JP2581335B2 - 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、鉄損が低く且つ磁束密
度の高い無方向性電磁鋼板に関するものである。

【０００２】

【従来技術】モーター、変圧器等の鉄芯材料として使用
される無方向性磁気鋼板は、これら電気機器の省エネル
ギー化を図るため、鉄損が低く磁束密度が高いことが要
求される。特に近年では、機器の小型・高効率化を達成
するために、鉄損を低く保ちつつ従来にも増して高い磁
束密度を有する材料の開発、要請が益々強まってきてい
る。ところで、無方向性電磁鋼板は周知のように鉄損と
磁束密度の値により各グレードに分けられている。一般
には、高グレード材はＳｉ含有量を高め鉄損の低下を図
っているが、Ｓｉ含有量の増加に伴い磁束密度も低下し
てしまう。これに対して、低グレ−ド材ではＳｉ含有量
を低くしているため飽和磁束密度の低下が抑えられ、比
較的高い磁束密度が得られるものの、鉄損が高いという
問題があり、単にＳｉ量を変えるだけでは低鉄損−高磁
束密度化は図れず、応分の工夫が必要となる。

【０００３】そこで、これまでにも無方向性電磁鋼板の
鉄損低下、磁束密度向上を目的に、種々の提案がなされ
ており、特に化学成分に関するものとして、以下に示す
ような特殊元素を添加することを内容とする提案がいく
つかなされている。 Ｓｂを添加して集合組織を改善し、主として磁束密度
を向上させようとする技術（特開昭５４−６８７１７
号、特開昭５８−１４７５６３号、特開昭６１−４４１
２４号等） Ｓｎを添加し、主として鉄損の低下を図る技術（特開
昭５５−１５８２５２号、特開昭５６−９８４２０号、
特開昭５６−１０２５２０号等） Ｓｎ＋Ｃｕ（特開昭６２−１８００１４号、特開昭６
４−３９３４８号、特開平２−２６３９５２号等）、Ｓ
ｎ＋Ｍｎ（特開昭５９−１５７２５９号、特開昭６３−
３３５１８号等）、Ｎｉ＋Ｍｎ（特開昭６３−３１７６
２７号等）のように、異なる種類の元素の複合添加によ
り、鉄損、磁束密度の両者を改善しようとする技術

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかし、これら提案は
いずれも以下のような問題を有しており、上述した低鉄
損−高磁束密度材という要求を必ずしも十分に満足させ
るものではない。すなわち、Ｓｂを単独添加した鋼板は
磁束密度の向上を主眼としているため、鉄損の低下が不
十分であり、一方、Ｓｎ単独添加の鋼板は、鉄損の低下
を主眼としているため、磁束密度の向上（特に高磁場
域）が不十分である。さらに、これらの鋼板は集合組織
の改善をＳｂあるいはＳｎの粒界偏析に負っているた
め、ＳｂあるいはＳｎ添加効果を十分に発揮させようと
すると、これらの元素を偏析させるために、長時間の熱
延板焼鈍あるいはそれに替わる２回冷圧における中間焼
鈍が必要となり、工程の複雑化とそれによる生産性の低
下が避けられない。また一部の提案では、Ｓｂ、Ｓｎを
偏析させるため、徐加熱−長時間焼鈍−徐冷というユー
ザー側での歪取焼鈍を前提とした、いわゆるセミプロセ
ス材にその適用を限定したものさえある。

【０００５】また、Ｓｎ＋Ｃｕ、Ｓｎ＋Ｍｎ、Ｍｎ＋Ｎ
ｉ等の複合添加を行なう技術は、一部のものを除いて
は、長時間の熱延板焼鈍が不要であるという点、あるい
は鉄損、磁束密度ともある程度改善されるという点につ
いては評価できるものの、そのためにはこれら元素の複
合添加量を１．０〜１．５ｗｔ％以上にする必要があ
り、この結果必然的に飽和磁束密度が低下し、磁束密度
自体の向上はそれ程期待できない。

【０００６】このように、従来の提案では、 鉄損、磁束密度の両者を同時に十分に改善することが
できない。 長時間の熱延板焼鈍や２回冷圧法が必要となり、工程
の複雑化や生産性の低下を招く。 その適用がセミプロセス材に限定される。 等の問題点がある。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明はこのような問題
に鑑みなされたもので、従来全く知られていなかったＧ
ｅの磁気特性改善効果を新たに知見し、かかる知見に基
づきなされたものである。すなわち、本発明者らはＧｅ
を適量添加することにより、長時間の熱延板焼鈍や２回
冷圧等、複雑且つ生産性低下を招くような工程を採るこ
となく、通常の製造方法により、鉄損、磁束密度ともに
十分に改善されたフルプロセス或いはセミプロセス無方
向性電磁鋼板を得ることができることを見い出し、本発
明を完成させたものである。

【０００８】このような本発明の電磁鋼板は、Ｃ：０．
００５０ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．１〜３．５ｗｔ％、Ｍ
ｎ：０．１〜０．９ｗｔ％、Ｐ：０．２ｗｔ％以下、
Ｓ：０．０１５ｗｔ％以下、Ａｌ：１．５ｗｔ％以下、
Ｎ：０．００５０ｗｔ％以下、Ｇｅ：０．０１０〜０．
１００ｗｔ％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなることをその特徴とする。

【０００９】

【作用】以下、本発明の詳細と限定理由を説明する。 （１）Ｇｅ量 表１記載の鋼Ａ群〜Ｄ群を溶製し、スラブとした。ここ
で、鋼Ａ群はＳｉ：略０．１５ｗｔ％、Ａｌ：ｔｒ．、
Ｓｉ＋Ａｌ：略０．１５ｗｔ％鋼において、Ｇｅ量をｔ
ｒ．（無添加）から０．１２０ｗｔ％まで種々変化させ
たもの、鋼Ｂ群はＳｉ：略１．４５ｗｔ％、Ａｌ：略
０．１０ｗｔ％、Ｓｉ＋Ａｌ：略１．５５ｗｔ％鋼にお
いて、Ｇｅ量をｔｒ．（無添加）から０．１２０ｗｔ％
まで種々変化させたもの、鋼Ｃ群はＳｉ：略１．６１ｗ
ｔ％、Ａｌ：略０．３０ｗｔ％、Ｓｉ＋Ａｌ：略１．９
０ｗｔ％鋼においてＧｅ量をｔｒ．（無添加）から０．
１２０ｗｔ％まで種々変化させたもの、鋼Ｄ群はＳｉ：
略３．０２ｗｔ％、Ａｌ：略０．５１ｗｔ％、Ｓｉ＋Ａ
ｌ：略３．５３ｗｔ％鋼において、Ｇｅ量をｔｒ．（無
添加）から０．１２０ｗｔ％まで種々変化させたもので
ある。

【００１０】これらスラブを表２に記載の条件で熱間圧
延−冷間圧延−仕上焼鈍、または熱間圧延−熱延板焼鈍
−冷間圧延−仕上焼鈍に供し、板厚０．５ｍｍの鋼板を
得た。しかる後、これらの鋼板からリング状試験片を打
ち抜き、これらの磁気特性を測定することで、鋼板の全
方向平均値としての磁気特性を評価した。図１〜図４は
この結果を、鋼Ａ群〜Ｄ群の各々についてＧｅ量で整理
したものである。これらの図から、Ｓｉ、Ａｌ量及び他
の元素量も異なる鋼Ａ群〜Ｄ群のいずれにおいても、す
なわち成分系に拘りなく、さらには熱延板焼鈍の有無、
熱延板焼鈍を付加する場合にはその長短、或いは仕上焼
鈍温度等のプロセス条件に拘りなく、Ｇｅを０．０１０
ｗｔ％以上添加することで、磁束密度（Ｂ₅₀）が著しく
向上し、鉄損（Ｗ₁₅／₅₀）が飛躍的に低下することが判
る。

【００１１】ところで、磁気特性を改善する有力な手段
の一つとして熱延板焼鈍があるが、Ｇｅ無添加鋼とＧ
ｅ：０．０１０ｗｔ％以上添加鋼の磁気特性の差は、Ｇ
ｅ無添加鋼における熱延板焼鈍付加による磁気特性の改
善代と同等かそれ以上であり、これより、Ｇｅ添加によ
る磁気特性向上効果がいかに多大であるかが定量的にも
把握できる。磁束密度に関しては、Ｇｅ：０．０１０ｗ
ｔ％以上の領域では、そのＧｅ量依存性は比較的小さ
く、０．０４０〜０．０６０ｗｔ％の範囲を超えると漸
減する程度である。一方、鉄損に関しては、０．０１０
〜０．１００ｗｔ％の範囲ではＧｅ量にほとんど依存せ
ず極めて低い値をとるが、Ｇｅ量が０．１００ｗｔ％を
超えると著しく上昇する傾向にある。したがって、Ｇｅ
添加により磁気特性の向上を図るためには、磁束密度、
鉄損に関する上記考察を踏まえ、特に鉄損の上昇を考慮
して、その添加量を０．０１０ｗｔ％以上、０．１００
ｗｔ％以下とする必要があり、本発明ではこの範囲をＧ
ｅ量として規定した。

【００１２】さらに、磁気特性に対するＧｅ添加の効果
として、Ｓｉ＋Ａｌ＜１．７ｗｔ％の成分系において
は、熱延板焼鈍が省略可能であるということも判る。一
般的に知られているように磁気特性に関してはγ／α変
態の有無が一つの分岐点となるが、Ｇｅ添加鋼の場合も
γ／α変態の有無でその効果が分かれ、γ／α変態の無
い成分系の場合、即ちＳｉ＋Ａｌ量が１．７ｗｔ％未満
の鋼Ａ群（Ｓｉ＋Ａｌ：略０．１５ｗｔ％）、鋼Ｂ群
（Ｓｉ＋Ａｌ：略１．５５ｗｔ％）の場合は、Ｇｅ量が
本発明範囲にあれば、熱延板焼鈍を付加せず巻取ままで
あっても、熱延板焼鈍を付加した場合とほぼ同等の磁束
密度、鉄損が得られることが判る。これに対し、γ／α
変態のある成分系の場合、即ちＳｉ＋Ａｌ量が１．７ｗ
ｔ％以上の鋼Ｃ群（Ｓｉ＋Ａｌ：略１．９０ｗｔ％）、
鋼Ｄ群（Ｓｉ＋Ａｌ：略３．５３ｗｔ％）においては、
Ｇｅを適量添加したものでも熱延板焼鈍の効果は認めら
れ、熱延板焼鈍付加材の方が巻取ままの熱延板焼鈍省略
材に比べ、磁束密度は高く、鉄損は低い。

【００１３】以上のように、Ｇｅを適量添加することで
磁気特性が大きく向上するのは、Ｇｅが結晶粒界に偏析
し、磁気特性上好ましくない｛１１１｝集合組織の発達
を抑えるためであると考えられる。もちろん、同様の効
果は既知の添加元素であるＳｂ、Ｓｎ等にも認められる
が、これらに比べてＧｅの方が原子半径が小さく拡散し
やすいものと考えられ、その結果、粒界に拡散し偏析す
る程度はＧｅの方が大きく、より顕著に｛１１１｝集合
組織の発達を抑制するものと推定される。さらに、Ｓ
ｂ、Ｓｎ等の単独添加では、これらの元素を偏析させる
ため、長時間の熱延板焼鈍や２回冷圧における中間焼鈍
が不可欠のものとなるが、Ｇｅの場合は拡散速度が速い
ため、特段の偏析処理を必要とせず、長時間の熱延板焼
鈍を付加した場合はもちろんのこと、短時間の熱延板焼
鈍を付加した場合でも、あるいは熱延板焼鈍を行わず巻
取ままにおいても、十分な磁気特性改善効果が得られる
ことになる。

【００１４】また、上述したようにＳｉ＋Ａｌ＜１．７
ｗｔ％の場合には、熱延板焼鈍を付加しなくても巻取ま
まで、熱延板焼鈍付加の場合とほぼ同等の磁気特性が得
られる。この理由は必ずしも明らかではないが、熱延板
焼鈍付加に比べて巻取ままの方が結晶粒径が小さく、
｛１１１｝集合組織の発生サイトである粒界が多いた
め、Ｇｅの粒界偏析による｛１１１｝集合組織抑制効果
がより大きく発揮され、磁気特性の改善代が相対的に大
きくなり、結果的に巻取ままでも熱延板焼鈍付加の場合
とほぼ同程度の磁気特性が得られることによるものと考
えられる。なお、Ｇｅ：０．１００ｗｔ％超で鉄損が急
激に上昇するのは、Ｇｅの粒界偏析が過多となり、粒成
長性を阻害するまでになるためと考えられる。

【００１５】（２）その他の成分 Ｃ：磁気特性を劣化させる元素であり、また磁気時効上
も有害であるため、Ｃ≦０．００５０ｗｔ％の極低Ｃ化
が必須となる。 Ｓｉ：固有抵抗を増し、鉄損を低下させる元素である
が、この効果を得るためには０．１ｗｔ％以上の添加が
必要である。一方、３．５ｗｔ％超では鋼が著しく脆化
し、冷間圧延時に割れが発生するため、上限は３．５％
とする。 Ｍｎ：熱間脆性の観点から０．１ｗｔ％以上の添加が必
要である。一方、０．９ｗｔ％を超えると磁束密度の劣
化が著しいため、その上限は０．９％とする。

【００１６】Ｐ：硬度上昇並びに打ち抜き性の向上をも
たらす元素であるため、０．２ｗｔ％までの添加は許容
できる。但し、０．２ｗｔ％を超えるとこれらの効果が
飽和するのみならず、磁気特性の急激な劣化を招くた
め、０．２ｗｔ％を上限とする必要がある。 Ｓ：０．０１５ｗｔ％超では粒成長性が劣化し、鉄損が
上昇するため、０．０１５ｗｔ％以下とする。 Ａｌ：Ｓｉと同様に固有抵抗を増し、鉄損を低下させる
元素であるため、１．５ｗｔ％までは必要に応じて添加
できるが、これを超えると著しく脆化し、冷間圧延性を
損なうので上限を１．５％とする。 Ｎ：磁気特性を劣化させる元素であり、これを避けるた
めには、０．００５０ｗｔ％以下とする必要がある。

【００１７】（３）プロセス条件 本発明では、上述のような成分、特にＧｅ量を適正化す
ることにより、プロセス条件に拘らず優れた磁気特性が
得られるため、プロセス条件は特に限定しない。即ち、
プロセス条件については特段配慮する必要はなく、公知
の条件でよい。但し、鋼板のＳｉ、Ａｌ量等を勘案する
ことなく、公知の条件を無作為に適用した場合には、例
えば十分に粒成長せず鉄損が劣化する等の問題が生じる
ため、プロセス条件にも自ずと望ましい範囲が存在する
ことになる。以下、これについて説明する。

【００１８】（ａ）熱間圧延条件 加熱温度が徒に高いとスケール発生による表面性状の劣
化や歩留の低下をきすため、その上限は１２５０℃程度
とするのが望ましい。下限については、加熱温度が極端
に低いと必然的に圧延時の圧延温度が低くなり、圧延負
荷の増大を招くため、１０５０℃程度を下限とすること
が望ましい。仕上温度については、加熱温度と仕上に至
るまでの降温代並びに圧延負荷を考慮すると、９００〜
７００℃が望ましい範囲となる。巻取温度については、
次工程として熱延板焼鈍を付加しない場合は、磁気特性
上、この段階で熱延板の再結晶の進展若しくは結晶粒の
粗大化を図る必要があり、そのためには、巻取温度をＳ
ｉ＋Ａｌ量に応じて次のような範囲とすることが望まし
い。 ０．１ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ＜１．０ｗｔ％ ……６３０℃以上 １．０ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ＜１．７ｗｔ％ ……６７０℃以上 １．７ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ＜３．０ｗｔ％ ……７００℃以上 ３．０ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ ……７２０℃以上 一方、熱延板焼鈍を付加する場合は、熱延板焼鈍時に再
結晶の進展、結晶粒粗大化が起ればよく、したがって、
熱延板の再結晶の進展や結晶粒の粗大化を図るという観
点から巻取温度を配慮する必要はない。但し、スケール
の増加や表面性状の劣化を防ぐという観点から、巻取温
度は５５０℃以下の低温とすることが望ましい。

【００１９】（ｂ）熱延板焼鈍条件 Ｓｉ＋Ａｌ＜１．７％の場合は、熱延板焼鈍を付加しな
くても巻取ままで熱延板焼鈍付加とほぼ同等の磁気特性
が得られるため、特に熱延板焼鈍の必要はない。但し、
この場合でも、巻取ままでのコイルエンド性を改善する
ため、あるいは多少なりとも磁気特性を向上させるため
に、熱延板焼鈍を施すことは何ら問題はない。一方、Ｓ
ｉ＋Ａｌ≧１．７％の場合は、熱延板焼鈍付加により磁
気特性が向上するため、必要に応じて熱延板焼鈍を行な
うことが望ましい。熱延板焼鈍を行なう場合、その焼鈍
温度には熱延板の再結晶を進展させ或いは結晶粒の粗大
化を図ることにより所要の磁気特性を得るために、下限
として望ましい温度があり、また、結晶粒が粗大化し過
ぎ、表面性状の劣化を招かないために上限として望まし
い温度がある。すなわち、Ｓｉ＋Ａｌ量に応じて次のよ
うな焼鈍温度とすることが望ましい。 ０．１ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ＜１．０ｗｔ％ ……７００〜９５０℃ １．０ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ＜１．７ｗｔ％ ……７２５〜１０００℃ １．７ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ＜３．０ｗｔ％ ……７５０〜１０５０℃ ３．０ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ ……８００〜１１００℃ 焼鈍時間については、焼鈍効果を十分得るために３０秒
以上とすることが望ましい。

【００２０】（ｃ）冷間圧延条件 特に限定の必要はなく、通常の１回若しくは中間焼鈍を
はさむ２回の冷間圧延を行なうことができる。

【００２１】（ｄ）仕上焼鈍条件 仕上焼鈍温度には、結晶粒を十分に成長させ所要の磁気
特性を得るために下限として望ましい温度があり、一
方、結晶粒が粗大化し過ぎ、また酸化によって表面性状
が劣化するのを防ぐために上限として望ましい温度があ
る。すなわち、Ｓｉ＋Ａｌ量に応じて次のような焼鈍温
度とすることが望ましい。 ０．１ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ＜１．０ｗｔ％ ……６５０〜９００℃ １．０ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ＜１．７ｗｔ％ ……７００〜９５０℃ １．７ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ＜３．０ｗｔ％ ……７５０〜１０００℃ ３．０ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ ……８５０〜１０５０℃ 焼鈍時間については、焼鈍効果を十分得るために３０秒
以上とすることが望ましい。

【００２２】（ｅ）スキンパス圧延条件 本発明鋼板は、仕上焼鈍後スキンパス圧延を行ない、所
定形状に打ち抜き後歪取焼鈍に供されるセミプロセス材
としてもよい。その場合、歪取焼鈍時に十分な粒成長を
生じさせるためには、スキンパス圧下率を２％以上とす
ることが望ましい。また、スキンパス圧下率が大き過ぎ
ると却って結晶粒が細粒化し、磁気特性が劣化するた
め、上限は１２％程度とすることが望ましい。なお、ス
キンパス圧延を行なうと結晶粒が粗大化し、鉄損の低下
は図れるが、同時に磁束密度も低下するという問題があ
る。このため近年では仕上焼鈍後にスキンパス圧延を行
なわず、これをそのまま打ち抜いて歪取焼鈍に供するこ
とで、磁束密度をあまり低下させずに鉄損をある程度低
下させるタイプのセミプロセス材も多く使われている。
この点、本発明では仕上焼鈍の段階で高い磁束密度と低
い鉄損を兼ね備えた鋼板を得ることができるため、これ
をそのまま打ち抜き後歪取焼鈍に供し、上記タイプのセ
ミプロセス材とした場合には、磁束密度は高位のまま鉄
損をより低下できることになり、従来にも増して優れた
磁気特性を有するセミプロセス材の提供が可能となる。

【００２３】

【実施例】〔実施例１〕表３及び表４記載の鋼Ｅ群〜Ｊ
群を溶製してスラブとした後、表５及び表６記載の条件
で熱間圧延、冷間圧延、仕上焼鈍に供し、板厚０．５ｍ
ｍの鋼板を得た（熱延板焼鈍は無し）。これらの鋼板の
磁気特性をリング状試験片にて測定した結果を、表５及
び表６に併せて示す。同表から明らかなように、Ｓｉ、
Ａｌ等の成分の異なる鋼Ｅ〜Ｊ群のいずれにおいても、
また、熱延条件や仕上焼鈍条件等のプロセス条件の違い
に拘りなく、Ｇｅ量が本発明範囲にある本発明鋼はＧｅ
無添加のＢａｓｅ鋼に比べて著しく高磁束密度−低鉄損
化していることが判る。一方、Ｇｅ量が本発明範囲を下
回る比較鋼の磁気特性はＢａｓｅ鋼のそれとあまり差が
なく、磁束密度、鉄損とも、本発明鋼のそれと比べて大
きく劣っている。また、Ｇｅ量が本発明範囲を超える比
較鋼の場合は、磁束密度は改善されてはいるものの、鉄
損はＢａｓｅ鋼とほとんど同じかむしろ増加しており、
優れた磁気特性は達成されていない。

【００２４】〔実施例２〕表３及び表４記載の鋼Ｅ群〜
Ｊ群を表７及び表８記載の条件で熱間圧延、短時間熱延
板焼鈍、冷間圧延、仕上焼鈍に供し、板厚０．５ｍｍの
鋼板を得た。これら鋼板からリング状試験片を打ち抜
き、磁気特性を測定した結果を表７〜表８に併せて示
す。同表によれば、巻取のままの〔実施例１〕と同様
に、短時間の熱延板焼鈍を付加した場合でも、本発明鋼
は成分、プロセス条件に拘りなくＧｅ無添加のＢａｓｅ
鋼に比べて著しく高磁束密度−低鉄損化すること、一
方、比較鋼の磁気特性はあまり改善されず、本発明鋼の
それと比べて著しく劣ることが判る。

【００２５】〔実施例３〕表３及び表４記載の鋼Ｈ群〜
Ｊ群を表９に記載の条件で熱間圧延、長時間熱延板焼
鈍、冷間圧延、仕上焼鈍に供し、板厚０．５ｍｍの鋼板
を得た。これら鋼板からリング状試験片を打ち抜き、磁
気特性を測定した結果を表９に併せて示す。同表より、
長時間の熱延板焼鈍を付加した場合にも、成分、プロセ
ス条件に拘りなく、本発明鋼はＧｅ無添加のＢａｓｅ鋼
に比べて著しく高磁束密度−低鉄損化すること、また、
比較鋼の磁気特性は本発明鋼のそれと比べて著しく劣る
ことが判る。

【００２６】〔実施例４〕表３に記載の鋼Ｅ群、Ｆ群を
表１０及び表１１に記載の条件で熱間圧延−冷間圧延−
仕上焼鈍（熱延板焼鈍は無し）、あるいは熱間圧延−短
時間熱延板焼鈍−冷間圧延−仕上焼鈍に供した後、一部
はスキンパス圧延を施し、また他の一部はスキンパス圧
延を行なわず、板厚０．５ｍｍの鋼板とした。これらの
鋼板からリング状試験片を打ち抜き、これを７５０℃×
２ｈの歪取焼鈍に供した後の磁気特性を測定することで
セミプロセス材としての特性を評価した。その結果を表
１０及び表１１に併せて示す。同表から明らかなよう
に、鋼Ｅ群、Ｆ群とも、すなわち成分系に拘りなく、ま
た熱延板焼鈍の有無やスキンパス圧延の有無、あるいは
その他のプロセス条件に拘りなく、本発明鋼はＧｅ無添
加のＢａｓｅ鋼や比較鋼に比べて著しく高磁束密度−低
鉄損化していることが判る。すなわち、本発明鋼による
磁気特性の改善は、スキンパス圧延を施す従来のセミプ
ロセス材にも、あるいはスキンパス圧延を行なわないタ
イプのセミプロセス材にも適用可能であることが判る。

【００２７】

【表１】

【００２８】

【表２】

【００２９】

【表３】

【００３０】

【表４】

【００３１】

【表５】

【００３２】

【表６】

【００３３】

【表７】

【００３４】

【表８】

【００３５】

【表９】

【００３６】

【表１０】

【００３７】

【表１１】

【００３８】

【発明の効果】以上述べたように本発明によれば、成
分、特にＧｅ量を適量添加するだけで、長時間の熱延板
焼鈍や２回冷圧による中間焼鈍を実施する等、複雑且つ
生産性を低下させるような工程を採ることなく、磁束密
度が高く、鉄損の低い磁気特性に優れた無方向性電磁鋼
板を提供することができる。また、本発明鋼板は特別な
製造プロセスによることなく、通常の製造プロセスによ
り容易に製造でき、また、フルプロセス材のみならず、
セミプロセス材にも適用可能であり、その適用範囲が広
いという利点がある。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｓｉ＋Ａｌ：略０．１５ｗｔ％材において、Ｇ
ｅ量が磁束密度および鉄損に及ぼす影響を示してる。

【図２】Ｓｉ＋Ａｌ：略１．５５ｗｔ％材において、Ｇ
ｅ量が磁束密度および鉄損に及ぼす影響を示してる。

【図３】Ｓｉ＋Ａｌ：略１．９０ｗｔ％材において、Ｇ
ｅ量が磁束密度および鉄損に及ぼす影響を示してる。

【図４】Ｓｉ＋Ａｌ：略３．５３ｗｔ％材において、Ｇ
ｅ量が磁束密度および鉄損に及ぼす影響を示してる。

Claims (1)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：０．００５０ｗｔ％以下、Ｓｉ：
   ０．１〜３．５ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜０．９ｗｔ％、
   Ｐ：０．２ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１５ｗｔ％以下、Ａ
   ｌ：１．５ｗｔ％以下、Ｎ：０．００５０ｗｔ％以下、
   Ｇｅ：０．０１０〜０．１００ｗｔ％を含み、残部Ｆｅ
   および不可避的不純物からなる磁気特性に優れた無方向
   性電磁鋼板。