JP2002220642A - 鉄損の低い方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

鉄損の低い方向性電磁鋼板およびその製造方法

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JP2002220642A JP2001019993A JP2001019993A JP2002220642A JP 2002220642 A JP2002220642 A JP 2002220642A JP 2001019993 A JP2001019993 A JP 2001019993A JP 2001019993 A JP2001019993 A JP 2001019993A JP 2002220642 A JP2002220642 A JP 2002220642A
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邦浩 千田
Toshito Takamiya
俊人 高宮
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匡 中西
Mitsumasa Kurosawa
光正 黒沢
Hiroaki Toda
広朗 戸田
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Abstract

(57)【要約】 【課題】 磁区細分化後の鉄損が従来にも増して低い方
向性電磁鋼板およびその製造方法を提案することにあ
る。 【解決手段】 この発明の方向性電磁鋼板は、Si：2.5
〜5.0mass％およびCr：0.05〜1.0mass％を含有する地鉄
と、この地鉄の表面上に形成された単層または複数層か
らなる絶縁性の被膜とを有し、前記被膜が前記地鉄に付
与する圧延方向の張力が3.0MPa以上であり、磁束密度Ｂ
8が特定の関係式を満たし、さらに、前記地鉄表面に、
圧延方向と直交する方向に対し±45°以下の角度で線状
に延在する複数本の線状歪みを有し、かつ該線状歪みの
配設間隔Ｄが特定の関係式を満たすことを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、方向性電磁鋼板
およびその製造方法に関するものであって、特に、磁区
細分化処理を行う高磁束密度を有する方向性電磁鋼板に
おいて従来にも増して鉄損の低い製品を得ようとするも
のである。
【０００２】
【従来の技術】方向性電磁鋼板は、主として変圧器の積
鉄心や巻き鉄心の材料として使用され、送配電コスト削
減の観点から、かかる方向性電磁鋼板には電力変換に伴
うエネルギーロス、いわゆる鉄損が少ないことが要求さ
れる。
【０００３】この鉄損は、ヒステリシス損と渦電流損の
和で示すことができる。ヒステリシス損を低下させるた
めの技術の一つは、鉄の結晶の磁化容易軸である<001>
軸を圧延方向に揃えることであり、鉄の結晶組織をゴス
方位と呼ばれる{110}<001>方位に高度に集積させること
により、高い透磁率が得られ、鉄損が低下することが知
られている。このようなゴス方位に集積した結晶組織を
得るための手段としては、二次再結晶と呼ばれる現象を
利用するのが一般的である。すなわち、一次再結晶粒の
熱的成長過程において、方位選択性の極めて強い異常粒
成長を利用して、ゴス方位の結晶粒のみを優先的に成長
させることにより、所望の組織を得ることができる。こ
の際、方位選択性と異常粒成長速度の２つの因子を制御
することが、ゴス方位への集積度の高い二次再結晶組織
を得るには重要である。
【０００４】このためには、二次再結晶前の一次再結晶
組織を所定の集合組織とすること、一次再結晶粒の成長
を選択的に抑制するインヒビターと呼ばれる析出分散相
を均一かつ適正なサイズで形成する必要がある。
【０００５】後者の目的を達成するため、特公昭46−23
820号公報等にMnSeあるいはMnSとAlNの複合析出相を形
成させ、強力なインヒビターして作用させる技術が開示
されている。しかしながら、上記技術によってゴス方位
への集積度の高い結晶組織を得た場合であっても、必ず
しも製品の鉄損が低下するとは限らないことがわかっ
た。これは、ゴス方位への集積度の向上に伴い二次再結
晶粒径が粗大化すると同時に、β角と呼ばれる結晶方位
[001]と圧延面のなす角度が0°に近づく結果、180°磁
区の幅が広くなり渦電流損が増加するからである。
【０００６】そこで、近年では人工的に磁区幅を低減す
ることによって渦電流損を低下させる技術が種々提案さ
れている。前記技術としては、例えば、鋼板の圧延方向
とほぼ直角な方向にレーザー光（特公昭57−2252号公
報）やプラズマ炎（特開昭62−96617号公報）を照射す
る方法等が挙げられる。これらの方法は、鋼板表面に熱
歪みを導入することによって照射部に線状または線状に
連なるいわゆるストレスパターン磁区を生成させるもの
であり、このような磁区の内部では、磁化の方向は[10
0]方向、[010]方向にあるため、[100]方向の180°磁区
とストレスパターンとの境界に生じる磁極による静磁エ
ネルギーの効果により、180°磁区幅が減少するもの
の、磁区細分化後に高温で熱処理を施すと、鉄損低減効
果が消失してしまうため、照射処理後に歪取り焼鈍を不
可欠とする巻き鉄心用素材としては用いることができな
かった。
【０００７】そこで、歪取り焼鈍にも耐える磁区細分化
技術として、鋼板への溝形成を利用した方法が種々開発
されている。このような技術としては、例えば最終仕上
げ焼鈍後の鋼板に局所的に溝を形成し、その反磁界効果
によって磁区を細分化する方法があり、かかる溝形成手
段としては、機械的な加工（特開昭50−35679号公報）
やレーザー光照射により絶縁被膜および下地被膜を局所
的に除去した後に電解エッチングする方法（特開昭63−
76819号公報）等が挙げられる。
【０００８】また、特公昭62−53579号公報には、歯形
ロールで圧刻後、歪取り焼鈍を施すことによって、溝形
成および再結晶を達成して磁区を細分化する方法が、さ
らに特開昭59−197520号公報には、仕上げ焼鈍前の鋼板
に溝を形成する方法がそれぞれ開示されている。
【０００９】これらの磁区細分化方法を従来の方向性電
磁鋼板に適応することにより、結晶粒の粗大な高磁束密
度方向性電磁鋼板の鉄損を有効に低減することが可能と
なり、磁束密度Ｂ8の向上に従って鉄損値が低減するこ
とが知られている。しかしながら、近年のエネルギー事
情下ではさらに鉄損の低い材料が求められているもの
の、現在の磁区細分化技術の範囲内での飛躍的な鉄損の
改善は難しい。
【００１０】一方、方向性電磁鋼板の鉄損を低減させる
ための他の手段としては、鋼板の地鉄部分の電気抵抗を
増加させて渦電流損を低減させる方法がある。例えば、
特開平10−259424号公報には、熱延板に所定量の珪素、
クロム、マンガン等を添加してこの熱延板の電気抵抗率
を45μΩｃｍ以上と高くすることなどで磁気特性に優れ
た方向性電磁鋼板を製造する方法が開示されている。こ
の方法では、Crを添加することで素材の体積抵抗率を低
減することを提案しているが、高度な結晶方位集積度は
得られておらず、さらには磁区細分化技術の適用に関し
ては何ら検討されていないので、近年製造が望まれてい
る低鉄損材を得るには至っていない。
【００１１】また、特公昭62−54846号公報、特公昭63
−1371号公報、特開平61−190017号公報、および特開平
2−228425号公報には、鋼スラブ中にCrを添加する技術
が開示されているが、これらの技術においてはCrは酸可
溶性Alの変動による磁気特性の劣化を防止する作用を担
っており、磁区細分化処理の条件は検討されていない。
さらに、特開平2-228425号公報、特開平5−78743号公報
等も鋼スラブにCrを含有させる技術であるが、これらは
1300℃以下の低温スラブ加熱と脱炭焼鈍後の窒化処理を
基本とする技術であり、Crはこのような工程のもとで高
磁束密度が得られるAl量の範囲を広げる作用を担ってい
るにすぎない。
【００１２】さらにまた、特開平10-46297号公報に開示
された技術は、製品中にCrを含有させる方法であるが、
この場合も低温スラブ加熱と脱炭焼鈍後のNH3ガスによ
る窒化処理を行うことで実施されており、Crは良好な内
部被膜を発達させることを主要な作用として添加されて
いる。また、ここでは人為的な磁区細分化処理によって
鉄損を有効に低減するための方法については触れられて
いない。加えて、特開平9-202924号公報、特開平10−13
0726号公報、特開平10−130727号公報には、鏡面方向性
電磁鋼板に磁区細分化処理を適用する技術が開示されて
おり、実施例には鋼中にCrを添加した例もあるが、これ
らは前記方法と同様に低温スラブ加熱と窒化処理工程の
下で実施されており、Crは二次再結晶やフォルステライ
ト被膜形成を安定化させるために添加されているといえ
る．また、磁区細分化処理の条件は、Crを含有する素材
において磁区細分化処理後の磁気特性を積極的に向上さ
せようとするものではない。
【００１３】以上のように、従来は、二次再結晶の安定
や低温スラブ加熱工程の下で良質なフオルステライト被
膜を得るための技術、もしくは磁区細分化処理を行わな
い低磁束密度材での電気抵抗率の増加による鉄損低減を
意図した技術として、鋼中にCrを添加した事例しか存在
せず、磁区細分化技術により低鉄損材料の鉄損をさらに
有効に低減させるために、Crを製品の成分として含有さ
せることは検討されていなかった。このほか、磁区細分
化により低鉄損材料の鉄損をより有効に低減させる方法
は見出されておらず、鉄損も従来レベルからほとんど改
善されていないのが実状である。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】この発明の目的は、磁
区細分化後の鉄損が従来にも増して低い方向性電磁鋼板
およびその製造方法を提案することにある。
【００１５】
【課題を解決のための手段】発明者らは、磁区細分化後
の鉄損を有効に低減させる方法を種々検討した結果、製
品の地鉄中にCrを含有させるとともに、このCr含有量に
応じて磁区細分化条件の適正化を図ることで、従来に無
い低鉄損の製品を製造することが可能であることを見出
し、この発明を完成させるに至った。
【００１６】この発明の要旨は以下のとおりである。 （I） Si：2.5〜5.0mass％およびCr：0.05〜1.0mass％
を含有する地鉄と、この地鉄の表面上に形成された単層
または複数層からなる絶縁性の被膜とを有する方向性電
磁鋼板であって、前記被膜が前記地鉄に付与する圧延方
向の張力が3.0MPa以上であり、磁束密度Ｂ8が下記式
（１）の関係を満たし、さらに、前記地鉄表面に、圧延
方向と直交する方向に対し±45°以下の角度で線状に延
在する複数本の線状歪みを有し、かつ該線状歪みの配設
間隔Ｄが下記式（２）の関係を満たすことを特徴とする
鉄損の低い方向性電磁鋼板。 記 Ｂ8≧（2.21−0.0604［Si］−0.0294［Cr］）×0.960 ‐‐‐‐‐‐（１） 3＋５［Cr］≦Ｄ≦11＋5［Cr］ ‐‐‐‐‐‐（２） 但し、［Si］および［Cr］は、製品としての方向性電磁
鋼板の地鉄中のSiおよびCrの 質量百分率、Ｂ8の単位
はＴ、そして、Ｄの単位はｍｍである。
【００１７】（II） Si：2.5〜5.0mass％およびCr：0.
05〜1.0mass％を含有する地鉄と、この地鉄の表面上に
形成された単層または複数層からなる絶縁性の被膜とを
有する方向性電磁鋼板であって、前記被膜が前記地鉄に
付与する圧延方向の張力が3.0MPa以上であり、磁束密度
（Ｂ8）が下記式（３）の関係を満たし、さらに、前記
地鉄表面に、圧延方向と直交する方向に対し±45°以下
の角度で線状に延在する複数本の溝を有し、かつ該溝の
深さ（ｄ）が地鉄の板厚の1.5〜15％であり、前記溝の
配設間隔（Ｄ）が下記式（４）の関係を満たすことを特
徴とする鉄損の低い方向性電磁鋼板。 記 Ｂ8≧（2.21−0.0604［Si］−0.0294［Cr］)×0.960−0.0030ｄ‐‐（３） １＋５［Cr］≦Ｄ≦８＋5［Cr］ ‐‐‐‐‐‐（４） 但し、［Si］および［Cr］は、製品としての方向性電磁
鋼板の地鉄中のSiおよびCrの 質量百分率であり、Ｂ8
の単位はＴ、ｄの単位はμｍ、そして、Ｄの単位はｍｍ
である。
【００１８】（III） 前記被膜を構成する層のうち、
地鉄に近接する層が、フォルステライトを主成分とする
ことを特徴とする上記（I）または（II）記載の鉄損の
低い方向性電磁鋼板。
【００１９】（IV） 二次再結晶粒の圧延方向の平均長
さが30mm以上であることを特徴とする上記（I）、（I
I）または（III）記載の鉄損の低い方向性電磁鋼板。
【００２０】（V） 地鉄中にBi：0.0005〜0.08 mass％
をさらに含有することを特徴とする上記（I）〜（IV）
のいずれか１項に記載の鉄損の低い方向性電磁鋼板。
【００２１】（VI）Ｃ：0.01〜0.10mass％、Si：2.5〜
5.0mass％、Mn：0.03〜0.20mass％、Ｎ:0.0015〜0.0130
mass％、Cr：0.05〜1.0mass％、ＳおよびSeのうちから
選んだ１種または２種を合計で0.010〜0.030mass％、並
びに、sol.Al:0.015〜0.035mass％およびＢ:0.0010〜0.
0150mass％のうちから選んだ１種または２種を含有する
鋼スラブを加熱後熱間圧延し、ついで必要に応じて熱延
板焼鈍を施した後、中間焼鈍を含む２回の冷間圧延によ
って最終板厚にするか、または熱延板焼鈍後、１回の冷
間圧延によって最終板厚にしたのち、脱炭焼鈍ついで最
終仕上げ焼鈍を施してから絶縁コーティング剤を塗布し
て絶縁性の被膜を形成し平坦化焼鈍を施して製品となす
一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、最終冷間圧延前の焼鈍における均熱温度（Ｔ）を下
記式（５）の範囲とし、平坦化焼鈍の後に、圧延方向と
直交する方向に対し±45°以下の角度で線状に延在する
複数本の線状歪みを鋼板に設け、かつ該線状歪みの配設
間隔Ｄが下記式（２）の関係を満たすことを特徴とする
鉄損の低い方向性電磁鋼板の製造方法。 記 1000−200［Cr］≦Ｔ≦1150−200［Cr] ‐‐‐‐‐‐（５） 3＋５［Cr］≦Ｄ≦11＋5［Cr］ ‐‐‐‐‐‐（２） 但し、［Si］および［Cr］は、製品としての方向性電磁
鋼板の地鉄中のSiおよびCrの質量百分率、Ｔの単位は
℃、そして、Ｄの単位はｍｍである。
【００２２】(VII) Ｃ：0.01〜0.10mass％、Si：2.5〜
5.0mass％、Mn：0.03〜0.20mass％、Ｎ:0.0015〜0.0130
mass％、Cr：0.05〜1.0mass％、ＳおよびSeのうちから
選んだ１種または２種を合計で0.010〜0.030mass％、並
びに、sol.Al:0.015〜0.035mass％およびＢ:0.0010〜0.
0150mass％のうちから選んだ１種または２種を含有する
鋼スラブを加熱後熱間圧延し、ついで必要に応じて熱延
板焼鈍を施した後、中間焼鈍を含む２回の冷間圧延によ
って最終板厚にするか、または熱延板焼鈍後、１回の冷
間圧延によって最終板厚にしたのち、脱炭焼鈍ついで最
終仕上げ焼鈍を施してから絶縁コーティング剤を塗布し
て絶縁性の被膜を形成し平坦化焼鈍を施して製品となす
一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、最終冷間圧延前の焼鈍における均熱温度（Ｔ）を式
（５）の範囲とし、冷間圧延工程以降に、圧延方向と直
交する方向に対し±45°以下の角度で線状に延在する複
数本の溝を設け、かつ前記溝の配設間隔（Ｄ）が下記式
（４）の関係を満たすことを特徴とする鉄損の低い方向
性電磁鋼板の製造方法。 記 1000−200［Cr］≦Ｔ≦1150−200［Cr] ‐‐‐‐‐‐（５） １＋５［Cr］≦Ｄ≦８＋5［Cr］ ‐‐‐‐‐‐（４） 但し、［Si］および［Cr］は、製品としての方向性電磁
鋼板の地鉄中のSiおよびCrの質量百分率、Ｔの単位は
℃、そして、Ｄの単位はｍｍである。
【００２３】(VIII) 鋼スラブ中にBi：0.001〜0.10 ma
ss％をさらに含有することを特徴とする上記（VI）また
は（VII）記載の鉄損の低い方向性電磁鋼板の製造方
法。
【００２４】
【発明の実施の形態】以下、この発明に至った実験につ
いて説明する。まず、表１に示す成分の鋼塊各100kgを
準備した。これらの鋼塊の組成は、標準組成（Si＝3.3m
ass％）に対して、0.2mass％のSi量増加に相当する電気
抵抗率の増加（電気抵抗率の増分：1.2μΩ・ｃｍ）と
なるように、Cr、Mn、Al、Ｐ等の添加元素の添加量を調
節した。これらの鋼塊を1400℃に加熱した後、熱間圧延
により2.5mmの熱延板とした。この後、均熱温度900℃、
均熱時間100秒の熱延板焼鈍を施し、酸洗した後に冷間
圧延により1.5mmの中間厚とした。この後、1000℃、100
秒の中間焼鈍を施し、酸洗してから、最高到達温度200
℃で0.23mmの仕上げ厚に圧延した。次いで、脱脂後、85
0℃、120秒間の一次再結晶焼鈍を兼ねる脱炭焼鈍を施
し、MgOを主成分としTi02を5％含有する焼鈍分離剤を塗
布・乾燥したのち、最高温度1200℃の最終仕上げ焼鈍を
施した。次いで、リン酸マグネシウムとコロイダルシリ
カを主成分とする絶縁性のコーティング剤を鋼板の片面
当たり5g/m2の目付量にて塗布・焼き付けすることによ
って、地鉄に対して圧延方向の張力を付与する絶縁性被
膜を形成した。
【００２５】以上の方法により得られた鋼板から、エプ
スタイン試験片を採取し、SST（単板磁気試験器）によ
り各試験片の磁束密度Ｂ8を測定し、Ｂ8が1.93±0.003
Ｔの試験片を16枚選びだし、エプスタイン試験法（500
ｇ相当に較正）により鉄損Ｗ1 7／50を測定した。次に、
圧延方向となす角度10°、間隔６mmでプラズマ炎により
線状歪みを導入し磁区細分化処理を行い、再びエプスタ
イン試験法により鉄損Ｗ17／50を測定した。また、各試
料について磁区細分化後の平均の磁区幅をコロイド法に
よる磁区観察結果から測定した。これらの測定結果を表1
に示す。
【００２６】
【表１】
【００２７】表１の結果から、標準の鋼板1Aに対し、電
気抵抗率が1.2μΩ・ｃｍ増加するようにSi、Mn、Al、P
をそれぞれ添加した鋼板1B〜1Eは、鉄損Ｗ17／50が標準
の鋼板1Aと比べて磁区細分化前で0.02W/kg程度、磁区細
分化後では0.01W/kg程度低い値であった。磁区細分化後
の鉄損にして0.01W/kg程度の鉄損の改善は、板厚0.23m
m、磁区幅0.23mm程度の素材で電気抵抗率が1.2μΩ・ｃ
ｍ程度増加した場合の渦電流損（古典的渦電流損と異常
渦電流損の和）の減少にほぼ相当する。これに対して、
標準の鋼板1Aに対し、電気抵抗率が1.2μΩ・ｃｍ増加
するようにCrを添加した鋼板1Fは、磁区細分化前の鉄損
値については鋼板1B〜1Eと大差がないが、磁区細分化後
の鉄損が標準の鋼板1Aと比べて0.06W/kg程度低い値とな
り、鋼板1B〜1Eよりもさらに低鉄損であった。ここでの
改善分は、電気抵抗率の増加に伴う渦電流損の改善を大
きく上回るものであり、磁区細分化材の鉄損をさらに低
減するためにはCrを含有させることが有効であることが
明らかとなった。
【００２８】また、鋼板の表面に溝を形成させることに
よる磁区細分化方法においても同様の実験を行い、上述
したのと同様の効果があることを確認した。Crの添加に
より磁区細分化後の鉄損が低下した理由としては、地鉄
とフォルステライト被膜の密着性がCrの添加によって向
上することで、線状歪み近傍や溝近傍の局所的な部分に
おいて、絶縁性の被膜の張力が地鉄に有効に伝えられる
結果、線状歪みや溝による磁区の乱れが抑制されるため
と考えられる。
【００２９】図１(a),(b)は、プラズマ炎による磁区細
分化処理を行った後、消磁し、4000A/mの垂直磁界を試
料に印加させた状態で磁性コロイドによる磁区観察を行
ったものであり、図1(a)がCr含有鋼、図1(b)がCr非含有
鋼の場合を示す。これらの図から、Cr非含有鋼は、線状
歪みの近傍において180°磁区パターンの乱れが認めら
れるのに対し、Cr含有鋼は、線状歪みの近傍における18
0°磁区パターンの乱れが小さく、顕著に抑制されてい
る。このように、Crを含有する素材では180°磁区パター
ンの乱れが抑制される結果、磁区細分化後に低い鉄損値
を得ることができるものと考えられる。また、溝による
磁区細分化処理の場合には、歪取り焼鈍後の消磁状態で
は溝近傍の磁区の乱れは少ないものの、磁化の進行に応
じて溝近傍に環流磁区が生成して損失が高まると推定さ
れるが、このような場合でも、鋼中のCr添加により被膜
と地鉄の間の密着性が強化されることで、磁化過程での
磁区構造の乱れが防止されて鉄損が低くなるものと推定
される。
【００３０】ここで、磁区細分化処理を行っていない材
料に比べて磁区細分化材で特に鉄損改善効果が大きくな
った理由は、単に地鉄に対する被膜の張力によるものだ
けではなく、フォルステライ卜被膜と地鉄との間の密着
性の強化により、線状歪みや溝のごく近傍でも十分な被
膜張力が確保されることによって磁区構造の乱れが顕著
に抑制されたためであると考えられる。
【００３１】以上の知見から、Crを含有した磁区細分化
材の鉄損をより一層改善することが可能であることが明
らかになったものの、Crを含有した磁区細分化材であっ
ても、必ずしも低鉄損が得られない場合があることが判
明した。そのため、この原因を詳しく調査したところ、
Cr含有量によって磁区細分化の適正条件が異なることが
明らかとなった。以下、磁区細分化の適正条件の検討結
果について説明する。
【００３２】質量％で、Ｃ：0.06％、Si：3.3％、Mn：
0.07％、Al：0.025％、Se：0.02％、Sb：0.03％、Ｎ：
0.009％を含有するとともに、Crを0〜1.1mass％の範囲
で含有し残部が主として鉄からなる100kg鋼塊から上記
と同様の方法で方向性電磁鋼板を製造し、(1)絶縁コー
ティング剤を塗布し焼き付けして絶縁被膜を形成した後
にプラズマ炎により線状歪みを導入する方法、および
(2)最終冷間圧延後にレジストエッチングにより線状溝
を形成する方法の2通りの方法で磁区細分化を行った。
ここで、上記(1)では圧延方向と線状歪みの延在方向との
なす角度を80°とし、線状歪みの配設間隔を1.5〜17.0mm
の間で変化させた。また、(2)は圧延方向と線状溝の延在
方向とのなす角度を80°、線状溝の深さを15μm、線状溝
の配設間隔を1.5〜17.5mmの間で変化させた。
【００３３】このようにして得られた試験片の鉄損Ｗ
17／50をエプスタイン試験法（500ｇ相当に較正）によ
り測定した。図2は、線状歪みの配設間隔（ｍｍ）と製
品地鉄中のCr含有量（mass%）を変化させたときの鉄損
Ｗ17／50をプロットしたものであり、また、図３は、溝
の配設間隔（ｍｍ）と製品地鉄中のCr含有量（mass%）
を変化させたときの製品の鉄損Ｗ17／50をプロットした
ものであり、図２及び図３中の「◎」は鉄損Ｗ17／50が
0.67W/kg以下である場合、「○」は鉄損Ｗ17／50が0.67
W/kg超え、0.70W/kg以下である場合、そして、「●」は
鉄損Ｗ17／50が0.70W/kg超えである場合である。
【００３４】これらの図の結果から、Cr含有量に従っ
て、磁区細分化処理における溝もしくは線状歪みの間隔
を適正範囲内に制御することにより、低鉄損が得られ、
この範囲を外れた場合には、Cr添加による鉄損低減効果
が十分に得られないことがわかる。すなわち、図２およ
び図３から、平坦化焼鈍後に鋼板に導入される線状歪み
による磁区細分化法（かかる方法は加熱によって歪みが
消失するので、一般には非耐熱型磁区細分化法とい
う。）においては、Cr含有量を0.05〜1.0mass％、線状
歪みの配設間隔Ｄ（mm）を３＋５[Cr](mass％)以上、11
＋5[Cr](mass％) 以下の範囲内に制御した製品の全ての
鉄損が0.70W/kg以下と低い値になることがわかる。ま
た、Cr含有量を0.15〜0.7mass％、線状歪みの配設間隔
Ｄ(mm)を５＋5[Cr](mass％)以上、９＋5[Cr](mass％)以
下の範囲内に制御すれば、製品の全ての鉄損が0.67W/kg
以下とさらに低い値になることがわかる。
【００３５】一方、溝による磁区細分化法（かかる方法
は、加熱しても溝は消えないので、一般には耐熱型磁区
細分化法という。）においては、Cr含有量を0.05〜1.0m
ass％、溝の配設間隔を１＋5[Cr](mass％)以上、８＋5
[Cr](mass％)以下の範囲内に制御した製品の全ての鉄損
が0.70W/kg以下と低い値になることがわかる。また、Cr
含有量を0.15〜0.7mass％、溝の配設間隔Ｄ(mm)を１＋5
[Cr](mass％)以上、5＋5[Cr](mass％)以下の範囲内に制
御すれば、製品の全ての鉄損が0.67W/kg以下とさらに低
い値になることがわかる。
【００３６】上記で述べたように、Cr含有量を増加させ
ることおよび磁区細分化処理を施すことは、いずれも製
品の鉄損を低減する作用を有する一方で、透磁率を低下
させる作用をも有しているため、Cr含有量の増加と磁区
細分化の双方を同時に過度に行うと、両者の相乗作用に
より透磁率が顕著に減少してヒステリシス損の増加を招
くので、それゆえ、Cr含有量により磁区細分化の適正条
件が異なると考えられる。従って、鉄損を有効に低減す
るには、Cr量の増加に対応して磁区細分化のための線状
歪みや溝の導入密度を低くすること、すなわち、図２お
よび図３に示すように、線状歪みや溝の配設間隔Ｄを広
くすることが必要であることが判明した。
【００３７】尚、線状歪みの場合と溝の場合とで間隔Ｄ
の適正範囲が異なるのは、線状歪みと溝とでは鋼板に導
入される磁極の量と分布が異なることが原因であると考
えられる。すなわち、レーザー光やプラズマ炎により線
状歪みを導入する場合には、鋼板の全厚にわたってスト
レスパターン磁区が生成されるため、磁区細分化効果は
大きいものの低磁場域での透磁率の減少量も大きくなる
ので、間隔Ｄをある程度広くする必要がある。一方、溝
を配設する場合には、線状歪を導入する場合に比べて磁
極が鋼板の表層部にしか存在せず、磁区細分化効果が小
さいため間隔Ｄをある程度狭くする必要があるものと考
えられる。
【００３８】また、結晶方位[001]を圧延方向に揃える
ことは磁区細分化処理後に低鉄損を得るために必須の条
件である。これまで、結晶方位の集積度は磁化力800A/m
における磁束密度であるＢ8により評価されることが一
般的であったが、Ｂ8は結晶方位だけでなく飽和磁束密
度や溝の有無にも依存して変化するため、磁区細分化処
理後の鉄損レベルを予想するには不十分である。また、
各二次再結晶粒の結晶方位をＸ線回折等で求める方法
は、十分な精度を得ることが困難な上、製造ラインで最
終仕上げ焼鈍後に磁区細分化処理の条件を決めようとす
る場合に絶対的な指標として用いることができなかっ
た。
【００３９】そこで、磁区細分化処理により低鉄損を得
るためのＢ8の判定基準の確立を試みた。ここでは、結
晶方位以外のＢ8の変動要因として、素材の飽和磁束密
度と線状溝の深さに着目した。また、線状歪みの配設間
隔Ｄが式（２）の条件を満たす場合には、線状歪みによ
るＢ8の低下は高々0.005Ｔ程度であるので無視すること
ができる。
【００４０】製品の飽和磁束密度ＢsはSiやCrなどの素
材成分に主に依存し、Si：2.5〜5.0mass％、Cr:0.05〜
1.0mass％の範囲で添加した場合は下記の式で示すこと
ができる。 Ｂs＝2.21−0.0604［Si］−0.0294［Cr］ ここで、磁区細分化後に低鉄損を得るために必要なＢ8
を求めることを目的として、質量％で、Ｃ：0.06％、S
i：3.3％、Mn：0.07％、Se：0.02％、Cu：0.1％、Al:0.
02％、Ｎ：0.009％を含有するとともに、表２に示す量
のSi、Crを含有した2A〜2Nの鋼塊から、前記と同様の工
程により磁区細分化処理を施した方向性電磁鋼板を製造
した。このとき、中間焼鈍（最終冷間圧延前の焼鈍）の
均熱温度を表２の通りとし、2A〜2Iは絶縁性被膜形成後
にプラズマ炎により線状歪みを導入して磁区細分化を行
い、2J〜2Nは最終冷間圧延後に溝を設けて磁区細分化を
行った。
【００４１】
【表２】
【００４２】ここで、Ｂ8との比較により結晶方位集積
度を見積もるための指標として、素材のSi、Cr量および
溝深さより下式（＊）にて示される値Ｂ0を定めた。こ
の式では、パラメータｋは成分より予想されるＢSに乗
される係数であり、ＢSに対するＢ8の比に相当する。ま
た、Ｂ8は溝深さｄに対して0.0030ｄ程度低下するた
め、0.0030ｄだけ引く必要がある。 Ｂ0(k)＝（2.21-0.0604［Si］-0.0294［Cr］)×ｋ-0.0030ｄ(μｍ)‐‐（＊） （線状歪み導入の場合はｄ＝０μｍ） 表２に示すように、Ｂ8が前記（＊）式で表されるＢ0(k
＝0.960)以上の場合に鉄損Ｗ17／50が0.70W/kg以下と低
く、また、Ｂ8がＢ0(k＝0.970)以上の場合には、鉄損Ｗ
17／50が0.67W/kg以下とさらに低い製品が得られてい
る。
【００４３】以上のことから、線状歪みによって磁区細
分化を施した製品の場合、Ｂ8が下式（１）を満たすこ
とが必要である。 Ｂ8≧（2.21−0.0604［Si］−0.0294［Cr］）×0.960 ‐‐‐‐‐‐（１） 一方、溝による磁区細分化方法の場合、Ｂ8は溝深さｄ
に比例して低下するため、溝深さｄの補正項を加えるこ
とにより、 Ｂ8≧（2.21−0.0604［Si］−0.0294［Cr］）×0.960−0.0030ｄ ‐‐（３） とすることが低鉄損を得るために必要な条件となる。ま
た、さらに低い鉄損の製品を得ようとする場合は、
（１）、（３）式の右辺の係数0.960を0.970に置き換え
た式をＢ8が満たすことが望ましい。上記のような方位
集積度の高い製品を安定的に得るためには、表２の結果
から最終冷延前の焼鈍温度を適正化することが重要であ
ることがわかる。
【００４４】以下、Crを含有した素材から方向性電磁鋼
板を製造する場合の適正な製造工程の検討結果について
説明する。質量比で、Ｃ：0.06％、Si：3.3％、Mｎ：0.
07％、Se：0.02％、Cu：0.1％、Al：0.02％、Ｎ：0.009
％を含有するとともに、Cｒを0.1〜1.0％の範囲で含有
する鋼塊を1400℃に加熱した後、熱間圧延により2.5mm
の熱延板とした。この後、均熱温度900℃、均熱時間100
秒の熱延板焼鈍を施し、酸洗した後に冷間圧延により1.
5mmの中間厚とした。この後、1000℃、100秒の中間焼鈍
を施し、酸洗してから、最高到達温度200℃で0.23mmの
仕上げ厚に圧延した。次いで、脱脂後、850℃、120秒間
の一次再結晶焼鈍を兼ねる脱炭焼鈍を施し、MgOを主成
分としTiO2を5％含有する焼純分離剤を塗布乾燥したの
ち、最高温度1200℃の最終仕上げ焼鈍を施した。次い
で、リン酸マグネシウムとコロイダルシリカを主成分と
する絶縁性の張力コーティング剤を鋼板の片面当たり5
ｇ/m2の目付量にて塗布焼き付けして絶縁性被膜を形成
し、続いてプラズマ炎を圧延方向に対して80°、間隔８
mmで線状照射し磁区細分化処理を行った。
【００４５】以上の方法により得られた鋼板から、エプ
スタイン試験片を採取し鉄損Ｗ17/5 0を測定した。図４
は、その上図がCr添加量とＢ8の関係を示したものであ
り、下図がCr添加量、中間焼鈍温度とＢ8の関係を示し
たものである。尚、図４では、Ｂ8が式(1)の関係を満た
すものを「○」で示し、式(1)の関係を満たさないもの
を「●」で示してある。図４の下図のように、最終仕上
げ前焼鈍温度をCr添加量に応じて適正に制御することに
より、式(1)あるいは式(3)の条件を満たすような方位集
積度の高い方向性電磁鋼板を得ることができる。
【００４６】上記のようにCr添加量に応じて最終仕上げ
前焼鈍温度の適正範囲が変化する現象は、Crの含有によ
ってインヒビターであるAlNの粗大化が促進されること
が原因であると推定される。このため、最終冷間圧延前
の焼鈍温度をCr添加量の増加に応じて低下させることに
より、AlNのオストワルド成長が防止されて適正なイン
ヒビション効果が確保された結果、良好な二次再結晶組
織が得られるものと考えられる。この発明は主として以
上の知見により見出されたものである。以下、この発明
の方向性電磁鋼板の成分組成や製造方法に関して、この
発明の効果を得るための要件とその範囲および作用につ
いて述べる。
【００４７】まず、この発明の方向性電磁鋼板（製品）
における構成要件の限定理由について説明する。 (I)地鉄組成 ・Si：2.5〜5.0mass％ Siは、電気抵抗を高めて鉄損を低下させるとともに、鉄
のα相を安定化させて高温の熱処理を可能とするために
必要な元素である。この発明で規定する低鉄損の材料を
得ようとする場合、渦電流損低減の観点から少なくとも
2.5mass％を必要とするが、5.0mass％を超えると冷間圧
延を行うことが困難となるので、Si含有量を2.5〜5.0ma
ss％に限定した。
【００４８】・Cr：0.05〜1.0mass％ Crは、この発明において重要な成分である。地鉄中のCr
は、フォルステライト被膜と地鉄の密着性を高め、線状
歪みや溝の近傍のように磁区構造の乱れが生じやすい部
分においても十分な張力効果を保持して磁区細分化材の
鉄損を有効に低減する作用を有するものと考えられる。
このような被膜の密着性向上は、脱炭焼鈍から最終仕上
げ焼鈍、平坦化焼鈍を通じて達成されるものと推定され
る。また、Crは、従来より知られているとおり、地鉄の
電気抵抗率を高めて渦電流損低減に寄与する作用も同時
に有し、圧延性の劣化が小さいという利点も併せ持つ。
従って、地鉄中にCrを含有させることによる上述した双
方の作用によって、有効に鉄損を低減させることができ
る。しかしながら、地鉄中のCr含有量が0.05mass％を下
回ると上記のような効果が得られず、一方、1.0mass％
を超えると、飽和磁束密度の低下や、粗大なCr析出物の
増加によるインヒビター分散の劣化といった現象により
良好な磁気特性が得られない。これらの理由により、地
鉄中のCr含有量は、0.05〜1.0mass％に限定した。この
発明では、地鉄の組成としてSiとCrのみを上記範囲に限
定しさえすればよく、他の成分については特に限定はし
ないが、選択的にBiを含有させてもよい。
【００４９】・Bi：0.0005〜0.08mass％ Biは、正常粒成長を抑制する作用を有する成分であり、
地鉄中に0.0005〜0.08mass％含有させることで、結晶方
位集積度を高めて上記式(1)および(3)の条件を満たすと
ともに、前記の二次再結晶粒の圧延方向の平均長さを30
mm以上とする条件を達成することができる。これは、Bi
含有による正常粒成長の抑制効果の向上により、高温域
まで微細な一次再結晶粒径が保たれ二次再結晶粒の蚕食
の際の駆動力が高まることによると考えられる。このよ
うな作用を有するBiが最終仕上げ焼鈍中に鋼から過度に
消失せずに製品の地鉄中に一定量だけ残留することによ
り高温域まで正常粒成長抑制効果が保たれて高い結晶方
位集積度が実現されるとともに二次再結晶粒が圧延方向
へ十分に成長する。しかしながら、地鉄中のBi量が0.000
5mass％を下回ると、このような正常粒成長抑制効果が
十分でなく、一方、0.08mass％を超えて含有させると析
出粒子の増加によりヒステリシス損を劣化させるため、
Bi含有量は0.0005〜0.08mass％の範囲とするのが好まし
い。
【００５０】(II) 絶縁性被膜が地鉄に付与する圧延方
向の張力が3.0MPa以上であること 変圧器等に使用される方向性電磁鋼板においては、積層
された鋼板間に電気的な接触が生じた場合、渦電流損の
増大による鉄損の増加が起こるばかりではなく、顕著な
場合には発熱による故障の原因となる。また、人為的な
磁区細分化後の鉄損低減を達成するには、鋼板表面の被
膜が十分な張力を鋼板の圧延方向に対して付与している
必要がある。というのは、線状歪みや溝によって鋼板に
磁区細分化の起点となる磁極が導入されたとしても、鋼
板に付与される張力が弱い場合は線状歪みや溝から離れ
た部分の180°磁区構造が乱されやすく十分な鉄損低減
効果が得られないからである。従って、この発明では、
前記被膜によって3.0MPa以上の圧延方向の張力が鋼板に
対して付与されていることが必要である。
【００５１】このような鋼板表面における絶縁性と張力
付与性を合わせ持つ被膜には、最終仕上げ焼鈍で素材表
面のシリカと焼鈍分離剤の主成分のMgOの反応により形
成されるフォルステライト層と燐酸系のガラスコーティ
ングの複合的な被膜を用いるのが好ましい。前記の絶縁
性と張力付与性を満足させるには、被膜の膜厚を0.5μ
ｍ以上にすることが好ましく、また、5.0μｍを超える
と占積率の劣化によりトランスの性能が劣化する傾向が
あるため、被膜の膜厚は0.5〜5.0μｍの範囲とするのが
望ましい。
【００５２】(III)磁束密度Ｂ8が下記式(1)又は式(3)の
関係を満たすこと 線状歪みの場合： Ｂ8≧（2.21−0.0604［Si］−0.0294［Cr］）×0.960 ‐‐（１） 溝の場合： Ｂ8≧（2.21−0.0604［Si］−0.0294［Cr］）×0.960−0.0030ｄ‐‐（３） 磁化力800A/mにおける磁束密度であるＢ8は、製品の結
晶方位集積度の指標として一般的に用いられているもの
の、合金元素の添加による飽和磁束密度の低下や溝の存
在により変化するため、Cｒなどの合金元素を多く含む
地鉄の表面に溝を形成した場合は、鉄損低減のための重
要な因子である方位集積度を正確に評価することが出来
ない．そこで、蝕和磁束密度Ｂsを下記式にSiおよびCr
の含有量を代入することにより求め、 Ｂｓ＝2.21−0.0604［Si］−0.0294［Cr］ 線状歪みによる磁区細分化法の場合は、Ｂ8がこのＢsの
96.0％以上となる上記式(1)の関係を満足する必要があ
り、また、溝による磁区細分化法の場合は、溝深さｄに
応じた補正項（−0.0030ｄ(μｍ)）を付加させた上記式
(3)の関係を満足する必要がある。さらに、鉄損をより
一層低減する必要がある場合は、Ｂ8がＢsの97.0％以上
となることが望ましい。ここで、線状歪みによる磁区細
分化法では、歪みの導入によるＢ8の低下は小さいの
で、溝形成時のような補正項は無視することができる。
【００５３】また、溝の直下に微細粒を発生させて、こ
れらによって磁区細分化効果を図る場合は、Ｂ8の低下
は主として溝深さに依存するため、式(3)の関係式を満
足する必要がある。
【００５４】（IV）地鉄表面に、圧延方向と直交する方
向に対し±45°以下の角度で線状に延在する複数本の線
状歪みまたは溝を有すること 磁区細分化のための線状歪みは、平坦化焼鈍の後、鋼帯
に対して圧延方向と直交する方向（以下、「Ｃ方向」と
いう。）の成分を持つように、レーザー光やプラズマ炎
などによる局所加熱方法や、針や剛体球を接触させるな
どによる機械的方法によって導入する。線状溝は、レジ
ストエッチングや歯車ロールによる圧下などによって冷
間圧延以降にＣ方向の成分を持つように導入する。線状
歪みまたは溝は、圧延方向と直交する方向に対し±45°
以下の角度の範囲内にない場合には、生成する磁極の量
が減少するばかりでなく、磁壁移動を阻害してヒステリ
シス損の増加を招いて十分な鉄損低減効果が得られない
ため、圧延方向と直交する方向に対し±45°以下の角度
とする必要がある。尚、ここでいう「線状歪みおよび
溝」とは、線状の歪みおよび溝の他、点状に連なる歪み
および溝も含まれる。
【００５５】（V）線状歪みおよび溝の配設間隔Ｄがそ
れぞれ下記式(2)および式(4)の関係を満たすこと 3＋５［Cr］≦Ｄ≦11＋5［Cr］ （線状歪みの場合） ‐‐‐（２） １＋５［Cr］≦Ｄ≦８＋5［Cr］ （溝の場合） ‐‐‐（４） この発明は、Cr含有量に応じて磁区細分化のための線状
歪みや線状溝の間隔を変化させることを特徴としてい
る。前記のようにCｒ含有量を増加させることおよび磁
区細分化処理を行うことは、いずれも透磁率を低下させ
る作用を有するため、これらの因子を個々に強化した場
合は透磁率が減少し、ヒステリシス損の増加を招く。従
って、Cr量の増加に合わせて磁区細分化のための線状の
歪みや溝の間隔を適正に調整する必要がある。また、線
状歪みによる磁区細分化法と溝による磁区細分化方法で
は、磁極の量と分布が異なるため、間隔Ｄの適正範囲が
異なる。
【００５６】線状歪みの間隔Ｄが3＋５［Cr］を下回っ
た場合、または線状溝の間隔Ｄが１＋５［Cr］を下回っ
た場合は、線状歪みや溝の壁面に生成する磁極量が過度
に増加して透磁率の低下を招き、一方、線状歪みの間隔
Ｄが11＋5［Cr］を上回った場合、または線状溝の間隔
Ｄが８＋5［Cr］を上回った場合は、十分な磁区細分化
効果が得られないため、線状歪みおよび溝の配設間隔Ｄ
は、それぞれ上記式(2)および式(4)の範囲に限定した。
また、より一層高い鉄損低減効果を得ようとする場合に
は、図２および図3にも示したように、線状歪みによる
磁区細分化法では、５＋５［Cr］≦Ｄ≦９＋5［Cr］、
0.15≦［Cr]≦0.70とし、溝による磁区細分化法では、
１＋５［Cr］≦Ｄ≦５＋5［Cr］、0.15≦［Cr］≦0.70
とすることが好ましい。
【００５７】線状溝の直下に微細粒を形成させる場合
は、磁区細分化効果と透磁率の低下は主として溝部に発
生した磁極によると考えられるので、溝の間隔Ｄは、上
記式(4)の範囲にすればよい。また、線状歪みおよび溝の
間隔Ｄは必ずしも一定でなくてもよいが、その場合に
は、間隔Ｄは平均値がそれぞれ上記式(2)および式(4)の
範囲にあればよい。
【００５８】(VI)溝による磁区細分化法の場合には、溝
の深さｄが板厚の1.5〜15％であること 線状の溝の深さｄは、適正な磁区細分化条件を実現する
ためには適正な制御が必要である。溝深さｄが板厚の1.
5％を下回る場合には、全板厚に対する溝壁面の磁極量
の割合が小さくなり十分な磁区細分化効果が得られず、
一方、溝深さｄが板厚の15％を超える場合には、磁極生
成量が過剰となって透磁率が劣化することによりヒステ
リシス損が増加し、かえって鉄損の増加を招くことか
ら、溝による磁区細分化を行う場合には、溝深さｄは板
厚の1.5〜15％の範囲にする必要がある。
【００５９】(VII)被膜を構成する層のうち、地鉄に近
接する層が、フォルステライトを主成分とすること この発明では、Crを地鉄中に含有することで磁区細分化
後の鉄損が低減する理由は必ずしも明確ではないが、地
鉄表面に最終仕上げ焼鈍の過程で形成するフォルステラ
イト被膜が緻密になることによって、磁区細分化のため
に線状歪みや溝を導入した部分のごく近傍の磁区構造の
乱れが防止されるものと考えられる。このため、被膜を
構成する層のうち、地鉄に近接する層がフォルステライ
トを主成分とすることが望ましい。
【００６０】(VIII)二次再結晶粒の圧延方向の平均長さ
が30mm以上であること 通常の方向性電磁鋼板では、結晶粒界による磁区細分化
効果により鉄損が低くなるため二次再結晶粒の粒径が微
細である方が鉄損に関しては有利である。ところが、こ
の発明では、Cr含有量に対応した磁区細分化処理を行う
ことで、従来に比べて鉄損を格段に低減することができ
るため、結晶粒界が微細である必要は無く、むしろ、結
晶粒界のＣ方向の成分は透磁率減少の低下を招くため、
その存在密度を出来るだけ減らした方が、この発明の方
向性電磁鋼板の鉄損をさらに低減するには有利である。
このような効果は二次再結晶粒の圧延方向の平均長さが
30mm以上で顕著となる。このため、この発明では、二次
再結晶粒の圧延方向の平均長さが30mm以上であることが
好ましい。ここで、二次再結晶粒の圧延方向の平均長さ
は、圧延方向に200mm、Ｃ方向に100mm程度の領域におい
て、圧延方向に平行な線分をＣ方向に５mm程度の間隔で
複数本引き、この線分と結晶粒界の交点の数を求め、線
分の長さの合計を粒界との交点の総数で割ることによっ
て測定する。
【００６１】次に、上記した方向性電磁鋼板の製造方法
の限定理由について示す。 (i)鋼スラブ組成 ・Ｃ：0.01〜0.10mass％ Ｃは、変態を利用して熱延組織を改善するとともに、ゴ
ス核を発生させるのに有用な元素であり、0.01mass％以
上の含有を必要とするが、0.10mass％を超えると、脱炭
焼鈍において脱炭不良を起こすので、Ｃは0.01〜0.10ma
ss％の範囲に限定した。
【００６２】・Si：2.5〜5.0mass％ Siは、電気抵抗を高めて鉄損を低下させるとともに、鉄
のα相を安定化させて高温の熱処理を可能とするために
必要な元素であり、少なくとも2.5mass％の含有を必要
とするが、5.0mass％を超えると冷延が困難となるの
で、Si含有量は2.5〜5.0mass％に限定した。
【００６３】・Mn：0.03〜0.20mass％ Mnは、鋼の熱間脆性の改善に有効に寄与するだけでな
く、ＳやSeが混在している場合には、MnSやMnSe等の析
出物を形成しインヒビターとしての機能を発揮する。Mn
の含有量が0.03mass％より少ないと上記の効果が不十分
であり、一方、0.20mass％を超えると、MnSe等の析出物
の粒径が粗大化してインヒピターとしての効果が失われ
るため、Mn含有量は0.03〜0.20mass％の範囲に限定し
た。
【００６４】sol.Al:0.015〜0.035mass％およびＢ:0.00
10〜0.0150mass％のうちから選んだ１種または２種を含
有 AlおよびBiは、ともにＮと結合してそれぞれAlNおよび
ＢＮを形成し分散第二相としてインヒビターの作用をす
る有用な元素であり、この発明では、AlおよびBiのうち
から選んだ１種または２種を鋼スラブ中に含有させる必
要がある。しかしながら、Al含有量が0.015mass％に満
たないと十分に析出量が確保できず、一方、0.035mass
％を超えて添加するとAlNが粗大に析出してインヒビタ
ーとしての作用が失われるため、sol．Alの含有量を0.0
15〜0.035mass％の範囲に限定した。また、Ｂは、Biと
同時に鋼中に添加することにより、高い磁束密度の製品
を得ることが可能であるが、Ｂ含有量が0.0010mass％に
満たないと、ＢＮの析出量が十分に確保できず、一方、
0.0150mass％を超えて添加するとBNが粗大に析出してイ
ンヒビターとしての作用が失われるため、Ｂ含有量を0.
0010〜0.0150％の範囲に限定した。
【００６５】・Ｎ：0.0015〜0.013mass％ Ｎは、AlやＢと同時に鋼中に添加することによってAlN
やＢＮを形成するために必要な元素であるが、Ｎ含有量
が0.0015mass％を下回るとAlNやＢＮの析出が不十分と
なりインヒビター効果が十分に得られず、また、0.013m
ass％を超えて添加するとスラブ加熱時にふくれ等を生
じるため、Ｎ含有量を0.0015〜0.0130mass％の範囲に限
定した。
【００６６】・ＳおよびSeのうちから選んだ１種または
２種を合計で0.010〜0.030mass％ SeまたはＳは、MnやCuと結合してMnSe、MnS、Cu2-xSe、
Cu2-xSを形成し、鋼中の分散第二相としてインヒビター
の作用を発揮する有用成分である。これらSeおよびＳの
合計含有量が0.010mass％に満たないとその添加効果が
乏しく、一方、0.030mass％を超える場合はスラブ加熱
時の固溶が不完全となるだけでなく、製品表面の欠陥の
原因ともなるため、単独添加または複合添加のいずれの
場合も、ＳおよびSeのうちから選んだ１種または２種の
含有量を合計で0.01〜0.03％の範囲に限定した。
【００６７】・Cr：0.05〜1.0mass％ 地鉄中のCrのところで述べたとおり、Crは電気抵抗率を
高めて渦電流損を低減させる作用を有するだけではな
く、地鉄とフォルステライトの密着性を強化して、磁区
細分化処理材の鉄損低減に寄与すると考えられる。この
ような効果を得るためには、鋼スラブ中にCrが0.05mass
％以上含有させる必要がある。一方、1.0mass％を超え
て添加するとAlN、ＢＮ等のインヒビターの析出挙動を
変化させて磁気特性の劣化を招く危険性がある。このた
め、Cr含有量は0.05〜1.0mass％の範囲に限定した。
尚、スラブ中へのCr添加量と製品地鉄中のCr含有量はほ
ぼ同等となる。また、この発明では、上記成分を限定し
さえすれば良いが、その他の成分として、Biの他、イン
ヒビター元素として、Sb、Cu、Sn、Ni、Gｅの内から１
種もしくは２種以上を選び、単独または複合で添加する
ことができ、加えて、Te、Ｐ、Zn、In、Pなどの公知のイ
ンヒビター元素を添加してもよい。
【００６８】・Bi：0.001〜0.10mass％ Biは、粒界に偏析することで正常粒成長抑制力を高め、
二次再結晶後の結晶方位集積度を高めるとともに、圧延
方向への二次再結晶粒の成長性を高める作用を有する。
この発明の方向性電磁鋼板は、製品の地鉄中にCrを含有
し、Cr含有量に対応して適正な磁区細分化条件をとるこ
とを特徴とするが、結晶方位集積度を高めると同時に二
次再結晶粒を圧延方向へ成長させることで、さらに有効
に鉄損を低減することができる。このような作用を得る
には、鋼スラブ中にBiを添加することが好ましい。スラ
ブ成分中のBi量が0.001mass％を下回ると前記の正常粒
成長抑制効果が得られず、一方、0.10mass％を超えて添
加すると十分なフォルステライト被膜が得られず、鉄損
低減が困難になるおそれがあることから、鋼スラブ中に
Biを添加する場合には、その添加量を0.001〜0.10mass
％の範囲にすることが好ましい。尚、Biは、最終仕上げ
焼鈍中にある程度の量が鋼から抜けるため、0.001〜0.1
0mass％の範囲で鋼スラブ中に添加した場合、製品地鉄
中のBi含有量は0.0005〜0.08mass％の範囲に減少する。
【００６９】・その他の成分（Cu、Sb、Sn、Ni、Ge） Cuは、鋼中でCu2−xSe、Cu2−xＳを形成し、鋼中の分散
第二相としてインヒビターの作用を発揮する有用な元素
であり、二次再結晶の安定化に寄与する。 SbおよびSnは、結晶粒界に偏析することで副次的にイン
ヒビターの作用を強化する作用を有しており、二次再結
晶を安定化させる作用を有する。NiおよびGeもインヒビ
ターの作用を強化して二次再結晶を安定させる作用を有
する。これらの添加元素がインヒビター機能を発揮する
ための添加量の範囲としては、Cuにおいては0.05〜0.20
mass％の範囲、Sbにおいては0.005〜0.10mass％の範
囲、Snにおいては0.05〜0.20mass％の範囲、NiおよびGe
においてはいずれも0.005〜1.30mass％の範囲にするこ
とが好ましい。これらの元素の添加量がそれぞれ上記範
囲より少ない場合は十分な抑制力を付与することが出来
ず、一方、上記範囲を超える場合には熱間圧延や冷間圧
延で割れが入りやすくなり、製品の歩留が低下するおそ
れがあるからである。
【００７０】(ii)製造条件 上記成分組成に調整された鋼スラブは、インヒビター成
分の固溶のため、1350℃以上の高温に加熱される。しか
しながら、窒化等により後工程でインヒビターを補強す
る場合は、この加熱温度を1280℃以下とすることができ
る。この後、熱間圧延されたのち、焼鈍処理と冷間圧延
を組み合わせて最終板厚とし、脱炭焼鈍に次ぐ最終仕上
げ焼鈍を施した後、絶縁張力コーティング剤を塗布・焼
付により絶縁性被膜を形成し、製品とする。
【００７１】ここで、最終板厚とする方法として、１）
熱間圧延後、熱延板焼鈍を施した後、中間焼鈍を含む２
回の冷間圧延によって最終板厚とする方法、２）熱間圧
延後、熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延によって
最終板厚とする方法、３）熱間圧延後、熱延板焼鈍を施
さずに、中間焼鈍を含む２回の冷間圧延によって最終板
厚とする方法があり、この発明ではこれらの方法のいず
れを採用してもよい。
【００７２】また、熱延板焼鈍や中間焼鈍で焼鈍雰囲気
を酸化性にして、表層を弱脱炭する処理を施したり、焼
鈍の冷却過程を急冷として鋼中の固溶Ｃを増加させる処
理や、これに引き続き鋼中に微細炭化物を析出させるた
めの低温保持処理を行うことは、製品の磁気特性を向上
させるために有効であるため、必要に応じて行うことが
できる。さらに、冷間圧延を100〜300℃の温度の温間で
行ったり、パス間で時効処理を施すことも磁気特性を向
上させるのに有利に作用するため適宜行えばよい。脱炭
・一次再結晶焼鈍後、二次再結晶開始までの間に鋼中に
300ppm以下の範囲でＮを含ませる窒化処理を施す技術
も、公知のように抑制力補強のためには有効であり、こ
の発明に適用すれば、被膜特性と磁気特性の双方に優れ
た製品を製造することが可能である。
【００７３】脱炭焼鈍の後、焼鈍分離剤を塗布してか
ら、最終仕上げ焼鈍を行ったのち、絶縁コーティング剤
を塗布し、焼き付けと平坦化を兼ねた平坦化焼鈍を施し
て絶縁性被膜を形成し、製品とする。
【００７４】線状歪みを導入することによる非耐熱型磁
区細分化法の場合には、上記の工程において平坦化焼鈍
の後、レーザーやプラズマ炎による熱歪みを、鋼板の圧
延方向と直交する方向（Ｃ方向）に対し±45°以下の角
度で線状に照射する。このとき、線状歪みの配設間隔Ｄ
は、Cr含有量に応じて適正に設定する。また、線状の溝
導入による耐熱型磁区細分化法の場合には、上記工程に
おいて、最終冷間圧延以降にエッチングなどで溝を形成
する方法や、歯車ロールによる圧下によって溝を形成す
る方法があり、この場合も同様に、Ｃ方向に対し±45°
以下の角度で溝を形成し、溝の配設間隔Ｄは、Cr含有量
に応じて適正に設定する。
【００７５】・最終冷間圧延前の焼鈍における均熱温度
Ｔを下記式（5）の範囲とすること 1000−200［Cr］≦Ｔ≦1150−200［Cr] ‐‐‐‐‐‐（５） この発明では、低鉄損材を得るため、前述した式（1）
あるいは式（3）の関係を満たすことにより、高い結晶
方位集積度を達成する必要があり、このためには、最終
冷延前の焼鈍後に適正なインヒビター強度にする必要が
ある。一般に、最終冷間圧延前の焼鈍の温度が高すぎる
と、AlN、ＢＮ等の析出分散層（インヒビター）がオス
トワルド成長により粗大化し、脱炭焼鈍板の粒径が粗大
化する。一方、焼鈍温度が低すぎるとインヒビターが過
度に強くなり、脱炭焼鈍板の粒径が細かすぎることによ
って粒成長の駆動力が過大となり、結晶方位の不良な二
次再結晶粒の成長を促し磁気特性が劣化する。素材成分
としてCrを添加した場合、図４に示したように最終仕上
げ前の適正な焼鈍温度がCr無添加の場合と異なる。この
理由としては、鋼中にCrを含有することによってAlN、
ＢＮの析出挙動が変化するためであると考えられる。
【００７６】最終冷間圧延前焼鈍の均熱温度（℃）が10
00−200［Cr］の値を下回ると、インヒビター強度が強
すぎて低温での駆動力過多により方位の不良な二次再結
晶粒が発生する。一方、1150−200［Cr] の値を上回る
と、脱炭焼鈍板のインヒビター強度が不足して一次再結
晶粒径が粗大化し、二次再結晶粒が成長せず、磁気特性
が劣化する。これらの理由により、この発明では、最終
冷間圧延前の焼鈍における均熱温度Ｔを式（5）の範囲
に限定した。
【００７７】尚、上述したところは、この発明の実施形
態の一例を示したにすぎず、請求の範囲において種々の
変更を加えることができる。
【００７８】
【実施例】・実施例１ Ｃ：0.06mass％、Si：3.3mass％、Mn：0.07mass％、
Ｐ：0.003mass％、Ｓ：0.003mass％、Al：0.023mass
％、Se：0.020mass％、Sb：0.030mass％、Cu：0.05mass
％、Ｎ：0.0082mass％、Cr：0.40mass％を含有し、残部
が主として鉄からなる鋼スラブをガス加熱炉に装入し12
30℃まで加熱し、60分保定した後、誘導加熱により1400
℃、30分間加熱した後、熱間圧延によって2.5mmの熱延
板とした。この後、1000℃×１分の熱延板焼鈍を施し、
次いで酸洗、一次冷間圧延を施し、厚さ1.6mmとした
後、1000℃、１分間の中間焼鈍（最終冷間圧延前の焼
鈍）を施してから、酸洗後、最高到達温度220℃の二次
冷間圧延により0.23mmの最終板厚とし、続いて均熱過程
の酸化性がＰ（H2O）／Ｐ（Ｈ2）＝0.45の雰囲気にて85
0℃×100秒間で脱炭焼鈍したのち、TiO2を5％含有する
主としてMgOからなる焼鈍分離剤を鋼板片面当たりの塗
布量で７g/m2塗布してから、コイルに巻き取った。この
後、700〜1050℃間を20℃/hの一定速度で昇温し、1200
℃で10時間保持する最終仕上げ焼鈍を行った。続いて、
コロイダルシリカを含有するリン酸マグネシウムを主成
分とする絶縁張力コーティング剤を鋼板の片面当たり5g
/m2の目付量にて塗布して絶縁性被膜を形成し平坦化焼
鈍の後、Ｃ方向に対し10°にてプラズマ炎による線状歪
みを表３の間隔にて導入した。以上のようにして得られ
た製品から、エプスタイン試験片約500ｇを採取し、エ
プスタイン試験法により鉄損Ｗ17/50の測定を行った。
また、片面の絶縁被膜を除去し、鋼板の反りにより圧延
方向の張力を測定したところ、いずれの鋼板とも4.5〜
5.5MPaの範囲であった。
【００７９】
【表３】
【００８０】表３に示す結果から、この発明に従う方法
で製造された場合、Ｗ17/50≦0.70W/kgの極めて鉄損の
低い製品が得られている。
【００８１】・実施例２ Ｃ：0.06mass％、Si：3.3mass％、Mn：0.07mass％、
Ｐ：0.003mass％、Ｓ：0.003mass％、Al：0.023mass
％、Se：0.020mass％、Sb：0.030mass％、Cu：0.05 mas
s％、Ｎ:0.008mass％およびCrを、表４に示すように０〜
1.3mass％範囲で含有し、残部が主として鉄からなる９
種の鋼スラブをガス加熱炉に装入し1230℃まで加熱し、
60分保定した後、誘導加熱により1400℃、30分間加熱し
た後、熱間圧延によって2.5ｍｍの熱延板とした。この
後、900℃×１分の熱延板焼鈍を施し、次いで酸洗、一
次冷間圧延を施し、厚さ1.6ｍｍとした後、1000℃、１
分間の中間焼鈍（最終冷間圧延前の焼鈍）を施してか
ら、酸洗後、最高到達温度220℃の二次冷間圧延により
0.23ｍｍの最終板厚とした。この後、レジストエッチン
グにより、延在方向がＣ方向に対して５°の方向であ
り、深さ20μｍ、幅100μｍの溝を配設間隔５mmにて形
成した後、均熱過程の酸化性がＰ（H2O）/（H2）＝0.45
の雰囲気にて850℃×100秒間で脱炭焼鈍し、TiO2：5mas
s％とSr（OH）2・８H2O：２mass％を含有し主としてMgO
からなる焼鈍分離剤を鋼板片面当たりの塗布量で６g/m2
塗布してから、コイルに巻き取った。この後、700〜850
℃間を20℃／ｈの一定速度で昇温し、850℃で20時間の
保定を行い、850〜1150℃を15℃/hで昇温し、1200℃で1
0時間保持する最終仕上げ焼鈍を行った。続いて、コロ
イダルシリカを含有するリン酸マグネシウムを主成分と
する絶縁張力コーティング剤を鋼板の片面当たり5g/m2
の目付量にて塗布して絶縁性被膜を形成し、製品とし
た。この製品から、エプスタイン試験片約500ｇを採取
し、エプスタイン試験法により鉄損Ｗ17/50および磁束
密度Ｂ8の測定を行った。
【００８２】
【表４】
【００８３】表４に示す結果から、この発明に従う方法
で製造された場合、Ｗ17/50≦0.70W/kgの極めて鉄損の
低い製品が得られている。
【００８４】・実施例３ 表5に示す成分を含有し、残部が主として鉄からなる22
種の鋼スラブをガス加熱炉に装入し1230℃まで加熱し、
60分間保定した後、誘導加熱により1400℃、30分間加熱
した後、熱間圧延によって2.5mmの熱延板とした。この
後、900℃×１分間の熱延板焼鈍を施し、次いで酸洗、
一次冷間圧延を施し、厚さ1.6ｍｍとした後、1000℃、
１分間の中間焼鈍最終冷間圧延前の焼鈍）を施してか
ら、酸洗後、最高到達温度220℃の二次冷間圧延により
0.23mmの最終板厚とした。この後、レジストエッチング
により、延在方向がＣ方向に対して10°の方向であり、
深さ15μm、幅60μmの溝を間隔７mmにて形成した後、均
熱過程の酸化性がP（H2O）/（H 2）＝0.45の雰囲気にて8
50℃×100秒間で脱炭焼鈍し、TiO2:5mass％とSr（OH）2
・８H2O：２mass％を含有し、主としてMgOからなる焼鈍
分離剤を鋼板片面当たりの塗布量で６g/m2塗布してか
ら、コイルに巻き取った。この後、700〜850℃間を20℃
／ｈの一定速度で昇温し、850℃で20時間の保定を行
い、850〜1150℃を15℃/hで昇温し、1200℃で10時間保
持する最終仕上げ焼鈍を行った。続いて、コロイダルシ
リカを含有するリン酸マグネシウムを主成分とする絶縁
張力コーティング剤を鋼板の片面当たり5g/m2の目付量
にて塗布して絶縁性被膜を形成し、製品とした。この製
品から、エプスタイン試験片約500gを採取し、エプスタ
イン試験法により鉄損Ｗ17/50および磁束密度Ｂ8の測定
を行った。
【００８５】
【表５】
【００８６】
【表６】
【００８７】表６に示す結果から、この発明に従う方法
で製造された場合、Ｗ17/50≦0.70W/kgの極めて鉄損の
低い製品が得られている。この中でも特に、二次再結晶
粒径の圧延方向の平均長さが30ｍｍ以上の場合には、Ｗ
17/50が0.56〜0.68W/kgとより低鉄損の製品が得られて
いる。圧延方向の平均長さが30ｍｍ以上である平均再結
晶粒径は、鋼スラブ中のBi含有量を0.001mass％以上と
し、製品地鉄中のBi含有量を0.0005mass％以上とするこ
とにより達成されている。
【００８８】・実施例４ Ｃ：0.06mass％、Si：3.3mass％、Mn：0.08mass％、
Ｐ：0.001mass％、S：0.001mass％、Al:0.020mass％、
Ｓ：0.012mass％、Sn：0.07mass％、Cu：0.15mass％、
Ｎ:0.0085mass％、並びにCrおよびBiを、表７に示すよ
うにそれぞれ０〜0.4mass％および０〜0.05mass％の範
囲で含有し残部が主として鉄からなる鋼スラブをガス加
熱炉に装入し1230℃まで加熱し、60分間保定した後、誘
導加熱により１400℃、30分間加熱した後、熱間圧延に
よって2.4mmの熱延板とした。この後、900℃×１分間の
熱延板焼鈍を施し、次いで酸洗、一次冷間圧延を施し、
厚さ1.5mmとした後、表７中に示す均熱温度（℃）にて
１分間の中間焼鈍（最終冷間圧延前の焼鈍）を施してか
ら、酸洗後、最高到達温度230℃の二次冷間圧延により
0.23mmの最終板厚とした。この後、850℃×100秒間の脱
炭焼鈍を施してから、TiO2：5mass％を含有する主とし
てMgOからなる焼鈍分離剤を鋼板片面当たりの塗布量で
６g/m2塗布してから、コイルに巻き取った。この後、70
0〜1150℃間を15℃/hの一定速度で昇温し、1200℃で10
時間保持する最終仕上げ焼鈍を行った。未反応の焼鈍分
離剤を水洗除去した後、歯車ロールにより、深さ12μ
m、幅50μm、間隔４mmにて、Ｃ方向に対して10°の方向
に延びる線状溝を形成した。この後、コロイダルシリカ
を含有するリン酸マグネシウムを主成分とする絶縁張力
コーティング剤を鋼板の片面当たり5g/m2の目付量にて
塗布して絶縁性被膜を形成し、平坦化焼鈍を行った。以
上のようにして得られた製品から、エプスタイン試験片
約500ｇを採取し、エプスタイン試験法により鉄損Ｗ
17/50および磁束密度Ｂ8の測定を行った。
【００８９】
【表７】
【００９０】表７に示す結果から、この発明に従う方法
で製造された場合、Ｗ17/50≦0.67W/kgの極めて鉄損の
低い製品が得られており、特にスラブ成分としてBiを含
有させた場合、Ｗ17/50≦0.62W/kgの優れた特性の製品
が得られている。
【００９１】・実施例５ Ｃ：0.07mass％、Si：3.30mass％、Mn：0.15mass％、
Ｐ：0.003mass％、Ｓ：0.006mass％、Al：0.025mass
％、Cr：0.3mass％、Sn：0.05mass％、Cu：0.15mass
％、Ｎ：0.0035mass％、Bi：0.015mass％を含有し、残
部が主として鉄からなる鋼スラブを1150℃、90分間加熱
した後、熱間圧延によって2.0mmの熱延板とした。この
後、900℃の温度で１分間の熱延板焼鈍を施し、次いで
酸洗、一次冷間圧延を施し、厚さ1.2mmした後、表８に
示すように、900℃〜1150℃、１分間の中間焼鈍（最終
冷間圧延前の焼鈍）を施してから、酸洗後、最高板温25
0℃の二次冷間圧延により0.23mmの最終板厚とした。こ
の後、脱炭焼鈍を行い引き続きNH3雰囲気中でＮ含有量
が0.020mass％となるように窒化焼鈍を行った。次にMg
O：100重量部に対して10重量部のTiO2を添加した焼鈍分
離剤を鋼板の片面当たり6.5g/m2塗布して1150〜1200℃
の滞留時間を15時間とする最終仕上げ焼鈍を施した。こ
の後、リン酸マグネシウムとコロイダルシリカを主成分
とする絶縁張力コーティング剤を鋼板の片面当たり5g/m
2の目付量にて塗布して絶縁性被膜を形成し、平坦化焼
鈍を施してからレーザー照射による磁区細分化処理を、
表８に示すように、３〜15ｍｍの間隔にて施して製品と
した。以上のようにして得られた製品から、エプスタイ
ン試験片約500ｇを採取し、エプスタイン試験法により
鉄損Ｗ17/50の測定を行った。
【００９２】
【表８】
【００９３】表８に示す結果から、この発明に従う条件
では、Ｗ17/50≦0.65W/kgの極めて鉄損の低い製品が得
られている。
【００９４】
【発明の効果】この発明によって、磁区細分化した方向
性電磁鋼板の鉄損を有効に低減することが可能であり、
トランス等の鉄心材料として用いることで送配電に伴う
エネルギー損失の削減に寄与することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 方向性電磁鋼板（製品）の地鉄中のCr含有の
有無による磁区細分化後の磁区パターンの比較を示す図
であり、(a)は地鉄中にCrを含有する場合（Cr:0.29mass
％）、(b)は地鉄中にCrを含有しない場合である。
【図２】 線状歪み導入により磁区細分化を行った場合
のCr含有量と線状歪みの配設間隔Ｄに対する鉄損Ｗ
17/50の関係を示す図である。
【図３】 線状溝形成により磁区細分化を行った場合の
Cr含有量と線状溝の配設間隔Ｄに対する鉄損Ｗ17/50の
関係を示す図である。
【図４】 Cr添加量と中間焼鈍（最終冷延前の焼鈍）の
均熱温度を変化させた場合の製品の磁束密度Ｂ8の変化
を示す図である。
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｂ (72)発明者 中西 匡 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 黒沢 光正 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 戸田 広朗 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K033 AA02 BA02 CA06 CA07 CA09 FA12 HA01 HA03 JA04 JA07 TA03 TA07 5E041 AA02 AA19 BC01 BC08 CA02 HB11 NN01 NN18

Claims (8)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 Si：2.5〜5.0mass％およびCr：0.05〜1.
    0mass％を含有する地鉄と、この地鉄の表面上に形成さ
    れた単層または複数層からなる絶縁性の被膜とを有する
    方向性電磁鋼板であって、 前記被膜が前記地鉄に付与する圧延方向の張力が3.0MPa
    以上であり、磁束密度（Ｂ8）が下記式（１）の関係を
    満たし、さらに、前記地鉄表面に、圧延方向と直交する
    方向に対し±45°以下の角度で線状に延在する複数本の
    線状歪みを有し、かつ該線状歪みの配設間隔Ｄが下記式
    （２）の関係を満たすことを特徴とする鉄損の低い方向
    性電磁鋼板。 記 Ｂ8≧（2.21−0.0604［Si］−0.0294［Cr］）×0.960 ‐‐‐‐‐‐（１） 3＋５［Cr］≦Ｄ≦11＋5［Cr］ ‐‐‐‐‐‐（２） 但し、［Si］および［Cr］は、製品としての方向性電磁
    鋼板の地鉄中のSiおよびCrの 質量百分率、Ｂ8の単位
    はＴ、そして、Ｄの単位はｍｍである。
  2. 【請求項２】 Si：2.5〜5.0mass％およびCr：0.05〜1.
    0mass％を含有する地鉄と、この地鉄の表面上に形成さ
    れた単層または複数層からなる絶縁性の被膜とを有する
    方向性電磁鋼板であって、 前記被膜が前記地鉄に付与する圧延方向の張力が3.0MPa
    以上であり、磁束密度（Ｂ8）が下記式（３）の関係を
    満たし、さらに、前記地鉄表面に、圧延方向と直交する
    方向に対し±45°以下の角度で線状に延在する複数本の
    溝を有し、かつ該溝の深さ（ｄ）が地鉄の板厚の1.5〜1
    5％であり、前記溝の配設間隔（Ｄ）が下記式（４）の
    関係を満たすことを特徴とする鉄損の低い方向性電磁鋼
    板。 記 Ｂ8≧（2.21−0.0604［Si］−0.0294［Cr］）×0.960−0.0030ｄ‐‐（３） １＋５［Cr］≦Ｄ≦８＋5［Cr］ ‐‐‐‐‐‐（４） 但し、［Si］および［Cr］は、製品としての方向性電磁
    鋼板の地鉄中のSiおよびCrの 質量百分率であり、Ｂ8
    の単位はＴ、ｄの単位はμｍ、そして、Ｄの単位はｍｍ
    である。
  3. 【請求項３】 前記被膜を構成する層のうち、地鉄に近
    接する層が、フォルステライトを主成分とすることを特
    徴とする請求項１または２記載の鉄損の低い方向性電磁
    鋼板。
  4. 【請求項４】 二次再結晶粒の圧延方向の平均長さが30
    mm以上であることを特徴とする請求項１、２または３記
    載の鉄損の低い方向性電磁鋼板。
  5. 【請求項５】 地鉄中にBi：0.0005〜0.08 mass％をさ
    らに含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか
    １項に記載の鉄損の低い方向性電磁鋼板。
  6. 【請求項６】Ｃ：0.01〜0.10mass％、Si：2.5〜5.0mass
    ％、Mn：0.03〜0.20mass％、Ｎ:0.0015〜0.0130mass
    ％、Cr：0.05〜1.0mass％、ＳおよびSeのうちから選ん
    だ１種または２種を合計で0.010〜0.030mass％、並び
    に、sol.Al:0.015〜0.035mass％およびＢ:0.0010〜0.01
    50mass％のうちから選んだ１種または２種を含有する鋼
    スラブを加熱後熱間圧延し、ついで必要に応じて熱延板
    焼鈍を施した後、中間焼鈍を含む２回の冷間圧延によっ
    て最終板厚にするか、または熱延板焼鈍後、１回の冷間
    圧延によって最終板厚にしたのち、脱炭焼鈍ついで最終
    仕上げ焼鈍を施してから絶縁コーティング剤を塗布して
    絶縁性の被膜を形成し平坦化焼鈍を施して製品となす一
    連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、 最終冷間圧延前の焼鈍における均熱温度（Ｔ）を下記式
    （５）の範囲とし、平坦化焼鈍の後に、圧延方向と直交
    する方向に対し±45°以下の角度で線状に延在する複数
    本の線状歪みを鋼板に設け、かつ該線状歪みの配設間隔
    Ｄが下記式（２）の関係を満たすことを特徴とする鉄損
    の低い方向性電磁鋼板の製造方法。 記 1000−200［Cr］≦Ｔ≦1150−200［Cr] ‐‐‐‐‐‐（５） 3＋５［Cr］≦Ｄ≦11＋5［Cr］ ‐‐‐‐‐‐（２） 但し、［Si］および［Cr］は、製品としての方向性電磁
    鋼板の地鉄中のSiおよびCrの質量百分率、Ｔの単位は
    ℃、そして、Ｄの単位はｍｍである。
  7. 【請求項７】Ｃ：0.01〜0.10mass％、Si：2.5〜5.0mass
    ％、Mn：0.03〜0.20mass％、Ｎ:0.0015〜0.0130mass
    ％、Cr：0.05〜1.0mass％、ＳおよびSeのうちから選ん
    だ１種または２種を合計で0.010〜0.030mass％、並び
    に、sol.Al:0.015〜0.035mass％およびＢ:0.0010〜0.01
    50mass％のうちから選んだ１種または２種を含有する鋼
    スラブを加熱後熱間圧延し、ついで必要に応じて熱延板
    焼鈍を施した後、中間焼鈍を含む２回の冷間圧延によっ
    て最終板厚にするか、または熱延板焼鈍後、１回の冷間
    圧延によって最終板厚にしたのち、脱炭焼鈍ついで最終
    仕上げ焼鈍を施してから絶縁コーティング剤を塗布して
    絶縁性の被膜を形成し平坦化焼鈍を施して製品となす一
    連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、 最終冷間圧延前の焼鈍における均熱温度（Ｔ）を式
    （５）の範囲とし、冷間圧延工程以降に、圧延方向と直
    交する方向に対し±45°以下の角度で線状に延在する複
    数本の溝を設け、かつ前記溝の配設間隔（Ｄ）が下記式
    （４）の関係を満たすことを特徴とする鉄損の低い方向
    性電磁鋼板の製造方法。 記 1000−200［Cr］≦Ｔ≦1150−200［Cr] ‐‐‐‐‐‐（５） １＋５［Cr］≦Ｄ≦８＋5［Cr］ ‐‐‐‐‐‐（４） 但し、［Si］および［Cr］は、製品としての方向性電磁
    鋼板の地鉄中のSiおよびCrの質量百分率、Ｔの単位は
    ℃、そして、Ｄの単位はｍｍである。
  8. 【請求項８】 鋼スラブ中にBi：0.001〜0.10 mass％を
    さらに含有することを特徴とする請求項６または７記載
    の鉄損の低い方向性電磁鋼板の製造方法。
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