JP6497145B2 - Electrical steel sheet with high strength and excellent magnetic properties - Google Patents

Description

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。   The present invention relates to a high-strength electrical steel sheet, and more particularly, to a high-strength electrical steel sheet with low iron loss and high magnetic flux density for a high-speed rotating machine.

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。   With the increasing demand for small high-speed rotating machines in the automotive field, etc., there is a demand for electrical steel sheets with higher strength and superior magnetic properties. As techniques related to conventional high-strength electrical steel sheets, for example, techniques such as Patent Documents 1 to 3 are known.

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。 In Patent Document 1, Si content is increased, C amount is relatively increased, carbonitride forming elements such as Ti, Nb, and Zr are contained and precipitation strengthening is used, and solid solution strengthening such as Ni is used, In order to utilize the strengthening by fine precipitates, a technique is disclosed in which the annealing temperature is lowered and the strengthening by refining crystal grains is also used.
However, with this technique, charcoal, nitrogen, sulfides, and the like are deteriorated in their magnetic properties such as magnetic flux density and iron loss due to their own effects and also due to the refinement of the crystal structure. Furthermore, when a large amount of carbides, nitrides, and sulfides are formed in addition to a large amount of alloy in this way, the steel sheet becomes significantly embrittled and not only easily breaks in the manufacturing process, but also has a remarkable magnetic property. Deterioration is a problem. Further, the refinement of the crystal structure is preferable from the viewpoint of increasing the strength, but there is a problem that the iron loss increases.
Further, in the material strengthened by the refinement of crystal structure and precipitates in this way, in the strain relief annealing (SRA) process for removing the processing strain introduced into the steel sheet when processing as an electric member such as a motor, There is also a problem that the coarsening of the crystal structure and the coarsening of the precipitates that occur during the high temperature holding cannot be avoided and the strength is lowered.

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。 Patent Document 2 includes a steel slab containing C: 0.0% or less, Si: 1 to 4.5%, Al: 0.001 to 3.000%, and Mn: 0.02 to 3.0%. When producing a non-oriented electrical steel sheet, a metal element selected from Sn, Sb, Ti, Mn, Ni, V, and Cr, which is subjected to finish annealing at a temperature of 800 ° C. or more for 1 hour or more, is present on the steel sheet surface. Is diffused inside the steel sheet, thereby providing a diffusion layer of these metal elements, increasing the specific resistance of the surface layer part without impairing the rollability at the time of manufacture, improving high-frequency iron loss, A non-oriented electrical steel sheet with increased strength is disclosed.
However, in this technique, some of the added elements remain as solid solution elements, so even though these elements are contained in large quantities, the strength is not increased enough to meet the alloy cost, There is a problem that the cost performance is low.

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。 In Patent Document 3, the composition of the steel sheet is as follows: C: 0.005% or less, Si: more than 3.5% and 4.5% or less, Mn: 0.01% or more and 0.10% or less, Al: 0.005% or less, Ca: 0.0010% or more and 0.0050% or less , S: 0.0030% or less, N: 0.0030% or less, and satisfying Ca / S: 0.80 or more, and a non-recrystallized processed structure of 10% or more and 70% or less. Disclosed is an electrical steel sheet having a thickness of 600 MPa or more, an iron loss W10 / 400 of 30 W / kg or less, and reduced variation in strength.
However, in this technique, there is a problem that magnetic properties are deteriorated when compared with a normal silicon steel sheet because the strengthening by dislocation introduced into the processed structure is used.

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／μｍ^３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。 On the other hand, in Patent Document 4, C: 0.0400% or less, Si: 0.2-4.0%, Mn: 0.05-5.0%, P: 0.30% or less, S: 0.020% or less, Al: 8.0% or less, N: 0.0400% or less, and (a) one or more of Ni, Mo, Ti, Nb, Co, and W each 1st group containing 0.1 to 10.0% of elements, (b) 0.1 to 10.0% for each element of Zr, Cr, B, Cu, Zn, Mg, Sn, B: 0.03 A second group containing ˜10.0% of one kind or two or more kinds, (c) one or more kinds of Ag, Pt, Ga, Ge, In, V, Pd, Ir, Rh, Cd, Ta In the third group containing 0.1 to 5.0% of each element, or a composition containing one or more groups of two or more groups, and the structure has a volume ratio of ferrite phase: 50% Above, martensite phase: an average mainly composed of a ferrite phase in a range satisfying 50% or less and containing an element selected from one or more of the first to third groups in the steel plate An electrical steel sheet containing 20 to 1 / μm ³ or more of intermetallic compounds having a diameter of 0.001 to 0.050 μm is disclosed.
In this technology, high strength is achieved without degrading the magnetic properties by dispersing the intermetallic compound in the steel so as to prevent dislocation movement but not domain wall movement. In order to cope with the downsizing and speeding up, further higher magnetic flux density and lower iron loss are required.

特開平２−８３４６号公報Japanese Patent Laid-Open No. 2-8346 特開２０１２−１１２０１５号公報JP 2012-11120A 特開２０１２−１４９３３７号公報JP 2012-149337 A 特開２０１０−１５０６６７号公報JP 2010-150667 A

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。   Therefore, the present invention uses a technique using an intermetallic compound as disclosed in Patent Document 4, and is particularly suitable for a high-speed rotating machine, and has high strength, high magnetic flux density, and low iron loss. It is an object to provide an electromagnetic steel sheet having

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。 As a result of studying means for further improving magnetic properties in a technique for increasing strength by dispersing intermetallic compounds in a steel sheet, the present inventors have subdivided magnetic domains by finely dispersing intermetallic compound particles. We found that eddy current loss can be reduced. However, there is a limit to finely disperse intermetallic compound particles throughout the steel plate.
When used in a high-frequency region such as a high-speed rotating machine, eddy current flows in the vicinity of the surface layer, so it is effective to reduce the eddy current loss in the surface layer portion.
Therefore, in the present invention, the eddy current loss can be effectively reduced by finely dispersing the intermetallic compound particles in the surface layer portion.
The gist of the present invention is as follows.

（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／μｍ ^３ 以上、２０００００個／μｍ ^３ 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／μｍ ^３ 以下（０個／μｍ ^３ 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／μｍ ^３ 以上であることを特徴とする電磁鋼板。
(1) The composition is mass%, C: 0.0400% or less, Si: 0.2-4.0%, Mn: 0.05-8.0%, P: 0.30% or less, S: 0.020% or less, Al: 8.0% or less, N: 0.0400% or less,
(A) a first group containing 0.1 to 10.0% of Ni, Mo, Ti, Nb, Co, and W for each element;
(B) For each element of Zr, Cr, B, Cu, Zn, Mg, Sn, 0.1 to 10.0%, B: 0.03 to 10.0% of one or more containing one or more 2 groups
Containing 1 group or 2 group, and a balance of Fe and unavoidable impurities,
The structure is 50% or more of ferrite phase by volume ratio,
Inside the steel plate has an area of intermetallic compound particles having an average diameter 0.001~0.050μm is dispersed containing an element selected from one or two groups of the first group and second frames,
The number of the intermetallic compound particles in the 1/10 thickness position in the thickness of 380 pieces / [mu] m ³ or more and 200,000 / [mu] m ³ or less, the intermetallic compound particles in the half thickness position in the thickness The number is 10000 / μm ³ or less ( including 0 / μm ³ ),
The number of the particles existing at the 1/10 thickness position of the plate thickness is larger than the number of the particles existing at the 1/2 thickness position of the plate thickness , and the difference is 260 / μm ³ or more. A feature of electrical steel sheet.

（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。
(2) The electrical steel sheet is (c) one or more of Ag, Pt, Ga, Ge, In, V, Pd, Ir, Rh, Cd, Ta, and 0.1 to 5.0 for each element. The average diameter 0 containing the element selected from the 1st type of the said 1st group-the 2nd group, or the element selected from the 2nd group and the element selected from the 3rd group is further contained in the 3rd group which contains%. The electrical steel sheet according to (1) above, having a region in which 0.001 to 0.050 μm intermetallic compound particles are dispersed .
(3) The electrical steel sheet according to (1) or (2), wherein an average diameter of crystal grains of the steel sheet is 400 μm or less.
(4) An intermetallic compound containing any one or two elements of Ti and Mo of the first group is formed, and the αFe phase {200 to the plate surface of the steel plate at least in the range from the plate surface to 5 μm } The degree of surface integration is 25% or more. The electrical steel sheet according to any one of the above (1) to (3).

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。   The present invention can provide a magnetic steel sheet having high strength and high magnetic flux density and low iron loss. As a result, for example, high efficiency and miniaturization of an ultra-high speed rotating motor or a motor incorporating a magnet in a rotor can be achieved.

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。 The present inventors further studied a means for improving magnetic properties in an electromagnetic steel sheet having a region in which an intermetallic compound is dispersed in the steel sheet as described in Patent Document 4.
As a result, (i) the magnetic domains can be subdivided by finely dispersing the intermetallic compound particles, and eddy current loss can be reduced among iron losses, and (ii) the number of intermetallic compound particles present in the surface layer portion It has been found that by increasing the number, the eddy current loss when excited at a high frequency can be effectively reduced, and the magnetic flux density can be improved by reducing the number of the particles in the center.
Hereinafter, the electrical steel sheet according to the present invention made based on such knowledge will be sequentially described.

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。 The present invention is characterized in that the surface layer portion and the central portion have different structures as described above. In the present invention, the physical property value at the position of 1/10 thickness of the plate thickness represents the physical property value of the surface layer portion. In addition, the physical property value at the half thickness position of the plate thickness represents the physical property value at the center.
Regarding the specification of specific physical property values in the specification, “1/10 thickness position of plate thickness” or “1/2 thickness position of plate thickness” is used, but it is more qualitative. In describing such features, the expressions “surface layer” and “surface layer part”, or “center” or “center part” may be used.

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。 The chemical composition of the electrical steel sheet of the present invention will be described.
(Basic ingredients)
C is an element effective for increasing the strength, works effectively for improving the texture, suppresses the development of {111} orientation, which is undesirable for magnetism, and favors {110}, {100}, {114} It also has the effect of promoting the development of orientation. However, if it increases, it not only deteriorates the magnetic characteristics but also induces martensitic transformation in the heat treatment to deteriorate the magnetic characteristics, so it is 0.0400% or less. From this viewpoint, it is preferably 0.0051 to 0.0221%. In particular, when the requirement for magnetic aging is severe, it is preferably 0.0030% or less, and in the steel sheet of the present invention that does not use non-metallic precipitates such as carbide as the main means of increasing strength, it should be 0.0020% or less. Is more preferable.

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。 Si increases the specific resistance of steel, reduces eddy currents, lowers iron loss, and increases tensile strength, but the effect is small when the amount added is less than 0.2%. Considering the effect of reducing eddy current loss due to solid solution elements such as Si in high frequency applications, etc., it is preferably impossible to achieve in the prior art by containing 1.0% or more, more preferably 2.0% or more Si. It is possible to enjoy the effects of the present invention at a certain level. Further, increasing the amount of Si is also convenient for avoiding martensitic transformation.
Generally, steel is significantly embrittled when the Si amount is 3.2% or more. However, in the present invention, since a small amount of Si exists as an intermetallic compound even during the manufacturing process, the degree of embrittlement is usually This is less than steel. However, if it exceeds 4.5%, the steel is embrittled and further the magnetic flux density of the product is lowered, so the content is made 4.5% or less. Preferably it is 4.0% or less, More preferably, it is 3.5% or less.

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。   Mn may be positively added to increase the strength of the steel, but is not particularly required for this purpose in the steel sheet of the present invention that utilizes a fine intermetallic compound as a means for increasing the strength. In the present invention, it can be added mainly as a constituent element of an intermetallic compound. Further, as is well known, it can be added for the purpose of reducing iron loss by increasing specific resistance or coarsening sulfide to promote crystal grain growth. However, excessive addition not only lowers the magnetic flux density but also tends to cause martensitic transformation to be avoided in the present invention, so 0.05 to 5.0%. Preferably it is 0.6 to 3.5%.

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。   P is an element having a remarkable effect of increasing the tensile strength by strengthening the solid solution, but it is not necessary to add it for this purpose. It may be 0%. On the other hand, if it exceeds 0.3%, embrittlement is severe, and it becomes difficult to perform hot rolling and cold rolling on an industrial scale, so the upper limit is made 0.30%. Preferably it is 0.10% or less.

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。   Since S forms sulfides and may deteriorate magnetic properties, particularly iron loss, the S content is preferably as low as possible, and may be 0%. In the present invention, it is limited to 0.020% or less. Preferably it is 0.0040% or less, More preferably, it is 0.0020% or less, More preferably, it is 0.0010% or less.

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。   Al is usually added as a deoxidizing agent, but it is also possible to suppress the addition of Al and deoxidize with Si. In the Si deoxidized steel having an Al amount of about 0.005% or less, AlN is not generated, so that there is an effect of reducing iron loss. Conversely, it can be actively added to promote the coarsening of AlN and to reduce the iron loss by increasing the specific resistance. In the present invention, it is desirable to positively add it as a constituent element of the intermetallic compound, but if it exceeds 8.0%, embrittlement becomes a problem, so the upper limit is made 8.0% or less. Depending on the type of intermetallic compound, at least 0.1% is added to obtain an effect. The upper limit is preferably 6.0%, more preferably 5.0%, still more preferably 4.0%, and even more preferably 3.0%. The lower limit is preferably 0.3%, more preferably 0.5%, further preferably 0.8%, and more preferably 1.0%.

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。 N, like C, degrades the magnetic properties, so it is set to 0.0400% or less. Especially in the case of Si deoxidized steel with Al of about 0.005% or less, in addition to increasing the strength in the same way as C, especially increasing the yield stress, improving the warm strength and creep strength, and improving the fatigue properties in warm conditions. It is an effective element from the viewpoint of texture improvement. From this viewpoint, preferably 0.0031 to 0.0301%, more preferably 0.0051 to 0.0221%, more preferably 0.0071 to 0.0181%, and still more preferably 0.0081 to 0.0151%. It is. However, when Al is contained in an amount of about 0.010% or more, if a large amount of N is contained, it is preferable to avoid it because a large amount of fine nitride is formed and the magnetic properties are remarkably deteriorated.
In particular, when a phase containing a strong nitride-forming element such as Al or Ti is formed as an intermetallic compound, the N content should not be increased beyond the presence of impurities. Ideally, nitrides are not formed when all of the nitride-forming elements are intermetallic compounds, but a small amount of nitride is formed, and most of the N contained therein becomes nitrides.
Even when a strong nitride forming element is not used as a constituent element of the intermetallic compound, it should be 0.0040% or less in the Al deoxidized steel. The lower the steel of the present invention that does not expect the strength increase due to the nitride, the better. If it is .0027% or less, the effect of suppressing the deterioration of characteristics due to magnetic aging and fine nitride formation is remarkable, more preferably 0.0022%, more preferably 0.0015% or less, and 0%. .

（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。 (Intermetallic compound forming elements)
Almost all elements added to increase the strength of conventional high-strength electrical steel sheets are not only problematic in terms of the cost of addition, but also have an adverse effect on the magnetic properties, but the effect of increasing the strength is small and the cost is low. There was a performance problem. That is, in the prior art, these elements were mainly used as precipitation strengthening elements such as solid solution strengthening elements or carbides, nitrides, etc., whereas in the present invention, these elements formed intermetallic compounds. It is added in order to develop the precipitation strengthening effect by, and many parts of the added element exist in steel as a constituent element of the intermetallic compound. As these intermetallic compound-forming elements,
(A) a first group containing 0.1 to 10.0% of Ni, Mo, Ti, Nb, Co, and W for each element;
(B) For each element of Zr, Cr, B, Cu, Zn, Mg, Sn, 0.1 to 10.0%, B: 0.03 to 10.0% of one or more containing one or more 2 groups,
(C) A third group element containing 0.1 to 5.0% of one or two of Ag, Pt, Ga, Ge, In, V, Pd, Ir, Rh, Cd, and Ta for each element. can give.

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。 Ni, Mo, Ti, Nb, Co, and W are positively added as necessary as constituent elements of intermetallic compounds in the steel of the present invention.
However, excessive addition deteriorates the ductility of the steel sheet and lowers the sheet-passability, lowers the magnetic flux density, and makes it impossible to control the favorable formation of intermetallic compounds at the intermediate stage of the manufacturing process as described later, and the normal process Then, the production itself may be difficult. In particular, Ni is an austenite stabilizing element, and in order to easily cause martensitic transformation to be avoided in the present invention, the upper limit is set to 10.0% for each element in consideration of the addition cost. Depending on the type of intermetallic compound, at least 0.1% is added to obtain an effect. The upper limit is preferably 8.0%, more preferably 6.0%, still more preferably 5.0%, and still more preferably 4.0%. The lower limit is preferably 0.3%, more preferably 0.5%, further preferably 0.8%, and more preferably 1.0%.

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。   The elements important next to the above elements are Zr, Cr, B, Cu, Zn, Mg, and Sn. These elements are known as elements that form intermetallic compounds with elements that are relatively commonly used in the electrical steel sheets targeted by the present invention and the processing and structural thin steel sheets to which the present invention relates. Depending on the case, at least one kind is added. However, excessive addition degrades the ductility of the steel sheet and lowers the plateability, and makes it difficult to control the favorable formation of intermetallic compounds in the intermediate stages of the manufacturing process as described below, making production itself difficult in the normal process. The upper limit is set to 10.0% for each element in consideration of the fact that there is a case where the amount is added and the addition cost. Depending on the type of intermetallic compound, at least 0.1% is added to obtain an effect. The upper limit is preferably 8.0%, more preferably 6.0%, still more preferably 5.0%, and still more preferably 4.0%. The lower limit is preferably 0.3%, more preferably 0.5%, further preferably 0.8%, and more preferably 1.0%.

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。   The most important elements after the above elements are Ag, Pt, Ga, Ge, In, V, Pd, Ir, Rh, Cd, and Ta. These elements are special elements that are not very common in steel materials, but are known as constituent elements of intermetallic compounds, and at least one or more of them can be added as necessary. However, excessive addition deteriorates the ductility of the steel sheet and lowers the sheet-passability, and also makes it difficult to control the favorable formation of intermetallic compounds at the intermediate stage of the manufacturing process as described later, making the production itself difficult in the normal process. The upper limit is set to 5.0% for each element in consideration of the fact that there is a case where it is necessary and the addition cost. Depending on the type of intermetallic compound, at least 0.1% is added to obtain an effect. The upper limit is preferably 4.0%, more preferably 3.0%, more preferably 2.5%, and still more preferably 2.0%. The lower limit is preferably 0.3%, more preferably 0.4%, further preferably 0.5%, and more preferably 0.8%.

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。   It should be noted that Nb, Ti, V, B, etc. are effective elements for increasing the strength of fine precipitates such as carbides, nitrides or sulfides in the steel sheet. At the same time, the magnetic properties, particularly iron loss, are significantly degraded. The steel of the present invention that does not use fine charcoal, nitrides, or the like as a main means for increasing the strength may be a rather harmful element. To avoid this, the amounts of C, N, and S need to be sufficiently low. In addition, it is not difficult for those skilled in the art to determine a thermal history that suppresses the formation of such non-metallic inclusions such as carbides, nitrides, and sulfides by an appropriate number of trials.

（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。 (Remainder component)
Moreover, about other elements, such as Sb and Ca, the effect of this invention will not be impaired at all even if it adds for the various objectives in addition to the quantity which is inevitably contained from an ore or scrap. The inevitable content of these trace elements is usually about 0.005% or less for each element, but can be added to about 0.01% or more for various purposes. In this case as well, one or two or more types can be contained in total of 0.5% or less in view of cost and magnetic properties.

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。   In the present invention, an intermetallic compound-forming element is added in a larger amount than an ordinary electromagnetic steel sheet, and the heat treatment is controlled to form an intermetallic compound. For this reason, the amount of elements other than Fe may increase. As a high alloy magnetic material, marage steel or permalloy containing 30% or more of Ni has been put into practical use for special applications, but the steel sheet of the present invention is different in use and technical factors from these high alloy magnetic materials. However, it is classified into the category of soft magnetic materials used for ordinary motors. For this reason, steel sheets containing 70% or more of Fe are targeted, and the total content of elements other than Fe is less than 30%. A sufficient effect can be obtained even if it is 20% or less, more preferably 15% or less, and 10% or less depending on the type of the intermetallic compound to be formed and the intended characteristics.

（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。 (Intermetallic compound)
The intermetallic compound dispersed in the high-strength electrical steel sheet according to the present invention will be described.
In the present invention, an intermetallic compound is formed by containing one or two or more groups of the above-mentioned 1 to 3 groups and controlling the thermal history during the production of the steel sheet.

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。 Examples of intermetallic compounds that are generally known to form in steel materials include NiAl, Ni ₃ Al, Ni ₃ (Al, Ti), Ni ₂ TiAl, Ni ₃ Ti, Ni ₃ Mo, Ni ₄ Mo, Ni ₃ Nb, Co ₃ W, Fe ₂ Mo, Fe ₂ Ti, Fe ₂ (Ni, Co).
Other commonly intermetallic _{compound, NiMn, Ni 3 Ge, Ni} 3 Ga, Ni 3 Si, Ni 40 Cr 18 Mo 42, Co 3 Ti, Co 2 Ti, CoTi, CoZr, Co 16 Nb 6 Si 7, Co ₂₀ Mn ₅₃ Si ₂₇ , Cu ₃ Ti, Cu ₃ Au, CuZn, PtMn, Pt ₃ Mn, Pt ₃ Sn, Pt ₃ Al, Pt ₃ Ga, Pt ₃ In, FeCo, Fe ₃ Ti, FeAl, Fe ₃ Al, Fe ₃ (Al, Si), FeCr, Fe ₃ Zr, Fe ₃ Ga, Fe ₃ Ge, (Fe, Co) ₃ V, (Fe, Ni) ₃ V, Fe ₁₄ Nd ₂ B, Fe ₃₆ Cr ₁₂ Mo ₁₀ Fe ₇ W ₆ , Fe ₃ Si, Fe ₅ Si ₁₃ , FeSi, FeSi ₁₂ , TiAl, Ti (Ni, Cu) ₂ , Ti ₃ Sn, Ag ₂ MgZn, Pd ₃ Mn, Ir ₃ Cr, Ir ₃ Ti, Rh ₃ Ti, Rh ₃ V, Rh ₃ Nb, MoSi ₂ , WSi ₂ , Mg ₃ Cd, Mn ₃ Sn, VSi ₂ , TaSi ₂ , Zr ₃ In, Zr ₃ Al, (Nb, Mo) Si ₂ , (Nb, W) Si ₂ , NbSi ₂ , Etc. are also known, and by forming them in a steel sheet in an appropriate state, the steel sheet of the present invention is obtained.

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。 The element ratios of these compounds are known to vary considerably, and those containing any impurity element also correspond to the intermetallic compounds of the present invention.
Of course, those not described here also exist as intermetallic compounds, and those that increase the strength of steel materials are included in the intermetallic compounds of the present invention.

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。   In the present invention, a region in which intermetallic compound particles having an average diameter of 0.001 to 0.050 μm including an element selected from one or more of the first group to the third group is dispersed inside the steel plate. When the number of intermetallic compound particles present in the surface layer portion is larger than that in the central portion, high strength, high magnetic flux density, and low iron loss can be achieved at the same time.

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。 Control of the size, number density and distribution in the thickness direction of the intermetallic compound is very important from the viewpoint of achieving high strength and improvement of magnetic properties.
When the size of the intermetallic compound particles is at a level that prevents dislocation movement and does not affect the magnetic properties, the strength of the steel sheet can be increased without impairing the magnetic properties.
In addition, when the number of particles increases and the particle spacing decreases, the magnetic domains are subdivided to reduce eddy current loss among iron loss, and the number of intermetallic compound particles existing in the surface layer portion is present in the center portion. It has also been found that eddy current loss can be effectively reduced when the number is larger. This is because when the excitation frequency is increased, eddy currents flow near the surface due to the skin effect, but by increasing the number of intermetallic compound particles in the surface layer than in the center, eddy current loss can be effectively reduced. This is because it can be reduced.

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。   On the other hand, it has been found that the number of particles in the center does not contribute to eddy current loss, and that the smaller the number, the higher the magnetic flux density is promoted. This is because it is possible to prevent the magnetization from being thinned by non-magnetic particles.

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。   The diameter of the intermetallic compound particle is set to 0.050 μm or less in terms of equivalent circle diameter. Above this, the efficiency of increasing the strength is reduced, and not only a large amount of intermetallic compounds are required, but also the domain wall movement is hindered, and the iron loss increases. From the viewpoint of high strength efficiency and magnetic properties, the diameter is preferably 0.020 μm or less, more preferably 0.010 μm or less, still more preferably 0.005 μm or less, and still more preferably 0.002 μm or less. If the thickness is less than 0.001 μm, the movement of the transition cannot be prevented, and it does not contribute to the increase in strength.

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／μｍ^３超、２０００００個／μｍ^３以下とする。表層部の粒子数が２０個／μｍ^３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／μｍ^３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／μｍ ^３ 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／μｍ^３以下（０個を含む）である。１００００個／μｍ^３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／μｍ^３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／μｍ ^３ 以上と規定した。
The number of intermetallic compound particles at a 1/10 thickness position from the surface is 20 / μm ^{3 in} number density and 200000 / μm ³ or less. When the number of particles in the surface layer part is 20 / μm ³ or less, not only high strength is prevented but also low iron loss cannot be achieved. From the viewpoint of increasing the strength, it is preferably 2000 / μm ³ or more. Further, if it exceeds 200,000 pieces / μm ³ , not only high strength and low iron loss are saturated, but also the magnetic flux density is lowered. In the claims, the lower limit of the number of particles in the surface layer portion was defined as 380 particles / μm ³ or more based on the examples .
The number of particles at a 1/2 thickness position from the surface is 10000 / μm ³ or less (including 0) in number density. If the number exceeds 10,000 / μm ³ , high magnetic flux density cannot be achieved.
The difference between the number of particles at the 1/10 thickness position of the surface layer portion and the number of particles at the 1/2 thickness position of the central portion is preferably 20 particles / μm ³ or more. In the claims, the difference is defined as 260 pieces / μm ³ or more based on the example .

また、粒子数が数密度で２０個／μｍ^３超、２０００００個／μｍ^３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。 Also, 20 the number density of the number of particles / [mu] m ³ greater than 200,000 / [mu] m ³ or less of the range is at least 0.5μm or more toward the surface to the interior, preferably with 100μm or less.

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。   The formed intermetallic compound can be identified by a diffraction pattern such as an electron microscope or an X-ray analyzer attached to the electron microscope. Of course, identification is possible by other methods such as chemical analysis.

（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。 (Crystal structure)
Furthermore, in the present invention, the martensitic transformation is not utilized as a strengthening mechanism. This is because in the martensitic transformation, a large amount of dislocations are introduced into the steel, resulting in deterioration of magnetic properties, particularly iron loss. Depending on the component, or if microscopic observation is performed, the occurrence of slight martensitic transformation may be observed. A measure of the possibility of martensitic transformation is the ratio of the austenite phase to the ferrite phase at high temperatures. A large amount of austenite phase generated means that the austenite phase is stable, and it can be considered that martensitic transformation is likely to occur during cooling. However, considering the thermal history, it goes without saying that martensitic transformation does not necessarily occur during cooling when an austenite phase is present at a high temperature.

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。 Describe the austenite phase abundance at high temperatures as a guide. If the amount of austenite phase produced at a high temperature is 50% or less, the ultra-low C material targeted by the present invention is not subject to ultra-rapid cooling such as several hundred degrees centigrade / second, and C and N are set to 0.00%. Even in the case of low carbon steel containing about 005 to 0.04%, it is possible to avoid martensitic transformation if the cooling rate is controlled to be relatively slow cooling, even if a considerable amount of martensitic transformation occurs. The introduction of a dislocation amount that causes a problem can be avoided. Needless to say, the amount of martensite produced at high temperature is preferably 30% or less, more preferably 20% or less, and even more preferably 10% or less. The rough standard is the mass% of each element.
1.5 * Si + 3.5Al-1.2 * (Mn + Ni)
Is 2.5 or more, preferably 3.0 or more, more preferably 3.5 or more.

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。 However, even when a complete austenite phase is obtained at a high temperature, depending on the thermal history such as the holding temperature at a high temperature and the cooling rate, it is possible to avoid the martensitic transformation sufficiently, so that the present invention is limited by the above formula. It is clear that it is not. Whether or not a considerable amount of martensitic transformation has occurred can be determined by observing the structure of the steel sheet obtained in the final manner in the normal steel transformation control metallurgy.
The final structure is mainly composed of a ferrite phase. Strictly speaking, there are intermetallic compounds and compounds of C, N, S, O, etc. that are essential in the present invention as the structure in the steel, but the structure described here is not a fine structure, It refers to ferrite, austenite, martensite, pearlite, bainite and the like formed by the transformation of iron.

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。   In the present invention, the ferrite phase is 50% or more by volume. Preferably it is 60% or more, more preferably 70% or more, more preferably 80% or more, more preferably 90% or more, such as holding at an intermediate temperature or rapid cooling that consciously controls the transformation of iron. If not performed, usually 95% or more is the ferrite phase. At the same time, the volume fraction of the martensite phase, which is very unfavorable for magnetic properties, is set to 50% or less. Preferably it is 40% or less, More preferably, it is 30% or less, More preferably, it is 20% or less, More preferably, it is 10% or less. There is a lot of knowledge about the transformation of austenite, ferrite and martensite, and it is normal control operation to control appropriately by examining the components and heat treatment conditions, and it is also appropriate for the steel of the present invention. After a number of trials, it is not difficult to control to 5% or less, further 2% or less, and substantially close to 0%. By doing so, the effect of the present invention becomes more preferable. .

（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。 (Average diameter of crystal grains)
In the present invention, since the refinement of the crystal structure is not used as a main means for increasing the strength, the crystal grain size can be adjusted to an optimum range from the viewpoint of magnetic properties. Since the size and number density of the intermetallic compounds that contribute to high strength can be controlled not only by the components but also by the final heat treatment, the crystal grain size is the maximum temperature reached before this heat treatment, for example The control can be performed independently of the control of the intermetallic compound by the holding time in the temperature range.
The crystal grain size is usually 400 μm or less in average diameter, and preferably controlled to 30 to 250 μm. More preferably, it is 60-200 micrometers. In general, when the frequency of exciting current when using a steel plate is high, it is preferable to keep the crystal grains fine. Further, the effect of the present invention is not impaired at all even if the crystal grain size is increased to several centimeters using secondary recrystallization or the like as in the case of grain-oriented electrical steel sheets.

（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。 (Crystal orientation)
In the present invention, the intermetallic compound-forming elements are Ti and Mo, which are ferrite-forming elements, and these elements are diffused from the surface of the steel sheet to increase the {200} plane integration degree from the surface to the inside. Can be formed.
In Japanese Patent Nos. 5136687 and 5533801 previously proposed by the present inventors, ferrite is formed on both surfaces of an Fe-based metal plate having a composition capable of causing an α-γ transformation (composition of an α-γ transformation system). Technology to obtain a high magnetic flux density Fe-based metal plate by attaching elements and heat-treating the metal plate to diffuse the ferrite-forming elements inside the metal plate to form a structure with an increased {200} plane integration degree Is disclosed.

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。 Since the steel sheet of the present invention has an α-γ transformation system composition, the intermetallic compound-forming elements are ferrite-forming elements Ti and Mo, and the elements are diffused inside to form a diffusion region as an α single-phase region. Thus, in the present invention, similarly, a structure with an increased {200} plane integration degree can be obtained, and a steel plate with a further increased magnetic flux density can be obtained.
In order to further increase the magnetic flux density, the {200} plane integration degree of the αFe phase with respect to the plate surface of the steel plate at least in the range from the plate surface to 5 μm is set to 25% or more.

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。   Here, the {200} plane integration degree is determined by X-ray diffraction using MoKα rays, and there are 11 orientation planes ({110}, {200}, {211}, {310}, {310}, {110} 222}, {321}, {411}, {420}, {332}, {521}, {442}), and each of the measured values is a theoretical integrated intensity of a sample having a random orientation. The ratio of the strength of the {200} azimuth plane with respect to the sum of the divided values is obtained as a percentage.

（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。 (Production method)
The electrical steel sheet of the present invention can be obtained by, for example, the following method (A) or (B).
(A) A method of heat-treating steel plates having different distributions of intermetallic compound-forming elements in the thickness direction.
(B) A method of heat-treating a base steel plate having an intermetallic compound-forming element attached to the surface.

（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。 The method (A) will be described.
In this method, first, a plurality of steel materials having different contents of intermetallic compound generating elements selected from the groups 1 to 3 are prepared. In order to manufacture a steel sheet that does not increase the number of intermetallic compounds in the center, a steel material that does not contain the intermetallic compound-forming element may be used.
Next, a steel material with a high content of intermetallic compound-forming elements is placed on the surface of a steel material that does not contain or has a low content of intermetallic compound-forming elements, and the laminated steel material is rolled and clad. Bonding is performed by a method or the like to obtain a clad steel plate having a predetermined plate thickness and having a different distribution of intermetallic compound forming elements in the plate thickness direction.
The joining of steel materials can be performed through hot rolling and subsequent cold rolling, or can be performed only by cold rolling. In either case, element diffusion also occurs during the heat treatment for forming the intermetallic compound, and the integrity of the interface between the surface layer material and the center material increases.

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／μｍ^３超、２０００００個／μｍ^３以下で、中心部の１／２厚さ位置における数密度が１００００個／μｍ^３以下（０個を含む）である本発明の鋼板を得る。 Then, the clad steel sheet is subjected to an intermetallic compound generation heat treatment that is heated and held at a temperature at which the formation of the intermetallic compound is promoted, so that the number density of the intermetallic compound is different between the surface layer portion and the central portion, that is, the surface layer portion. The number density of the intermetallic compound at the 1/10 thickness position is more than 20 / μm ³ and 200000 / μm ³ or less, and the number density at the 1/2 thickness position of the central part is 10,000 / μm ³ or less (0 Steel sheet of the present invention is obtained.

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。 This heat treatment for generating an intermetallic compound is relatively simple, and is a simple heat treatment such as heating, cooling, and holding at a specific temperature range, such as 400 to 700 ° C. An intermetallic compound can be produced with a predetermined size and number density by heat treatment such as heating and holding at temperature for 1 to 180 minutes.
In addition, if the components are adjusted, the holding temperature can be sufficiently increased even in a very short time, so the formation of intermetallic compounds can be achieved even by performing simple cooling from heat treatment at a high temperature. Is possible.

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。 In order to finally form a predetermined intermetallic compound in the steel plate, it is also important to control the thermal history until the clad steel plate is formed. In particular, if an excessive intermetallic compound is formed during the manufacturing process for preparing a raw steel plate or in the process from laminating the raw steel plate to forming a clad steel plate, the material becomes hard and sometimes embrittles and heats up. Not only the hot rolling and the cold rolling become difficult, but also the bending of the plate during the breakage may cause the plate to break and make normal plate passing difficult.
In order to avoid this, the intermetallic compound is formed by a heat treatment in the final step in the manufacturing process in which the laminated steel sheet is made into a clad steel sheet having a predetermined plate thickness by the rolling clad method.

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。 During the production process of the raw steel sheet or in the process of forming a clad steel sheet having a predetermined thickness by the rolling clad method, in a situation where formation of an intermetallic compound is not preferable, a holding time in a temperature range where the intermetallic compound is easily generated is set. In order to make it as short as possible, for example, the heating rate and the cooling rate are controlled to suppress the formation.
For example, in general, the formation of fine intermetallic compounds is often promoted in the temperature range of 400 to 700 ° C. Therefore, after the hot rolling finish of hot rolling, the average cooling rate until winding is 50 ° C. / 750 to 1050 in a step after the cold rolling through a thermal history that avoids the formation of an intermetallic compound until just before the cold rolling, such as avoiding the holding in the temperature range, for example, at least 2 seconds. After the recrystallization annealing at a temperature of ° C, the average cooling rate from the highest attained temperature to 300 ° C is set to 20 to 100 ° C / second.

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。 Next, the method (B) will be described.
This method uses a steel sheet with an intermetallic compound-forming element attached to the surface of the material steel sheet, heat-treats it, diffuses the intermetallic compound-forming element inside the material steel sheet, and forms an intermetallic compound inside the steel sheet. To do.
In this method, the material steel plate may or may not contain an intermetallic compound-generating element selected from the first group to the third group.
In the case of using a steel sheet containing an intermetallic compound-forming element, the intermetallic compound may be dispersed throughout the steel sheet by performing the intermetallic compound-forming heat treatment before attaching the intermetallic compound-forming element. it can.

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。 The intermetallic compound-forming element can be attached to the surface of the raw steel plate by a hot dipping method, an electroplating method, a dry process method, a rolling clad method, or the like, and any method may be used.
The thickness of the intermetallic compound-forming element attached to each metal plate is determined in consideration of the content of the element diffusing in the steel plate within the above range.
Depending on the type of intermetallic compound-forming element, it can remain on the surface of the steel sheet as long as the magnetic properties are not deteriorated, but the amount is not included in the content of the steel sheet.

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。   The heat treatment of the base steel sheet to which the intermetallic compound generating element is attached is performed in the same manner as in the method (A), but the intermetallic compound generating element is diffused inside the steel sheet, and an intermetallic compound is formed in the diffused region, It is made to distribute in a steel plate with the above size and distribution.

（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。 (Method for producing a steel sheet having crystal orientation)
Furthermore, in the present invention, using the techniques disclosed in Japanese Patent Nos. 5136687 and 5533801, the {200} plane integration degree of the αFe phase with respect to the plate surface of the steel plate at least in the range from the plate surface to 5 μm is Steel sheets that are 25% or more can be manufactured. Hereinafter, the manufacturing method of such a steel plate is demonstrated.

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。   In this manufacturing method, for example, a steel sheet cold-rolled at a reduction rate of more than 97% and 99.99% or less is used as a raw steel sheet, and an intermetallic compound-forming element is applied to the surface of the steel sheet in the same manner as in the method (B). Adhere. At this time, Mo and Ti which are ferrite forming elements are used as intermetallic compound forming elements. Hereinafter, an example in which Mo is used as an intermetallic compound-forming element will be described, but the same applies to the case where Ti is used.

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。 Next, the steel sheet with Mo attached to the surface is heated and held at a temperature of A3 point or higher, and then cooled.
Since the raw steel plate is greatly distorted by cold rolling, the plane parallel to the steel plate surface (rolling surface) of the crystal grains generated by recrystallization is easily oriented to {100}, and the rolling surface in the heating process A large number of crystal grains having planes parallel to {100} are generated. In addition, the Mo adhering to the material steel plate diffuses into the material steel plate as the temperature rises, and the region where the Mo concentration is increased by alloying becomes the α single phase component.

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Ａ_１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。 When the temperature of the steel sheet becomes A3 point or higher, the region not having the α single phase composition (the central region of the material steel plate) transforms from the α phase to the γ phase. Further, in the region already having the α single phase component, the {100} orientation grains generated by recrystallization are preserved as they are, and the {100} orientation grains are preferentially grown in the region, and the {200} plane integration degree Will increase.
Furthermore, when held in this temperature range, the α single-phase composition region spreads toward the center side of the material steel plate as Mo diffuses, and the region that has transformed into the γ phase in the center region again transforms into the α phase. . At that time, the γ phase is transformed in the form of taking over the crystal orientation of the α single phase region, and as the holding time increases, the {200} plane integration degree of the region that was the original metal plate A ₁ further increases. To go.
The γ phase remains in the central region, and this transforms into the α phase during cooling. At this time, similarly to the above, the γ phase region is transformed by taking over the crystal orientation of the α phase grains. As a result, a region having a {222} plane integration degree of 25% or more is formed from the steel plate surface to the inside. This region can be easily adjusted by the temperature and time held at the A3 point or higher.

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。 Further, due to the diffusion of Mo during the heat treatment, intermetallic compound Fe ₂ Mo is simultaneously formed in the diffusion region of Mo, and the intermetallic compound particles of a predetermined size are converted into a predetermined number density by appropriately setting heating conditions. Can be generated.
In addition, in order to obtain a steel sheet in which an intermetallic compound is dispersed to the center, a steel sheet containing an intermetallic compound-forming element is used, and an intermetallic compound-forming heat treatment is performed before depositing Mo so that the entire steel sheet is uniformly metalized in advance. The intermetallic compound is dispersed to increase the number of intermetallic compounds generated in the Mo diffusion region.

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。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail by way of examples.
[Example 1-When a steel sheet cold-rolled with a hot-rolled clad material is used]
Ingots having a thickness of 230 mm made of steels having various compositions (the balance being Fe and inevitable impurities) were melted and hot-rolled to produce a steel material A serving as a desired central layer. Moreover, the steel material B used as surface layer was prepared separately similarly. And the steel raw material was combined so that content of the intermetallic compound production | generation element of the steel raw material B might be larger than the steel raw material A, and the clad material made into the structure which pinches | interposes the steel raw material A with the steel raw material B was produced. For comparison, an integral material made of steel of various compositions was prepared.
Tables 1 to 5 show the composition of the clad material and the integral material (the balance is Fe and inevitable impurities) and the plate thickness (described in the column of the clad plate thickness). Components # 1 to # 3 represent # 1: first group element, # 2: second group element, and # 3: third group element.

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／μｍ^３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。 Next, hot rolling was performed using these materials, followed by cold rolling, and further recrystallization annealing to obtain a clad steel plate and a single-layer steel plate.
In Tables 1 to 5, the thickness of the clad plate after hot rolling, the thickness after cold rolling, and the conditions for recrystallization annealing are described. Moreover, in some steel plates, hot-rolled sheet annealing was performed after hot rolling. In that case, “Yes” is described in the column of cladding plate annealing.
When the presence of intermetallic compounds was confirmed for the prepared steel plates, all were less than 20 pieces / μm ³ .
Next, the obtained clad steel plate and single-layer steel plate were subjected to intermetallic compound generation heat treatment under the conditions shown in Tables 1 to 5. In addition, about the some steel plate, the said heat processing was not performed for the comparison.

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 About the sample after heat processing, the mechanical characteristic and the iron loss and magnetic flux density were measured by the SST test of 55 mm square by a JIS5 test piece. For both the mechanical characteristics and the magnetic characteristics, the average value X of each characteristic was determined by the following formula for the rolling direction, the width direction, and the 45 ° direction from the rolling direction.
X = (X0 + X90 + 2 * X45) / 4
X0: Characteristics in the coil rolling direction X90: Characteristics in the coil width direction X45: Characteristics in the 45 ° direction from the coil rolling direction

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 Moreover, while measuring the average particle diameter of the intermetallic compound particle | grains contained in a steel plate, the number density of the intermetallic compound particle | grain in the 1/10 thickness position and 1/2 thickness position from the surface of the sample was measured. Further, the crystal grain size was measured at a depth of 10 μm from the steel sheet surface.
In the measurement of the crystal grain size, the surface at the measurement position was corroded with a night reagent and quantified as an average grain size by observation with an optical microscope of 500 to 1000 times.
The measurement results and evaluation are shown in Tables 6-8.
Regarding magnetic characteristics, data with * are B10 and W10 / 400, and no mark indicates B50 and W15 / 50.
Regarding cold rolling properties, the symbols indicate the following.
A: Good (no problem at all)
○: Good (necessary fine adjustment but no problem)
△: Possible (If the condition is adjusted, the plate can be passed)
×: Difficult (large risk of plate breakage)
XX: Impossible (measured by cutting a sample from a coagulation test piece)
Regarding the wear of the punching die, the symbols indicate the following.
○: Small (good)
×: Large (defect)
Regarding evaluation, A to C show the following.
A: Developed steel (very good)
B: Development steel (good)
C: Comparative steel

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。   As is apparent from the results shown in Tables 6 to 8, in an example that meets the conditions of the present invention, an electrical steel sheet having high strength, high magnetic flux density, and low iron loss was obtained. Moreover, the manufacturability to the electromagnetic steel sheet and the workability to the electromagnetic parts were also good.

［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／μｍ^３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）。 [Example 2-When using a steel sheet to which an intermetallic compound-forming element is attached]
Ingots each having a thickness of 230 mm made of steel having the composition shown as A in Tables 9 to 13 (the balance being Fe and inevitable impurities) are melted, hot-rolled, and then cold-rolled to a predetermined thickness. Furthermore, recrystallization annealing was performed to produce a material steel plate. The components # 1 to # 3 represent the elements of the first group to the third group, respectively.
In Tables 9 to 13, the sheet thickness after hot rolling and after cold rolling and the conditions for recrystallization annealing are described. Moreover, in some steel plates, hot-rolled sheet annealing was performed after hot rolling.
About the obtained raw material steel plate, when presence of the intermetallic compound was confirmed, all were less than 20 pieces / micrometer < ³ >.
Next, the steel plate which formed the film | membrane by making the intermetallic compound production | generation element shown to # 1-3 of Tables 9-13 similarly attached to both surfaces of a raw material steel plate with a sputtering method was created, and it shows to this steel plate to Tables 9-13 An intermetallic compound-forming heat treatment was performed under conditions. For some steel plates, heat treatment was performed without forming a film for comparison (denoted as integral).

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。 Various test pieces were produced from the heat-treated steel sheet, and the mechanical properties and magnetic properties were measured in the same manner as in Example 1. Moreover, the average particle diameter of the intermetallic compound particles, the number density of the intermetallic compound particles at the 1/10 thickness position and the 1/2 thickness position, and the crystal particle diameter were measured in the same manner as in Example 1.
The measurement results and evaluation are shown in Tables 14-16.
As is apparent from the results shown in Tables 14 to 16, in an example that meets the conditions of the present invention, an electrical steel sheet having high strength, high magnetic flux density, and low iron loss was obtained. Moreover, the manufacturability to the electromagnetic steel sheet and the workability to the electromagnetic parts were also good.

［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。 [Embodiment 3-Increasing degree of {200} plane integration]
Ingots each having a thickness of 230 mm made of steel having the composition shown as A in Table 17 were melted, hot-rolled, and then cold-rolled at a reduction ratio of over 97% to obtain a steel sheet having a predetermined thickness.
When the structure of each of the obtained steel plates was observed, the main phase at room temperature was an α-Fe phase. When the A3 point causing the α-γ transformation was measured, the temperature shown in Table 17 was obtained.

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）。   Next, Mo or Ti, which is also a ferrite-forming element, is deposited on both surfaces of the steel plate by sputtering as the intermetallic compound-forming element to form a film, and then heated at the heating temperature and cooling rate conditions shown in Table 17 The recrystallization annealing which cools was given, and also the intermetallic compound production | generation heat processing was given on the conditions of Table 17. For some steel plates, heat treatment was performed without forming a film for comparison (denoted as integral).

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。 Various test pieces were produced from the heat-treated steel sheet, and the mechanical properties and magnetic properties were measured in the same manner as in Example 1. Moreover, the average particle diameter of the intermetallic compound particles, the number density of the intermetallic compound particles at the 1/10 thickness position and the 1/2 thickness position, and the crystal particle diameter were measured in the same manner as in Example 1. Furthermore, the {200} plane integration degree with respect to the steel sheet surface of the α-Fe phase was determined by X-ray diffraction as described above.
As is clear from the results shown in Table 18, in an example that meets the conditions of the present invention, an electrical steel sheet having high strength, high magnetic flux density, and low iron loss magnetic properties was obtained. In the example, a steel plate having a high {200} plane integration degree was obtained, and a steel plate having a higher magnetic flux density than that of the steel plate of Example 2 was obtained. In addition, in the example which is not heated more than A3 point, although the {200} plane integration degree has not reached 25%, the characteristic comparable as the steel plate of Example 2 is acquired.

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。   The present invention can stably produce a high-strength electrical steel sheet having excellent magnetic properties. This makes it possible to ensure strength, fatigue strength, and wear resistance without degrading the magnetic properties. Achieved and high industrial applicability.

Claims (4)

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／μｍ ^３ 以上、２０００００個／μｍ ^３ 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／μｍ ^３ 以下（０個／μｍ ^３ 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／μｍ ^３ 以上であることを特徴とする電磁鋼板。 Composition: mass%, C: 0.0400% or less, Si: 0.2-4.0%, Mn: 0.05-8.0%, P: 0.30% or less, S: 0.020 % Or less, Al: 8.0% or less, N: 0.0400% or less,
(A) a first group containing 0.1 to 10.0% of Ni, Mo, Ti, Nb, Co, and W for each element;
(B) For each element of Zr, Cr, B, Cu, Zn, Mg, Sn, 0.1 to 10.0%, B: 0.03 to 10.0% of one or more containing one or more 2 groups
Containing 1 group or 2 group, and a balance of Fe and unavoidable impurities,
The structure is 50% or more of ferrite phase by volume ratio,
Inside the steel plate has an area of intermetallic compound particles having an average diameter 0.001~0.050μm is dispersed containing an element selected from one or two groups of the first group and second frames,
The number of the intermetallic compound particles in the 1/10 thickness position in the thickness of 380 pieces / [mu] m ³ or more and 200,000 / [mu] m ³ or less, the intermetallic compound particles in the half thickness position in the thickness The number is 10000 / μm ³ or less ( including 0 / μm ³ ),
That the number of the particles present in 1/10 thickness position of the plate thickness, rather multi than the number of the particles present in the half thickness position in the thickness, the difference is 260 / [mu] m ³ or more Electrical steel sheet characterized by 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。 The electromagnetic steel sheet contains 0.1 to 5.0% of (c) one or more of Ag, Pt, Ga, Ge, In, V, Pd, Ir, Rh, Cd, and Ta for each element. Further containing a third group, an average diameter of 0.001 to 0.001 including an element selected from one or two groups of the first group to the second group and an element selected from the third group inside the steel plate 2. The electrical steel sheet according to claim 1, having a region in which 0.050 μm intermetallic compound particles are dispersed . 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。   The electrical steel sheet according to claim 1 or 2, wherein an average diameter of crystal grains of the steel sheet is 400 µm or less. 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。   An intermetallic compound containing any one or two elements of Ti and Mo of the first group is formed, and the {200} plane integration of the αFe phase with respect to the plate surface of the steel plate at least in the range from the plate surface to 5 μm The electrical steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the degree is 25% or more.