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１０〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜０．１００ｍａｓｓ％およびＡｌ：０．０２〜６．０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の極薄電磁鋼板。