JP2000345305A - 高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板とその製造方法 - Google Patents
高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板とその製造方法Info
- Publication number
- JP2000345305A JP2000345305A JP11152341A JP15234199A JP2000345305A JP 2000345305 A JP2000345305 A JP 2000345305A JP 11152341 A JP11152341 A JP 11152341A JP 15234199 A JP15234199 A JP 15234199A JP 2000345305 A JP2000345305 A JP 2000345305A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- high magnetic
- flux density
- annealing
- less
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁
鋼板とその製造方法を提供する。 【解決手段】(1) 重量％で、C:0.005%％以下、Si:2.0〜
7.0%％などを含み、鋼板の結晶方位が｛110 ｝<001> の
理想方位に対して平均値で 5度以下の方位のずれであ
り、鋼板の180 度磁区幅の平均が0.26mm以下である高磁
場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板。 (2) 特定成分を含有し、高磁束密度一方向性電磁鋼板を
製造する方法において、脱炭焼鈍する直前に 100℃/s以
上の加熱速度で、 800℃以上の温度に加熱処理し、工程
の途中または最後に磁区制御し、鋼板の結晶方位が｛11
0 ｝<001> の理想方位に対して平均値で 5度以下の方位
のずれで、鋼板の180 度磁区幅の平均が0.26mm以下であ
る高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製
造方法。
鋼板とその製造方法を提供する。 【解決手段】(1) 重量％で、C:0.005%％以下、Si:2.0〜
7.0%％などを含み、鋼板の結晶方位が｛110 ｝<001> の
理想方位に対して平均値で 5度以下の方位のずれであ
り、鋼板の180 度磁区幅の平均が0.26mm以下である高磁
場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板。 (2) 特定成分を含有し、高磁束密度一方向性電磁鋼板を
製造する方法において、脱炭焼鈍する直前に 100℃/s以
上の加熱速度で、 800℃以上の温度に加熱処理し、工程
の途中または最後に磁区制御し、鋼板の結晶方位が｛11
0 ｝<001> の理想方位に対して平均値で 5度以下の方位
のずれで、鋼板の180 度磁区幅の平均が0.26mm以下であ
る高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製
造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、変圧器等の鉄心に
使用される一方向性電磁鋼板およびその製造方法に関す
るものである。
使用される一方向性電磁鋼板およびその製造方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】一方向性電磁鋼板は主に変圧器や発電機
の鉄心材料に使用される。この鋼板は製造工程の仕上焼
鈍で、二次再結晶を利用して｛１１０｝＜００１＞方位
いわゆるゴス方位に高度に集積させた組織として低鉄損
を得ている。方向性電磁鋼板の鉄損は、ＪＩＳ Ｃ 255
3 でＷ17/50 （Ｂ8 １．７Ｔ、５０Ｈz の励磁条件下で
のエネルギー損失）で評価され、グレード分けされてい
る。
の鉄心材料に使用される。この鋼板は製造工程の仕上焼
鈍で、二次再結晶を利用して｛１１０｝＜００１＞方位
いわゆるゴス方位に高度に集積させた組織として低鉄損
を得ている。方向性電磁鋼板の鉄損は、ＪＩＳ Ｃ 255
3 でＷ17/50 （Ｂ8 １．７Ｔ、５０Ｈz の励磁条件下で
のエネルギー損失）で評価され、グレード分けされてい
る。
【０００３】変圧器の鉄心には巻き鉄心と積み鉄心の二
種類があるが、巻き鉄心、積み鉄心においても、トラン
スを小型化するために１．７Ｔより高い、例えば１．９
Ｔ程度の設計磁束密度とする場合がある。積み鉄心で
は、“日”、“目”型に鋼板を積層し鉄心とするため、
鉄心の設計磁束密度が１．７Ｔであっても鉄心の局部的
には１．７Ｔ以上の磁束密度となるため、１．７Ｔ以上
の例えばＷ19/50 もトランス鉄損には大きく影響する。
最近では地球環境の保全や省エネルギーの見地から、更
に鉄損の少ない方向性電磁鋼板が市場から求められてお
り、特に１．９Ｔのような高磁場でも鉄損の少ない鋼板
が求められている。
種類があるが、巻き鉄心、積み鉄心においても、トラン
スを小型化するために１．７Ｔより高い、例えば１．９
Ｔ程度の設計磁束密度とする場合がある。積み鉄心で
は、“日”、“目”型に鋼板を積層し鉄心とするため、
鉄心の設計磁束密度が１．７Ｔであっても鉄心の局部的
には１．７Ｔ以上の磁束密度となるため、１．７Ｔ以上
の例えばＷ19/50 もトランス鉄損には大きく影響する。
最近では地球環境の保全や省エネルギーの見地から、更
に鉄損の少ない方向性電磁鋼板が市場から求められてお
り、特に１．９Ｔのような高磁場でも鉄損の少ない鋼板
が求められている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】従来は鉄損Ｗ17/50 を
下げるべく、長年にわたり発明、改善がなされてきた。
しかし、上記のような最近の状況に鑑み、本発明の目的
は１．７Ｔより高く、励磁磁束密度の鉄損が少ない高磁
束密度一方向性電磁鋼板を提供することにある。
下げるべく、長年にわたり発明、改善がなされてきた。
しかし、上記のような最近の状況に鑑み、本発明の目的
は１．７Ｔより高く、励磁磁束密度の鉄損が少ない高磁
束密度一方向性電磁鋼板を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記課題を解
決するため以下の構成を要旨とする。 （１） 重量％で、 Ｃ ：０．００５％以下、 Ｓｉ：２．０〜７．０％、 Ｍｎ：０．２％以下、 ＳおよびＳｅの１種または２種の合計：０．００５％以
下を含有し、残部はＦｅと不可避的不純物の組成からな
り、鋼板の結晶方位のずれ角度が｛１１０｝＜００１＞
の理想方位に対して平均値で５度以下であり、鋼板の１
８０度磁区幅の平均が０．２６mm以下であることを特徴
とする高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼
板。 （２） 重量％でさらに、 Ａｌ：０．０６５％以下、 Ｎ ：０．００５％以下 を含有することを特徴とする前記（１）記載の高磁場鉄
損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板。 （３） 重量％でさらに、Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｇ
ｅ，Ｂ，Ｔｅ，Ａｓ，ＣｒおよびＢｉの１種または２種
以上を各々０．００３〜０．３％含有することを特徴と
する前記（１）または（２）に記載の高磁場鉄損の優れ
た高磁束密度一方向性電磁鋼板。
決するため以下の構成を要旨とする。 （１） 重量％で、 Ｃ ：０．００５％以下、 Ｓｉ：２．０〜７．０％、 Ｍｎ：０．２％以下、 ＳおよびＳｅの１種または２種の合計：０．００５％以
下を含有し、残部はＦｅと不可避的不純物の組成からな
り、鋼板の結晶方位のずれ角度が｛１１０｝＜００１＞
の理想方位に対して平均値で５度以下であり、鋼板の１
８０度磁区幅の平均が０．２６mm以下であることを特徴
とする高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼
板。 （２） 重量％でさらに、 Ａｌ：０．０６５％以下、 Ｎ ：０．００５％以下 を含有することを特徴とする前記（１）記載の高磁場鉄
損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板。 （３） 重量％でさらに、Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｇ
ｅ，Ｂ，Ｔｅ，Ａｓ，ＣｒおよびＢｉの１種または２種
以上を各々０．００３〜０．３％含有することを特徴と
する前記（１）または（２）に記載の高磁場鉄損の優れ
た高磁束密度一方向性電磁鋼板。
【０００６】 （４） 重量％で、 Ｃ ：０．０１５〜０．１００％、 Ｓｉ：２．０〜７．０％、 Ｍｎ：０．０３〜０．２％、 ＳおよびＳｅの１種または２種の合計：０．００５〜
０．０５０％、残部は実質的にＦｅの組成になるスラブ
を加熱したのち熱延したコイル、または溶鋼から直接鋳
造されたコイルを出発材として、熱延板焼鈍し最終強冷
延、または予備冷延、析出焼鈍し、最終強冷延、または
熱延板焼鈍、予備冷延、析出焼鈍し、最終強冷延する工
程を経て最終板厚とし、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍そして
最終コ−ティングを施し、高磁束密度一方向性電磁鋼板
を製造する方法において、脱炭焼鈍する直前に１００℃
／ｓ以上の加熱速度で、８００℃以上の温度に加熱処理
し、工程の途中または最後に磁区制御し、鋼板の結晶方
位のずれ角度が｛１１０｝＜００１＞の理想方位に対し
て平均値で５度以下であり、鋼板の１８０度磁区幅の平
均が０．２６mm以下であることを特徴とする高磁場鉄損
の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。
０．０５０％、残部は実質的にＦｅの組成になるスラブ
を加熱したのち熱延したコイル、または溶鋼から直接鋳
造されたコイルを出発材として、熱延板焼鈍し最終強冷
延、または予備冷延、析出焼鈍し、最終強冷延、または
熱延板焼鈍、予備冷延、析出焼鈍し、最終強冷延する工
程を経て最終板厚とし、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍そして
最終コ−ティングを施し、高磁束密度一方向性電磁鋼板
を製造する方法において、脱炭焼鈍する直前に１００℃
／ｓ以上の加熱速度で、８００℃以上の温度に加熱処理
し、工程の途中または最後に磁区制御し、鋼板の結晶方
位のずれ角度が｛１１０｝＜００１＞の理想方位に対し
て平均値で５度以下であり、鋼板の１８０度磁区幅の平
均が０．２６mm以下であることを特徴とする高磁場鉄損
の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。
【０００７】（５） 急速加熱処理が脱炭焼鈍の加熱段
階として行われることを特徴とする前記（４）記載の高
磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方
法。 （６） 熱延コイルまたは溶鋼から直接鋳造されたコイ
ルが、重量％でさらに、Sol.Ａｌ：０．０１０〜０．０
６５％、Ｎ ：０．００４０〜０．０１００％を含
有することを特徴とする前記（４）または（５）に記載
の高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製
造方法。 （７） 熱延コイルまたは溶鋼から直接鋳造されたコイ
ルが、重量％でさらに、Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｇ
ｅ，Ｂ，Ｔｅ，Ａｓ，ＣｒおよびＢｉの１種または２種
以上を各々で０．００３〜０．３％含有することを特徴
とする前記（４）〜（６）のいずれか１項に記載の高磁
場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方
法。
階として行われることを特徴とする前記（４）記載の高
磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方
法。 （６） 熱延コイルまたは溶鋼から直接鋳造されたコイ
ルが、重量％でさらに、Sol.Ａｌ：０．０１０〜０．０
６５％、Ｎ ：０．００４０〜０．０１００％を含
有することを特徴とする前記（４）または（５）に記載
の高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製
造方法。 （７） 熱延コイルまたは溶鋼から直接鋳造されたコイ
ルが、重量％でさらに、Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｇ
ｅ，Ｂ，Ｔｅ，Ａｓ，ＣｒおよびＢｉの１種または２種
以上を各々で０．００３〜０．３％含有することを特徴
とする前記（４）〜（６）のいずれか１項に記載の高磁
場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方
法。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下、本発明の詳細について説明
する。本発明者らはＷ19/50 の少ない一方向性電磁鋼板
を開発すべく鋭意研究を重ねた結果、結晶方位のずれと
１８０度磁区幅を高度に制御することが非常に有効であ
ることを見出した。本発明者は、高磁束密度一方向性電
磁鋼板の製造工程条件を種々変更し、Ｗ19 /50 の低いも
のと高いものを製造した。本発明の範囲にあるＣ：０．
００２重量％（以下％と略す）、Ｓｉ：３．２５％、Ｍ
ｎ：０．０７％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０１
％、Ｔ．Ｎ：０．００１％、Ｓｎ：０．１１％、Ｃｕ：
０．０７％を含み、板厚０．２３mm、鋼板の結晶方位が
｛１１０｝＜００１＞に対して平均値で３度のずれをも
つサンプルの調査結果を以下に示す。
する。本発明者らはＷ19/50 の少ない一方向性電磁鋼板
を開発すべく鋭意研究を重ねた結果、結晶方位のずれと
１８０度磁区幅を高度に制御することが非常に有効であ
ることを見出した。本発明者は、高磁束密度一方向性電
磁鋼板の製造工程条件を種々変更し、Ｗ19 /50 の低いも
のと高いものを製造した。本発明の範囲にあるＣ：０．
００２重量％（以下％と略す）、Ｓｉ：３．２５％、Ｍ
ｎ：０．０７％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０１
％、Ｔ．Ｎ：０．００１％、Ｓｎ：０．１１％、Ｃｕ：
０．０７％を含み、板厚０．２３mm、鋼板の結晶方位が
｛１１０｝＜００１＞に対して平均値で３度のずれをも
つサンプルの調査結果を以下に示す。
【０００９】試料（１）はＷ17/50 ：０．７０Ｗ/kg 、
Ｗ19/50 ：１．２０Ｗ/kg で、試料（２）はＷ17/50 ：
０．７７Ｗ/kg 、Ｗ19/50 ：１．４９Ｗ/kg である。こ
の鉄損の差を解明するため、本発明者らは１８０度磁区
幅に着目した。鉄損は一般にヒステリシス損、古典的渦
電流損、異常渦電流損に分けられ、異常渦電流損は総鉄
損の約４０％を占める。方向性電磁鋼板の場合、異常渦
電流損は１８０度磁区幅に比例して増加することが知ら
れている。
Ｗ19/50 ：１．２０Ｗ/kg で、試料（２）はＷ17/50 ：
０．７７Ｗ/kg 、Ｗ19/50 ：１．４９Ｗ/kg である。こ
の鉄損の差を解明するため、本発明者らは１８０度磁区
幅に着目した。鉄損は一般にヒステリシス損、古典的渦
電流損、異常渦電流損に分けられ、異常渦電流損は総鉄
損の約４０％を占める。方向性電磁鋼板の場合、異常渦
電流損は１８０度磁区幅に比例して増加することが知ら
れている。
【００１０】１８０度磁区幅については、T. Nozawa et
al. : IEEE Trans. Mag. No.4, MAG-14(1978), p.252
に、単結晶で結晶方位と１８０度磁区幅の関係を定量化
した報告がある。しかし、多結晶である一方向性電磁鋼
板製品の１８０度磁区幅を定量化した例はない。鋼板へ
のスクラッチ付与、レーザー照射や歯形ロールによる溝
加工は、１８０度磁区幅が狭幅化することはよく知られ
ているが、これらと１８０度磁区幅の関係も定量的に評
価した例はない。
al. : IEEE Trans. Mag. No.4, MAG-14(1978), p.252
に、単結晶で結晶方位と１８０度磁区幅の関係を定量化
した報告がある。しかし、多結晶である一方向性電磁鋼
板製品の１８０度磁区幅を定量化した例はない。鋼板へ
のスクラッチ付与、レーザー照射や歯形ロールによる溝
加工は、１８０度磁区幅が狭幅化することはよく知られ
ているが、これらと１８０度磁区幅の関係も定量的に評
価した例はない。
【００１１】そこで本発明者らは、多結晶である高磁束
密度一方向性電磁鋼板の１８０度磁区幅の定量化を以下
の方法で行うことを考案した。図１にその方法を示す。
まず、鋼板試料をビッター法で１８０度磁区を現出させ
た。その後、５mmの升目をかぶせ、升目毎に１８０度磁
区数を計測した。１試料について１９０升測定し、１９
０升の磁区幅の平均と分布を求め、当該試料の測定値と
した。合計すると、１試料について約２０００の１８０
度磁区数を計測し、１８０度磁区幅を定量した。 ・１升の磁区幅 ＝５mm／１８０度磁区数 ・当該試料の平均磁区幅 ＝１９０升の磁区幅の平均
密度一方向性電磁鋼板の１８０度磁区幅の定量化を以下
の方法で行うことを考案した。図１にその方法を示す。
まず、鋼板試料をビッター法で１８０度磁区を現出させ
た。その後、５mmの升目をかぶせ、升目毎に１８０度磁
区数を計測した。１試料について１９０升測定し、１９
０升の磁区幅の平均と分布を求め、当該試料の測定値と
した。合計すると、１試料について約２０００の１８０
度磁区数を計測し、１８０度磁区幅を定量した。 ・１升の磁区幅 ＝５mm／１８０度磁区数 ・当該試料の平均磁区幅 ＝１９０升の磁区幅の平均
【００１２】次に、この方法を用いて試料（１）と
（２）の１８０度磁区幅を比較した。図２に試料（１）
と（２）の磁区幅の分布を示す。図２において、磁区幅
の縦幅は範囲の上限を示す。例えば０．２は０〜０．２
以下、０．４は０．２mm超〜０．４mm以下である。この
比較において均磁区幅は、試料（１）は０．２６mm、試
料（２）は０．３２mmであった。これより、１８０度磁
区幅の平均が試料（１）と（２）で大きく異なることが
判明した。
（２）の１８０度磁区幅を比較した。図２に試料（１）
と（２）の磁区幅の分布を示す。図２において、磁区幅
の縦幅は範囲の上限を示す。例えば０．２は０〜０．２
以下、０．４は０．２mm超〜０．４mm以下である。この
比較において均磁区幅は、試料（１）は０．２６mm、試
料（２）は０．３２mmであった。これより、１８０度磁
区幅の平均が試料（１）と（２）で大きく異なることが
判明した。
【００１３】１８０度磁区幅と鉄損Ｗ17/50 とＷ19/50
の関係を調査した実験結果を示す。Ｃ：０．００２％、
Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．０７％、Ｓ：０．００１
％、Ａｌ：０．０１％、Ｔ．Ｎ：０．００１％、Ｓｎ：
０．１１％、Ｃｕ：０．０７％を含み、板厚０．２３mm
の製品を種々の製造方法で作成し、１８０度磁区幅の平
均と鉄損Ｗ17/50 ，Ｗ19/50 を測定した。｛１１０｝＜
００１＞方位の平均のずれ角は３度であった。
の関係を調査した実験結果を示す。Ｃ：０．００２％、
Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．０７％、Ｓ：０．００１
％、Ａｌ：０．０１％、Ｔ．Ｎ：０．００１％、Ｓｎ：
０．１１％、Ｃｕ：０．０７％を含み、板厚０．２３mm
の製品を種々の製造方法で作成し、１８０度磁区幅の平
均と鉄損Ｗ17/50 ，Ｗ19/50 を測定した。｛１１０｝＜
００１＞方位の平均のずれ角は３度であった。
【００１４】図３に１８０度磁区幅の平均とＷ17/50 の
関係、図４に１８０度磁区幅の平均とＷ19/50 の関係を
示す。図５には１８０度磁区幅の平均とＷ19/50 ／Ｗ
17/50の関係を示す。Ｗ19/50 ／Ｗ17/50 はＷ17/50 に
対するＷ19/50 の劣化の程度を意味する。１８０度磁区
幅の平均とＷ17/50 、Ｗ19/50 は良い相関があり、１８
０度磁区幅の平均が狭くなるほどＷ17/50 、Ｗ19/50 が
下がることが分かる。さらに、１８０度磁区幅の平均が
狭くなるほどＷ19/50 ／Ｗ17/50 は小さくなり、１８０
度磁区幅の平均を狭くするほど特に高磁場鉄損が良好に
なることが判明した。
関係、図４に１８０度磁区幅の平均とＷ19/50 の関係を
示す。図５には１８０度磁区幅の平均とＷ19/50 ／Ｗ
17/50の関係を示す。Ｗ19/50 ／Ｗ17/50 はＷ17/50 に
対するＷ19/50 の劣化の程度を意味する。１８０度磁区
幅の平均とＷ17/50 、Ｗ19/50 は良い相関があり、１８
０度磁区幅の平均が狭くなるほどＷ17/50 、Ｗ19/50 が
下がることが分かる。さらに、１８０度磁区幅の平均が
狭くなるほどＷ19/50 ／Ｗ17/50 は小さくなり、１８０
度磁区幅の平均を狭くするほど特に高磁場鉄損が良好に
なることが判明した。
【００１５】図６は、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．２
５％、Ｍｎ：０．０７％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：
０．０１％、Ｔ．Ｎ：０．００１％、Ｓｎ：０．１１
％、Ｃｕ：０．０７％を含み、板厚０．２３mmの製品を
種々の製造方法で作成し、１８０度磁区幅の平均が０．
２５〜０．２６mmの試料について、｛１１０｝＜００１
＞方位の平均のずれ角とＷ19/50 ／Ｗ17/50 の関係を調
査した結果である。｛１１０｝＜００１＞方位の平均の
ずれ角はラウエ法で測定し、二次再結晶粒４０個を測定
した平均値である。これより、ずれ角が５度以下である
と低いＷ19 /50 ／Ｗ17/50 を得られることが分かる。
５％、Ｍｎ：０．０７％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：
０．０１％、Ｔ．Ｎ：０．００１％、Ｓｎ：０．１１
％、Ｃｕ：０．０７％を含み、板厚０．２３mmの製品を
種々の製造方法で作成し、１８０度磁区幅の平均が０．
２５〜０．２６mmの試料について、｛１１０｝＜００１
＞方位の平均のずれ角とＷ19/50 ／Ｗ17/50 の関係を調
査した結果である。｛１１０｝＜００１＞方位の平均の
ずれ角はラウエ法で測定し、二次再結晶粒４０個を測定
した平均値である。これより、ずれ角が５度以下である
と低いＷ19 /50 ／Ｗ17/50 を得られることが分かる。
【００１６】次に、本発明の高磁場鉄損の優れた高磁束
密度一方向性電磁鋼板の限定理由を説明する。以下の成
分は、鋼中に含まれる重量％である。Ｃは、０．００５
％を超えると磁気時効により製品の磁気特性を劣化させ
るので、０．００５％以下とした。
密度一方向性電磁鋼板の限定理由を説明する。以下の成
分は、鋼中に含まれる重量％である。Ｃは、０．００５
％を超えると磁気時効により製品の磁気特性を劣化させ
るので、０．００５％以下とした。
【００１７】Ｓｉは，下限２．０％未満では渦電流損が
増大し良好な鉄損が得られず、上限７．０％を超えると
加工性が著しく劣化するので、０．２〜７．０％とす
る。
増大し良好な鉄損が得られず、上限７．０％を超えると
加工性が著しく劣化するので、０．２〜７．０％とす
る。
【００１８】Ｍｎは、０．２％以下を含む。製造工程で
インヒビターＭｎＳ，ＭｎＳｅを形成し、高温焼鈍で
Ｓ，Ｓｅが純化された後に鋼中に残存したものであり、
０．２％を上限に含有する。
インヒビターＭｎＳ，ＭｎＳｅを形成し、高温焼鈍で
Ｓ，Ｓｅが純化された後に鋼中に残存したものであり、
０．２％を上限に含有する。
【００１９】ＳおよびＳｅのうちから選んだ１種または
２種合計は、インヒビターＭｎＳ，ＭｎＳｅを形成し、
高温焼鈍でＳ，Ｓｅが純化された後に鋼中に残存したも
のであり、０．００５％以下を含む。０．００５％を超
えると鉄損が悪化する。
２種合計は、インヒビターＭｎＳ，ＭｎＳｅを形成し、
高温焼鈍でＳ，Ｓｅが純化された後に鋼中に残存したも
のであり、０．００５％以下を含む。０．００５％を超
えると鉄損が悪化する。
【００２０】Ａｌは、製造工程でインヒビターＡｌＮを
形成し、高温焼鈍でＮが純化された後に鋼中に残存した
ものであり、０．０６５％以下を含む。インヒビターと
してＡｌＮを使用しなくても構わない。
形成し、高温焼鈍でＮが純化された後に鋼中に残存した
ものであり、０．０６５％以下を含む。インヒビターと
してＡｌＮを使用しなくても構わない。
【００２１】Ｎは、製造工程でインヒビターＡｌＮを形
成し、高温焼鈍でＮが純化された後に鋼中に残存したも
のであり、０．００５％以下を含む。０．００５％を超
えると鉄損が悪化する。インヒビターとしてＡｌＮを使
用しなくても構わない。
成し、高温焼鈍でＮが純化された後に鋼中に残存したも
のであり、０．００５％以下を含む。０．００５％を超
えると鉄損が悪化する。インヒビターとしてＡｌＮを使
用しなくても構わない。
【００２２】Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｇｅ，Ｂ，Ｔ
ｅ，Ａｓ，ＣｒおよびＢｉから選ばれる１種または２種
以上の元素をインヒビター、粒界偏析として必要に応じ
添加してもよく、各々０．００３〜０．３％以下含有さ
せる。
ｅ，Ａｓ，ＣｒおよびＢｉから選ばれる１種または２種
以上の元素をインヒビター、粒界偏析として必要に応じ
添加してもよく、各々０．００３〜０．３％以下含有さ
せる。
【００２３】鋼板の１８０度磁区幅の平均は、図５より
０．２６mmを超えると高磁場鉄損を低くできない。ま
た、鋼板の結晶方位のずれ角度が｛１１０｝＜００１＞
の理想方位に対する平均値で、図６より５度を超えると
高磁場鉄損を低くできない。本発明の高磁束密度一方向
性電磁鋼板は、その表面にフォルステライトやスピネル
を主成分とする一次皮膜と、絶縁皮膜（二次皮膜）を通
常有する。しかし、一次皮膜、二次皮膜ともになし、一
次皮膜のみ、一次皮膜なしで二次皮膜のみ、絶縁皮膜と
してイオンプレーティングなどによるＴｉＮ皮膜などで
も何ら問題はない。
０．２６mmを超えると高磁場鉄損を低くできない。ま
た、鋼板の結晶方位のずれ角度が｛１１０｝＜００１＞
の理想方位に対する平均値で、図６より５度を超えると
高磁場鉄損を低くできない。本発明の高磁束密度一方向
性電磁鋼板は、その表面にフォルステライトやスピネル
を主成分とする一次皮膜と、絶縁皮膜（二次皮膜）を通
常有する。しかし、一次皮膜、二次皮膜ともになし、一
次皮膜のみ、一次皮膜なしで二次皮膜のみ、絶縁皮膜と
してイオンプレーティングなどによるＴｉＮ皮膜などで
も何ら問題はない。
【００２４】次に、高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方
向性電磁鋼板の製造方法について説明する。まず、熱延
コイル、または溶鋼から直接鋳造されたコイルの成分に
ついて説明する。Ｃは、下限０．０１５％未満であれば
２次再結晶が不安定となり，上限の０．１００％は、こ
れよりＣが多くなると脱炭所要時間が長くなり、経済的
に不利となるために限定した。
向性電磁鋼板の製造方法について説明する。まず、熱延
コイル、または溶鋼から直接鋳造されたコイルの成分に
ついて説明する。Ｃは、下限０．０１５％未満であれば
２次再結晶が不安定となり，上限の０．１００％は、こ
れよりＣが多くなると脱炭所要時間が長くなり、経済的
に不利となるために限定した。
【００２５】Ｓｉは、下限２％未満では良好な鉄損が得
られず、上限７％を超えると冷延性が著しく劣下するた
め、２．０〜７．０％とする。
られず、上限７％を超えると冷延性が著しく劣下するた
め、２．０〜７．０％とする。
【００２６】Ｍｎは、下限０．０３％未満であれば熱間
脆化を起こし、上限０．２％を超えるとかえって磁気特
性を劣化させるため、０．０３〜０．２％とする。
脆化を起こし、上限０．２％を超えるとかえって磁気特
性を劣化させるため、０．０３〜０．２％とする。
【００２７】Ｓ，Ｓｅは、ＭｎＳ，ＭｎＳｅを形成する
ために必要な元素で、これらの一種または２種の合計が
下限０．００５％未満ではＭｎＳ，ＭｎＳｅの絶対量が
不足し、上限０．０５０％を超えると熱間割れを生じ、
また最終仕上焼鈍での純化が困難となるため、０．００
５〜０．０５０％とする。
ために必要な元素で、これらの一種または２種の合計が
下限０．００５％未満ではＭｎＳ，ＭｎＳｅの絶対量が
不足し、上限０．０５０％を超えると熱間割れを生じ、
また最終仕上焼鈍での純化が困難となるため、０．００
５〜０．０５０％とする。
【００２８】Ｓｏｌ．Ａｌは、ＡｌＮを形成するために
有効な元素で、下限０．０１０％未満ではＡｌＮの絶対
量が不足し、上限０．０６５％を超えるとＡｌＮの適当
な分散状態が得られない。インヒビターとしてＡｌＮを
使用しなくても構わない。
有効な元素で、下限０．０１０％未満ではＡｌＮの絶対
量が不足し、上限０．０６５％を超えるとＡｌＮの適当
な分散状態が得られない。インヒビターとしてＡｌＮを
使用しなくても構わない。
【００２９】Ｎは，ＡｌＮを形成するために有効な元素
で、下限０．００４０％未満ではＡｌＮの絶対量が不足
し、上限０．０１００％を超えるとＡｌＮの適当な分散
状態が得られない。インヒビターとしてＡｌＮを使用し
なくても構わない。
で、下限０．００４０％未満ではＡｌＮの絶対量が不足
し、上限０．０１００％を超えるとＡｌＮの適当な分散
状態が得られない。インヒビターとしてＡｌＮを使用し
なくても構わない。
【００３０】Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｇｅ，Ｂ，Ｔ
ｅ，Ａｓ，ＣｒおよびＢｉはインヒビター、粒界偏析と
して２次再結晶を安定化させるが、各々の含有量が下限
０．００３％未満では偏析量が不足し、上限０．３％は
経済的理由と脱炭性の悪化を防止するためである。添加
する元素は１種でもよいし、２種以上添加しても良い。
ｅ，Ａｓ，ＣｒおよびＢｉはインヒビター、粒界偏析と
して２次再結晶を安定化させるが、各々の含有量が下限
０．００３％未満では偏析量が不足し、上限０．３％は
経済的理由と脱炭性の悪化を防止するためである。添加
する元素は１種でもよいし、２種以上添加しても良い。
【００３１】溶鋼は、スラブ、または直接鋼帯に鋳造さ
れる。スラブに鋳造した場合は、通常の熱延方法でコイ
ルに仕上げられる。鋼帯または熱延コイルは、熱延板焼
鈍し最終強冷延、または予備冷延、析出焼鈍し、最終強
冷延、または熱延板焼鈍、予備冷延、析出焼鈍し、最終
強冷延という工程を経て最終板厚とし、脱炭焼鈍、最終
仕上焼鈍そして最終コ−ティングを施し製品となる。
れる。スラブに鋳造した場合は、通常の熱延方法でコイ
ルに仕上げられる。鋼帯または熱延コイルは、熱延板焼
鈍し最終強冷延、または予備冷延、析出焼鈍し、最終強
冷延、または熱延板焼鈍、予備冷延、析出焼鈍し、最終
強冷延という工程を経て最終板厚とし、脱炭焼鈍、最終
仕上焼鈍そして最終コ−ティングを施し製品となる。
【００３２】脱炭焼鈍する直前に１００℃／ｓ以上の加
熱速度で、８００℃以上の温度に加熱処理を行う。加熱
速度が１００℃／ｓより遅いとＷ19/50 ／Ｗ17/50 が低
い値を得られない。加熱温度が８００℃より低くてもＷ
19/50 ／Ｗ17/50 が低い値を得られない。上記急速加熱
処理は脱炭焼鈍の加熱段階に組み込んでもかまわず、こ
の方が工程が少ないので望ましい。製品には磁区制御、
すなわちレーザー照射、プラズマ照射、歯形ロールやエ
ッチングによる溝加工などを施す。または冷延板、脱炭
焼鈍板、高温焼鈍板などの中間工程で歯形ロールやエッ
チングによる溝加工を行い磁区制御を行う。
熱速度で、８００℃以上の温度に加熱処理を行う。加熱
速度が１００℃／ｓより遅いとＷ19/50 ／Ｗ17/50 が低
い値を得られない。加熱温度が８００℃より低くてもＷ
19/50 ／Ｗ17/50 が低い値を得られない。上記急速加熱
処理は脱炭焼鈍の加熱段階に組み込んでもかまわず、こ
の方が工程が少ないので望ましい。製品には磁区制御、
すなわちレーザー照射、プラズマ照射、歯形ロールやエ
ッチングによる溝加工などを施す。または冷延板、脱炭
焼鈍板、高温焼鈍板などの中間工程で歯形ロールやエッ
チングによる溝加工を行い磁区制御を行う。
【００３３】
【実施例】（実施例１）溶鋼を連続鋳造し、スラブ加熱
し、熱間圧延し、Ｃ：０．０７１％、Ｓｉ：３．２２
％、Ｍｎ：０．０８８％、Ｓ：０．０２８％、Ｓｏｌ．
Ａｌ：０．０２２％、Ｎ：０．００９１％、Ｓｎ：０．
１２％、Ｃｕ：０．０７％を含有する２．３mm厚のホッ
トコイルを得た。そして、１１００℃×１０秒＋９５０
℃×６０秒の均熱後、急冷する熱延板焼鈍をし、０．２
２mmに強冷延し製品板厚とした。その後、得られた冷延
板を脱炭焼鈍する際、加熱段階を種々の加熱速度で８５
０℃まで加熱し、その後８５０℃の湿潤水素中で脱炭焼
鈍し、続いて焼鈍分離剤を塗布した後、水素気流中で１
２００℃で２０時間保持し最終仕上焼鈍を行ない、コ−
ティング液を塗布し製品とした。
し、熱間圧延し、Ｃ：０．０７１％、Ｓｉ：３．２２
％、Ｍｎ：０．０８８％、Ｓ：０．０２８％、Ｓｏｌ．
Ａｌ：０．０２２％、Ｎ：０．００９１％、Ｓｎ：０．
１２％、Ｃｕ：０．０７％を含有する２．３mm厚のホッ
トコイルを得た。そして、１１００℃×１０秒＋９５０
℃×６０秒の均熱後、急冷する熱延板焼鈍をし、０．２
２mmに強冷延し製品板厚とした。その後、得られた冷延
板を脱炭焼鈍する際、加熱段階を種々の加熱速度で８５
０℃まで加熱し、その後８５０℃の湿潤水素中で脱炭焼
鈍し、続いて焼鈍分離剤を塗布した後、水素気流中で１
２００℃で２０時間保持し最終仕上焼鈍を行ない、コ−
ティング液を塗布し製品とした。
【００３４】｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角
は３度であり、製品の鋼中の成分はＣ：０．００２％、
Ｓｉ：３．１８％、Ｍｎ：０．０８０％、Ｓ：０．００
１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１２％、Ｎ：０．００１０
％、Ｓｎ：０．１２％、Ｃｕ：０．０７％であった。こ
れに、照射列間隔６．５mm、照射点間隔０．５mm、照射
エネルギー１．０mJ／mm2 の条件でレーザー照射し磁区
制御した。脱炭焼鈍の加熱速度と磁気特性の関係を表１
に示す。これより、本発明例は比較例と比べ高磁場鉄損
が優れていることがわかる。
は３度であり、製品の鋼中の成分はＣ：０．００２％、
Ｓｉ：３．１８％、Ｍｎ：０．０８０％、Ｓ：０．００
１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１２％、Ｎ：０．００１０
％、Ｓｎ：０．１２％、Ｃｕ：０．０７％であった。こ
れに、照射列間隔６．５mm、照射点間隔０．５mm、照射
エネルギー１．０mJ／mm2 の条件でレーザー照射し磁区
制御した。脱炭焼鈍の加熱速度と磁気特性の関係を表１
に示す。これより、本発明例は比較例と比べ高磁場鉄損
が優れていることがわかる。
【００３５】
【表１】
【００３６】（実施例２）溶鋼を連続鋳造し、スラブ加
熱し、熱間圧延し、Ｃ：０．０７０％、Ｓｉ：３．２８
％、Ｍｎ：０．０７８％、Ｓ：０．０２４％、Ｓｏｌ．
Ａｌ：０．０２１％、Ｎ：０．００８９％、Ｓｎ：０．
１２％、Ｃｕ：０．０７％を含有する２．０mm厚のホッ
トコイルを得た。そして，１１００℃×１０秒＋９５０
℃×６０秒の均熱後、急冷する熱延板焼鈍をし、０．２
２mmに強冷延し製品板厚とした。その後、得られた冷延
板を脱炭焼鈍する際、加熱段階を３００℃／ｓの加熱速
度で種々の温度まで加熱し、その後８５０℃の湿潤水素
中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍分離剤を塗布した後、水素
気流中で１２００℃で２０時間保持し最終仕上焼鈍を行
ない、コ−ティング液を塗布し製品とした。
熱し、熱間圧延し、Ｃ：０．０７０％、Ｓｉ：３．２８
％、Ｍｎ：０．０７８％、Ｓ：０．０２４％、Ｓｏｌ．
Ａｌ：０．０２１％、Ｎ：０．００８９％、Ｓｎ：０．
１２％、Ｃｕ：０．０７％を含有する２．０mm厚のホッ
トコイルを得た。そして，１１００℃×１０秒＋９５０
℃×６０秒の均熱後、急冷する熱延板焼鈍をし、０．２
２mmに強冷延し製品板厚とした。その後、得られた冷延
板を脱炭焼鈍する際、加熱段階を３００℃／ｓの加熱速
度で種々の温度まで加熱し、その後８５０℃の湿潤水素
中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍分離剤を塗布した後、水素
気流中で１２００℃で２０時間保持し最終仕上焼鈍を行
ない、コ−ティング液を塗布し製品とした。
【００３７】｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角
は３度であり、製品の鋼中の成分はＣ：０．００２％、
Ｓｉ：３．１７％、Ｍｎ：０．０７０％、Ｓ：０．００
１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００９％、Ｎ：０．０００９
％、Ｓｎ：０．１２％、Ｃｕ：０．０７％であった。こ
れに、照射列間隔６．５mm、照射点間隔０．５mm、照射
エネルギー１．０mJ／mm2 の条件でレーザー照射し磁区
制御した。この時の加熱段階の到達温度と磁気特性の関
係を表２に示す。これより、本発明例は比較例と比べ高
磁場鉄損が優れていることがわかる。
は３度であり、製品の鋼中の成分はＣ：０．００２％、
Ｓｉ：３．１７％、Ｍｎ：０．０７０％、Ｓ：０．００
１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００９％、Ｎ：０．０００９
％、Ｓｎ：０．１２％、Ｃｕ：０．０７％であった。こ
れに、照射列間隔６．５mm、照射点間隔０．５mm、照射
エネルギー１．０mJ／mm2 の条件でレーザー照射し磁区
制御した。この時の加熱段階の到達温度と磁気特性の関
係を表２に示す。これより、本発明例は比較例と比べ高
磁場鉄損が優れていることがわかる。
【００３８】
【表２】
【００３９】（実施例３）溶鋼を直接鋼帯に鋳造し、
Ｃ：０．０７８％、Ｓｉ：３．３０％、Ｍｎ：０．０７
８％、Ｓ：０．０２２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３２
％、Ｎ：０．００７８％、Ｓｎ：０．１５％、Ｃｕ：
０．０７％を含有する２．３mm厚のコイルとした。そし
て、１１００℃×１０秒＋９５０℃×６０秒の均熱後、
急冷する熱延板焼鈍をし、０．２２mmに強冷延し製品板
厚とした。その後、得られた冷延板を脱炭焼鈍する際、
加熱段階を４００℃/sで８５０℃まで加熱し、その後８
５０℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍分離剤を
塗布した後、水素気流中で１２００℃で２０時間保持し
最終仕上焼鈍を行ない、コ−ティング液を塗布し製品と
した。
Ｃ：０．０７８％、Ｓｉ：３．３０％、Ｍｎ：０．０７
８％、Ｓ：０．０２２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３２
％、Ｎ：０．００７８％、Ｓｎ：０．１５％、Ｃｕ：
０．０７％を含有する２．３mm厚のコイルとした。そし
て、１１００℃×１０秒＋９５０℃×６０秒の均熱後、
急冷する熱延板焼鈍をし、０．２２mmに強冷延し製品板
厚とした。その後、得られた冷延板を脱炭焼鈍する際、
加熱段階を４００℃/sで８５０℃まで加熱し、その後８
５０℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍分離剤を
塗布した後、水素気流中で１２００℃で２０時間保持し
最終仕上焼鈍を行ない、コ−ティング液を塗布し製品と
した。
【００４０】｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角
は３度であり、製品の鋼中の成分はＣ：０．００２％、
Ｓｉ：３．１８％、Ｍｎ：０．０７０％、Ｓ：０．００
１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１２％、Ｎ：０．００１０
％、Ｓｎ：０．１５％、Ｃｕ：０．０７％であった。一
部の試料に、エッチングによる溝加工を行い１８０度磁
区幅の平均を変更した。溝加工の条件は、溝間隔５mm、
溝幅１５０μｍ、溝深さ３０μｍである。この時の１８
０度磁区幅の平均とＷ17/50 、Ｗ19/50 、及びＷ19/50
／Ｗ17/50 を表３に示す。これより、本発明例は高磁場
鉄損が優れていること分かる。
は３度であり、製品の鋼中の成分はＣ：０．００２％、
Ｓｉ：３．１８％、Ｍｎ：０．０７０％、Ｓ：０．００
１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１２％、Ｎ：０．００１０
％、Ｓｎ：０．１５％、Ｃｕ：０．０７％であった。一
部の試料に、エッチングによる溝加工を行い１８０度磁
区幅の平均を変更した。溝加工の条件は、溝間隔５mm、
溝幅１５０μｍ、溝深さ３０μｍである。この時の１８
０度磁区幅の平均とＷ17/50 、Ｗ19/50 、及びＷ19/50
／Ｗ17/50 を表３に示す。これより、本発明例は高磁場
鉄損が優れていること分かる。
【００４１】
【表３】
【００４２】（実施例４）溶鋼を連続鋳造し、スラブ加
熱し、熱間圧延し、Ｃ：０．０７８％、Ｓｉ：３．３０
％、Ｍｎ：０．０７８％、Ｓ：０．０２２％、Ｓｏｌ．
Ａｌ：０．０３２％、Ｎ：０．００７８％、Ｓｎ：０．
１５％、Ｃｕ：０．０７％を含有する種々の板厚のホッ
トコイルとした。そして、１１００℃×１０秒＋９５０
℃×６０秒の均熱後、急冷する熱延板焼鈍をし、０．２
２mmに強冷延し製品板厚とした。その後、得られた冷延
板を脱炭焼鈍する際、加熱段階を４００℃/sで８５０℃
まで加熱し、その後８５０℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍
し、続いて焼鈍分離剤を塗布した後、水素気流中で１２
００℃で２０時間保持し最終仕上焼鈍を行ない、コ−テ
ィング液を塗布し製品とした。
熱し、熱間圧延し、Ｃ：０．０７８％、Ｓｉ：３．３０
％、Ｍｎ：０．０７８％、Ｓ：０．０２２％、Ｓｏｌ．
Ａｌ：０．０３２％、Ｎ：０．００７８％、Ｓｎ：０．
１５％、Ｃｕ：０．０７％を含有する種々の板厚のホッ
トコイルとした。そして、１１００℃×１０秒＋９５０
℃×６０秒の均熱後、急冷する熱延板焼鈍をし、０．２
２mmに強冷延し製品板厚とした。その後、得られた冷延
板を脱炭焼鈍する際、加熱段階を４００℃/sで８５０℃
まで加熱し、その後８５０℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍
し、続いて焼鈍分離剤を塗布した後、水素気流中で１２
００℃で２０時間保持し最終仕上焼鈍を行ない、コ−テ
ィング液を塗布し製品とした。
【００４３】製品の鋼中の成分は、Ｃ：０．００２％、
Ｓｉ：３．２０％、Ｍｎ：０．０６８％、Ｓ：０．００
１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１１％、Ｎ：０．００１０
％、Ｓｎ：０．１５％、Ｃｕ：０．０７％であった。こ
れに、照射列間隔６．５mm、照射点間隔０．５mm、照射
エネルギー１．０mJ／mm2 の条件でレーザー照射し磁区
制御した。１８０度磁区幅の平均の平均は０．２３〜
０．２６mmであった。冷延率、｛１１０｝＜００１＞方
位の平均のずれ角とＷ17/50 、Ｗ19/50 、及びＷ19/50
／Ｗ17/50 を表４に示す。これより、本発明例は高磁場
鉄損が優れていることが分かる。
Ｓｉ：３．２０％、Ｍｎ：０．０６８％、Ｓ：０．００
１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１１％、Ｎ：０．００１０
％、Ｓｎ：０．１５％、Ｃｕ：０．０７％であった。こ
れに、照射列間隔６．５mm、照射点間隔０．５mm、照射
エネルギー１．０mJ／mm2 の条件でレーザー照射し磁区
制御した。１８０度磁区幅の平均の平均は０．２３〜
０．２６mmであった。冷延率、｛１１０｝＜００１＞方
位の平均のずれ角とＷ17/50 、Ｗ19/50 、及びＷ19/50
／Ｗ17/50 を表４に示す。これより、本発明例は高磁場
鉄損が優れていることが分かる。
【００４４】
【表４】
【００４５】（実施例５）溶鋼を連続鋳造し、スラブ加
熱し、熱間圧延し、Ｃ：０．０７５％、Ｓｉ：３．３１
％、Ｍｎ：０．０７５％、Ｓ：０．０１４％、Ｓｅ：
０．０１４％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２７％、Ｎ：０．
００８９％、Ｓｂ：０．１５％、Ｍｏ：０．０３％を含
有するスラブを連続鋳造し、スラブ加熱し、熱間圧延
し、２．７mm厚の熱延板を得た。熱延板焼鈍は１０００
℃で２分間行い、１．６０mmに冷延し、析出焼鈍は１１
００℃で２分均熱後急冷し、０．２２mmに最終冷延し
た。その後、得られた冷延板を脱炭焼鈍する際、加熱段
階を３００℃／ｓの加熱速度で種々の温度まで加熱し、
その後８５０℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍
分離剤を塗布した後、水素気流中で１２００℃で２０時
間保持し最終仕上焼鈍を行ない、コ−ティング液を塗布
し製品とした。
熱し、熱間圧延し、Ｃ：０．０７５％、Ｓｉ：３．３１
％、Ｍｎ：０．０７５％、Ｓ：０．０１４％、Ｓｅ：
０．０１４％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２７％、Ｎ：０．
００８９％、Ｓｂ：０．１５％、Ｍｏ：０．０３％を含
有するスラブを連続鋳造し、スラブ加熱し、熱間圧延
し、２．７mm厚の熱延板を得た。熱延板焼鈍は１０００
℃で２分間行い、１．６０mmに冷延し、析出焼鈍は１１
００℃で２分均熱後急冷し、０．２２mmに最終冷延し
た。その後、得られた冷延板を脱炭焼鈍する際、加熱段
階を３００℃／ｓの加熱速度で種々の温度まで加熱し、
その後８５０℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍
分離剤を塗布した後、水素気流中で１２００℃で２０時
間保持し最終仕上焼鈍を行ない、コ−ティング液を塗布
し製品とした。
【００４６】｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角
は４度であり、製品の鋼中の成分は、Ｃ：０．００３
％、Ｓｉ：３．２１％、Ｍｎ：０．０７０％、Ｓ：０．
００１％、Ｓｅ：０．００１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
１０％、Ｎ：０．００１５％、Ｓｂ：０．１５％、Ｍ
ｏ：０．０３％であった。製造工程の途中で、一部の試
料には、溝間隔は３mm、溝幅１５０μｍ、溝深さ２０μ
ｍという条件で、冷延板にエッチングによる溝加工を行
い磁区制御を行った。この時の磁気特性を表５に示す。
これより、本発明例は比較例と比べ高磁場鉄損が優れて
いることが分かる。
は４度であり、製品の鋼中の成分は、Ｃ：０．００３
％、Ｓｉ：３．２１％、Ｍｎ：０．０７０％、Ｓ：０．
００１％、Ｓｅ：０．００１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
１０％、Ｎ：０．００１５％、Ｓｂ：０．１５％、Ｍ
ｏ：０．０３％であった。製造工程の途中で、一部の試
料には、溝間隔は３mm、溝幅１５０μｍ、溝深さ２０μ
ｍという条件で、冷延板にエッチングによる溝加工を行
い磁区制御を行った。この時の磁気特性を表５に示す。
これより、本発明例は比較例と比べ高磁場鉄損が優れて
いることが分かる。
【００４７】
【表５】
【００４８】（実施例６）溶鋼を連続鋳造し、スラブ加
熱し、熱間圧延し、Ｃ：０．０６５％、Ｓｉ：３．３３
％、Ｍｎ：０．０６９％、Ｓ：０．０１４％、Ｓｅ：
０．０１４％、Ｓｂ：０．１５％、Ｍｏ：０．０３％を
含有するスラブを連続鋳造し、スラブ加熱し、熱間圧延
し、２．２mm厚の熱延板を得た。熱延板焼鈍は１０００
℃で２分間行い、１．２３mmに冷延し、析出焼鈍は１１
００℃で２分均熱後急冷し、０．１９mmに最終冷延し
た。その後、得られた冷延板を脱炭焼鈍する際、加熱段
階を３００℃／ｓの加熱速度で種々の温度まで加熱し、
その後８５０℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍
分離剤を塗布した後、水素気流中で１２００℃で２０時
間保持し最終仕上焼鈍を行ない、コ−ティング液を塗布
し製品とした。
熱し、熱間圧延し、Ｃ：０．０６５％、Ｓｉ：３．３３
％、Ｍｎ：０．０６９％、Ｓ：０．０１４％、Ｓｅ：
０．０１４％、Ｓｂ：０．１５％、Ｍｏ：０．０３％を
含有するスラブを連続鋳造し、スラブ加熱し、熱間圧延
し、２．２mm厚の熱延板を得た。熱延板焼鈍は１０００
℃で２分間行い、１．２３mmに冷延し、析出焼鈍は１１
００℃で２分均熱後急冷し、０．１９mmに最終冷延し
た。その後、得られた冷延板を脱炭焼鈍する際、加熱段
階を３００℃／ｓの加熱速度で種々の温度まで加熱し、
その後８５０℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍
分離剤を塗布した後、水素気流中で１２００℃で２０時
間保持し最終仕上焼鈍を行ない、コ−ティング液を塗布
し製品とした。
【００４９】｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角
は４度であり、製品の鋼中の成分は、Ｃ：０．００３
％、Ｓｉ：３．２３％、Ｍｎ：０．０６５％、Ｓ：０．
００１％、Ｓｅ：０．００１％、Ｓｂ：０．１５％、Ｍ
ｏ：０．０３％であった。製造工程の途中で、一部の試
料には、溝間隔は３mm、溝幅１５０μｍ、溝深さ２０μ
ｍという条件で、冷延板にエッチングによる溝加工を行
い磁区制御を行った。この時の磁気特性を表６に示す。
これより、本発明例は比較例と比べ高磁場鉄損が優れて
いることが分かる。
は４度であり、製品の鋼中の成分は、Ｃ：０．００３
％、Ｓｉ：３．２３％、Ｍｎ：０．０６５％、Ｓ：０．
００１％、Ｓｅ：０．００１％、Ｓｂ：０．１５％、Ｍ
ｏ：０．０３％であった。製造工程の途中で、一部の試
料には、溝間隔は３mm、溝幅１５０μｍ、溝深さ２０μ
ｍという条件で、冷延板にエッチングによる溝加工を行
い磁区制御を行った。この時の磁気特性を表６に示す。
これより、本発明例は比較例と比べ高磁場鉄損が優れて
いることが分かる。
【００５０】
【表６】
【００５１】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板を提供
でき、その工業的効果は非常に大きい。
高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板を提供
でき、その工業的効果は非常に大きい。
【図１】１８０度磁区幅測定方法を示す図。
【図２】試料（１）と試料（２）の１８０度磁区幅の分
布を示す図。
布を示す図。
【図３】１８０度磁区幅とＷ17/50 の関係を示す図。
【図４】１８０度磁区幅とＷ19/50 の関係を示す図。
【図５】１８０度磁区幅とＷ19/50 ／Ｗ17/50 の関係を
示す図。
示す図。
【図６】｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角とＷ
19/50 ／Ｗ17/50 の関係を示す図。
19/50 ／Ｗ17/50 の関係を示す図。
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．００５％以下、 Ｓｉ：２．０〜７．０％、 Ｍｎ：０．２％以下、 ＳおよびＳｅの１種または２種の合計：０．００５％以
下を含有し、残部はＦｅと不可避的不純物の組成からな
り、鋼板の結晶方位が｛１１０｝＜００１＞の理想方位
に対して平均値で５度以下の方位のずれであり、鋼板の
１８０度磁区幅の平均が０．２６mm以下であることを特
徴とする高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼
板。 - 【請求項２】 重量％でさらに、 Ａｌ：０．０６５％以下、 Ｎ ：０．００５％以下を含有することを特徴とする請
求項１記載の高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電
磁鋼板。 - 【請求項３】 重量％でさらに、Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｕ，Ｍ
ｏ，Ｇｅ，Ｂ，Ｔｅ，Ａｓ，ＣｒおよびＢｉの１種また
は２種以上を各々で０．００３〜０．３％含有すること
を特徴とする請求項１または２に記載の高磁場鉄損の優
れた高磁束密度一方向性電磁鋼板。 - 【請求項４】 重量％で、 Ｃ ：０．０１５〜０．１００％、 Ｓｉ：２．０〜７．０％、 Ｍｎ：０．０３〜０．２％、 ＳおよびＳｅの１種または２種の合計：０．００５〜
０．０５０％、残部は実質的にＦｅの組成になるスラブ
を加熱したのち熱延したコイル、または溶鋼から直接鋳
造されたコイルを出発材として、熱延板焼鈍し最終強冷
延、または予備冷延、析出焼鈍し、最終強冷延、または
熱延板焼鈍、予備冷延、析出焼鈍し、最終強冷延する工
程を経て最終板厚とし、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍そして
最終コ−ティングを施し、高磁束密度一方向性電磁鋼板
を製造する方法において、脱炭焼鈍する直前に１００℃
／ｓ以上の加熱速度で、８００℃以上の温度に加熱処理
し、工程の途中または最後に磁区制御し、鋼板の結晶方
位が｛１１０｝＜００１＞の理想方位に対して平均値で
５度以下の方位のずれであり、鋼板の１８０度磁区幅の
平均が０．２６mm以下であることを特徴とする高磁場鉄
損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 急速加熱処理が脱炭焼鈍の加熱段階とし
て行われることを特徴とする請求項４記載の高磁場鉄損
の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 熱延コイルまたは溶鋼から直接鋳造され
たコイルが、重量％でさらに、 Sol.Ａｌ：０．０１０〜０．０６５％、 Ｎ ：０．００４０〜０．０１００％を含有するこ
とを特徴とする請求項４または５に記載の高磁場鉄損の
優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項７】 熱延コイルまたは溶鋼から直接鋳造され
たコイルが、重量％でさらに、Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｕ，Ｍ
ｏ，Ｇｅ，Ｂ，Ｔｅ，Ａｓ，ＣｒおよびＢｉの１種また
は２種以上を各々で０．００３〜０．３％含有すること
を特徴とする請求項４〜６のいずれか１項に記載の高磁
場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方
法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15234199A JP4377477B2 (ja) | 1999-05-31 | 1999-05-31 | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| KR1020000029042A KR100359622B1 (ko) | 1999-05-31 | 2000-05-29 | 고자장 철손 특성이 우수한 고자속밀도 일방향성 전자 강판 및 그의 제조방법 |
| US09/580,888 US6565674B1 (en) | 1999-05-31 | 2000-05-30 | High flux density grain-oriented electrical steel sheet excellent in high magnetic field core loss property and method of producing the same |
| EP00111033A EP1057898B1 (en) | 1999-05-31 | 2000-05-31 | High flux density grain-oriented electrical steel sheet excellent in high magnetic field core loss property and method of producing the same |
| DE60044321T DE60044321D1 (de) | 1999-05-31 | 2000-05-31 | Kornorientiertes Elektrostahlblech mit hoher Flussdichte und niedrigem Wattverlust und dessen Herstellungsverfahren |
| US10/402,682 US20030183304A1 (en) | 1999-05-31 | 2003-03-28 | High flux density grain-oriented electrical steel sheet excellent in high magnetic field core loss property and method of producing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15234199A JP4377477B2 (ja) | 1999-05-31 | 1999-05-31 | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2009080809A Division JP2009155731A (ja) | 2009-03-30 | 2009-03-30 | 高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000345305A true JP2000345305A (ja) | 2000-12-12 |
| JP4377477B2 JP4377477B2 (ja) | 2009-12-02 |
Family
ID=15538433
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15234199A Expired - Lifetime JP4377477B2 (ja) | 1999-05-31 | 1999-05-31 | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4377477B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7981223B2 (en) | 2001-07-16 | 2011-07-19 | Nippon Steel Corporation | Ultra-high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet excellent in iron loss at a high magnetic flux density and film properties and method for producing the same |
| WO2011105054A1 (ja) * | 2010-02-24 | 2011-09-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2014194073A (ja) * | 2013-02-28 | 2014-10-09 | Jfe Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
1999
- 1999-05-31 JP JP15234199A patent/JP4377477B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7981223B2 (en) | 2001-07-16 | 2011-07-19 | Nippon Steel Corporation | Ultra-high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet excellent in iron loss at a high magnetic flux density and film properties and method for producing the same |
| WO2011105054A1 (ja) * | 2010-02-24 | 2011-09-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2011174138A (ja) * | 2010-02-24 | 2011-09-08 | Jfe Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US9574249B2 (en) | 2010-02-24 | 2017-02-21 | Jfe Steel Corporation | Method for manufacturing grain oriented electrical steel sheet |
| JP2014194073A (ja) * | 2013-02-28 | 2014-10-09 | Jfe Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4377477B2 (ja) | 2009-12-02 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN108699621B (zh) | 取向性电磁钢板的制造方法 | |
| JP2017222898A (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP6436316B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| KR20190071745A (ko) | 전자 강판 제조용의 열연 강판 및 그의 제조 방법 | |
| WO2011102456A1 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| KR100359622B1 (ko) | 고자장 철손 특성이 우수한 고자속밀도 일방향성 전자 강판 및 그의 제조방법 | |
| JP4932544B2 (ja) | 板幅方向にわたり安定して磁気特性が得られる方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP6418226B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH0578744A (ja) | 磁気特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH02182866A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2019163516A (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| CN111417737A (zh) | 低铁损取向性电磁钢板及其制造方法 | |
| JP2009155731A (ja) | 高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板 | |
| JP4377477B2 (ja) | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2000345306A (ja) | 高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板 | |
| JP5846390B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3397277B2 (ja) | 超低鉄損超高磁束密度一方向性電磁鋼帯の製造方法 | |
| JP7338511B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3397293B2 (ja) | 超高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP6544344B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3561323B2 (ja) | 超高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP4021503B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の１次再結晶粒径制御方法 | |
| JPH093541A (ja) | 超高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH09143560A (ja) | 高磁束密度方向性けい素鋼板の製造方法 | |
| JPH08253815A (ja) | 超高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050315 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050513 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20060926 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20061124 |
|
| A911 | Transfer to examiner for re-examination before appeal (zenchi) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911 Effective date: 20061129 |
|
| A912 | Re-examination (zenchi) completed and case transferred to appeal board |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A912 Effective date: 20070119 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20090330 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20090811 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20090911 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 4377477 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120918 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120918 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130918 Year of fee payment: 4 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130918 Year of fee payment: 4 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |