JPH0742556B2 - 鉄損が低く磁束密度が高い極薄電磁鋼帯およびその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、圧延方向に磁化容易軸＜001＞方位を有し、
圧延面に｛110｝面が現れている（ミラー指数で｛110｝
＜001＞と表示される）極薄電磁鋼帯およびその製造方
法に関するものである。本発明によって得られる極薄電
磁鋼帯は、薄い材料であるにも係わらず磁束密度が高く
かつ鉄損が低いという特徴をもち、中、高周波電源用変
圧器或は制御素子に用いられる。

（従来の技術） 方向性電磁鋼板の基本的な磁気的概念は、1926年に鉄の
単結晶の磁気異方性が発見された（K.Honda and S.Kaya
Sci.Reps.Tohoku Imp.Univ.15,（1926）,p721）ことに
その端緒がある。その後、N.P,Goss（米国特許第1,965,
559号明細書）によって、｛110｝＜001＞方位集合組織
を有する材料の製造方法が発見されて以来、方向性電磁
鋼板の磁気特性は大きく改善されてきた。

電磁鋼板における、この｛110｝＜001＞方向への集積化
は、二次再結晶と呼ばれるカタストロフィックな粒成長
現象を利用することによって達成される。二次再結晶を
制御するためには、二次再結晶前の一次再結晶組織の調
整と、インヒビターと呼ばれる微細析出物若しくは粒界
偏析型の元素の調整が必須である。このインヒビター
は、一次再結晶組織の中で｛110｝＜001＞方位以外の粒
の成長を抑制し、｛110｝＜001＞方位粒のみを選択的に
成長させる機能をもつ。

現在、工業生産されている代表的な一方向性電磁鋼板の
製造技術には、３つの種類の技術がある。

第一の技術は、M.F.Littmannによって特公昭30−3651号
公報に開示された、MnSをインヒビターとして機能させ
る、２回冷延工程による製造技術である。

第二の技術は、田口、坂倉によって特公昭40−15644号
公報に開示された、AlN＋MnSをインヒビターとして機能
させ、最終冷延における圧延率を80％を超える強圧下と
する工程を採る製造技術である。

第三の技術は、今中等によって特公昭51−13469号公報
に開示された、MnS（またはMnSe）＋Sbをインヒビター
として機能させる、２回冷延工程による製造技術であ
る。

これらの技術によって、現在、磁束密度（B₈値）が1.92
Tesla前後である、極めて｛110｝＜001＞方位集積度の
高い方向性電磁鋼板が製造され、市販されている。しか
しながら、インヒビターを利用するこれらの製造技術に
おいては、材料の板厚が薄くなると、界面を通してのイ
ンヒビターの変化挙動が著しくなるため、板厚の薄いも
のを工業的に生産することは困難であり、現在、板厚0.
20mm以上のものが主として生産されている。

ところで、高周波数域での方向性電磁鋼板の鉄損は、た
とえばR.H.Pry,C.P.Bean（J.Appl.Phys.29（1958）,p.5
32）の報告にあるように、板厚の二乗に比例して大きく
なるから、鉄損の低い電磁鋼板を得るためには、板厚を
薄くすることが必須となる。

1949年に、M.F.Littmannは薄い珪素鋼板の製造方法を、
米国特許第2,473,156号明細書で開示した。この技術
は、｛110｝＜001＞集合組織を有する出発材を、冷間圧
延し、再結晶させるプロセスを採り、インヒビターを使
用しない。この技術によって得られる製品の特性は、１
〜5mils（25.4〜127μｍ）の板厚で、磁束密度（B₈値）
が1.600〜1.815Teslaであり、鉄損（周波数:60Hz、最大
磁束密度1.0T）は、0.26〜0.53W/1b（0.44〜0.90W/kg）
であった。現在、この方法によって、極薄電磁鋼帯が製
造されている。

最近の電子機器の発達に伴って、中、高周波電源用変圧
器、制御素子等において、小型化、高効率化が望まれて
いた。ところが、前記のように、従来技術によって得ら
れる極薄電磁鋼帯は、磁束密度が低く、設計磁束密度を
高くすることができないために機器の小型化が図れない
こと、また、特に高励磁域での鉄損が極めて大きいとい
う問題があった。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は、従来技術における上述の問題を解決し、磁束
密度が極めて高く、かつ高励磁域における鉄損が低い極
薄電磁鋼帯およびその製造方法を提供することを目的と
している。

（課題を解決するための手段） 本発明者らは、鉄損（特に高励磁域での鉄損）を低くす
るためには、重量で、Si≦８％、残部が実質的にFeから
なり、平均粒径:1.0mm以下、板厚:150μｍ以下の極薄電
磁鋼帯で、磁束密度B₈/Bs＞0.9（Bs:その成分系での飽
和磁束密度）をもつ材料が必須の要件であることを見出
し、かかる電磁鋼帯およびその製造方法を提供しようと
するものであり、その要旨とするところは、下記のとお
りである。

（１） 重量で、Si≦８％、残部が実質的にFeからな
り、板厚≦150μｍ、平均粒径≦1.0mmで｛110｝＜001＞
方位集合組織を有し、磁束密度B₈/Bs＞0.9（Bs:その成
分系での飽和磁束密度）である鉄損が低く磁束密度が高
い極薄電磁鋼帯。

（２） 重量で、Si≦８％、残部が実質的にFeからな
り、｛110｝＜001＞方位集合組織を有し、磁束密度B₈/B
s＞0.9でありかつ、平均結晶粒径が、圧延方向および圧
延方向に直角な方向（鋼帯幅方向）にそれぞれ20mm以上
および40mm以上の結晶粒をもつ一方向性電磁鋼帯に、60
〜80％の圧下率を適用する少なくとも１回の冷間圧延を
施して150μｍ以下の最終板厚とし、次いで一次再結晶
焼鈍を施すことを特徴とする鉄損が低く磁束密度が高い
極薄電磁鋼帯の製造方法。

（３） 重量で、Si≦８％、残部が実質的にFeからな
り、｛110｝＜001＞方位集合組織を有し、磁束密度B₈/B
s＞0.9でありかつ、平均結晶粒径が圧延方向および圧延
方向に直角な方向（鋼帯幅方向）にそれぞれ20mm以上お
よび40mm以上の結晶粒をもつ一方向性電磁鋼帯に、60〜
80％の圧下率を適用する少なくとも１回の冷間圧延を施
して150μｍ以下の最終板厚とし、次いで一次再結晶焼
鈍を施すに際し、一次再結晶完了前に下式で定義される
温度・時間関係領域に保持した後昇温し一次再結晶を完
了させることを特徴とする鉄損が低く磁束密度が高い極
薄電磁鋼帯の製造方法。

400℃≦Ｔ≦700℃ 20（秒）≦ｔ＜（−6T（℃）＋4400）（秒） （４） 重量で、Si≦８％、SnおよびSbの１種または２
種を0.005〜0.30％含有し、残部が実質的にFeからな
り、板厚≦150μｍ、平均粒径≦1.0mmで｛110｝＜001＞
方位集合組織を有し、磁束密度B₈/Bs＞0.9（Bs:その成
分系での飽和磁束密度）である鉄損が低く磁束密度が高
い極薄電磁鋼帯。

（５） 重量で、Si≦８％、SnおよびSbの１種または２
種を0.005〜0.30％含有し、残部が実質的にFeからなり
｛110｝＜001＞方位集合組織を有し、磁束密度B₈/Bs＞
0.9である一方向性電磁鋼帯を、60〜90％の圧下率を適
用する少なくとも１回の冷間圧延を施して150μｍ以下
の最終板厚とし、次いで一次再結晶焼鈍を施すことを特
徴とする鉄損が低く磁束密度が高い極薄電磁鋼帯の製造
方法。

（６） 重量で、Si≦８％、SnおよびSbの１種または２
種を0.005〜0.30％含有し、残部が実質的にFeからなり
｛110｝＜001＞方位集合組織を有し、磁束密度B₈/Bs＞
0.9である一方向性電磁鋼帯を、60〜90％の圧下率を適
用する少なくとも１回の冷間圧延を施して150μｍ以下
の最終板厚とし、次いで一次再結晶焼鈍を施すに際し、
一次再結晶完了前に下式で定義される温度・時間関係領
域に保持した後昇温し一次再結晶を完了させることを特
徴とする鉄損が低く磁束密度が高い極薄電磁鋼帯の製造
方法。

400℃≦Ｔ≦700℃ 20（秒）≦ｔ＜（−6T（℃）＋4400）（秒） （７） 重量で、Si≦８％、SnおよびSbの１種または２
種を0.005〜0.30％含有し、残部が実質的にFeからな
り、｛110｝＜001＞方位集合組織を有し、磁束密度B₈/B
s＞0.9でありかつ、平均結晶粒径が圧延方向および圧延
方向に直角な方法（鋼帯幅方向）にそれぞれ20mm以上お
よび40mm以上の結晶粒をもつ一方向性電磁鋼板に、60〜
90％の圧下率を適用する少なくとも１回の冷間圧延を施
して150μｍ以下の最終板厚とし、次いで一次再結晶焼
鈍を施すことを特徴とする鉄損が低く磁束密度が高い極
薄電磁鋼帯の製造方法。

（８） 重量で、Si≦８％、SnおよびSbの１種または２
種を0.005〜0.30％含有し、残部が実質的にFeからな
り、｛110｝＜001＞方位集合組織を有し、磁束密度B₈/B
s＞0.9でありかつ、平均結晶粒径が圧延方向および圧延
方向に直角な方法（鋼帯幅方向）にそれぞれ20mm以上お
よび40mm以上の結晶粒をもつ一方向性電磁鋼帯に、60〜
90％の圧下率を適用する少なくとも１回の冷間圧延を施
して150μｍ以下の最終板厚とし、次いで一次再結晶焼
鈍を施すに際し、一次再結晶完了前に下式で定義される
温度・時間関係領域に保持した後昇温し一次再結晶を完
了させることを特徴とする鉄損が低く磁束密度が高い極
薄電磁鋼帯の製造方法。

400℃≦Ｔ≦700℃ 20（秒）≦ｔ＜（−6T（℃）＋4400）（秒） 以下、本発明を詳細に説明する。

電磁材料の鉄損を支配する磁化機構については、一般
に、“静的なまたは低周波の磁化過程では、磁壁移動が
主役を演ずるが、高周波になると、磁壁は動き難くなる
のみならずエネルギー損失を伴うので、むしろ磁壁を動
き易くして回転磁化を行わせるのが得策とされている”
（近浦、応用物理53（1984）p.294）と述べられている
ように、電磁材料の結晶方位の集積度（磁束密度B₈で表
示される）は、高周波域においてはあまり重要な因子と
は考えられておらず、Si量を多くして固有抵抗値を高く
する等の方策が重要視されてきた。たとえば、Y.Takada
et al（Journal of App.Phys.No.64（1988）,p.5367〜
5369）によると、一方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼
板、6.5％Si−Feを比較した場合、周波数50Hzの低周波
域においては、結晶方位制御を行っている一方向性電磁
鋼板の鉄損が最も低いが、周波数10kHzの高周波域にお
いては、6.5％Si−Feが最も鉄損が低く、Siのほぼ等し
い一方向性電磁鋼板と無方向性電磁鋼板の鉄損は大きな
差はなく、高周波域においては、結晶方位は鉄損にあま
り影響しないことが分かる（第１表）。

本発明者等は、中、高周波電源用変圧器或は制御素子等
に用いられる極薄電磁鋼帯に関する研究によって、板
厚:150μｍ以下、平均粒径:1.0mm以下、磁束密度B₈/Bs
＞0.9をもつ材料（極薄電磁鋼帯）が高周波域における
鉄損が格段に優れていることを新たに知見した。

第１図（ａ）に、種々の方法で製造した極薄電磁鋼帯の
磁束密度と鉄損の関係を示す。

この図から、B₈≧1.85Teslaで、高周波域における鉄損
が低くなることが分る。

第１図（ａ）は、1.5Tで1000Hzにおける鉄損と磁束密度
の関係を示している。

第１図（ｂ）に、周波数と鉄損の関係を、本発明の極薄
電磁鋼帯（○印：磁束密度B₈値＝1.94T）と従来技術に
よって得られた製品（●印：磁束密度B₈値＝1.60T）の
対比において示す。この図からも、高い磁束密度をもつ
極薄電磁鋼帯が高周波数領域において低い鉄損値を示す
ことが分る。このような磁束密度の高い極薄電磁鋼帯
は、鉄損が低いことと併せ設計磁束密度を高くすること
ができ、機器の小型化を可能ならしめるとともに中、高
周波電源用変圧器や制御素子の特性を飛躍的に向上させ
る。

また、前記の研究によって本発明者等は、重量で、Si≦
8.0％、SnおよびSbの１種または２種を0.005〜0.30％含
有し、残部が実質的にFeからなり、板厚:150μｍ以下、
平均粒径:1.0mm以下、磁束密度B₈/Bs＞0.9をもつ材料
（極薄電磁鋼帯）が、高周波域における鉄損が格段に優
れている。（鉄損値が極めて低い）ということを新たに
知見した。

次に、このような極薄電磁鋼帯の製造方法を、詳細に説
明する。

本発明者等は、先に述べたように、電磁鋼帯の板厚が薄
くなると、インヒビター制御が困難になり二次再結晶が
不安定になると考え、インヒビターを用いない一次再結
晶により、｛110｝＜001＞方位への集積度を高める研究
を行った。その結果、極めて高い｛110｝＜001＞方位集
積度を有する一方向性電磁鋼帯を出発材とし、この材料
に冷間圧延を施して150μｍ以下の最終板厚とした後、
結晶粒界からの再結晶を抑制した一次再結晶焼鈍するこ
とによって、鋭い｛110｝＜001＞方位集積度を有しか
つ、低い鉄損値をもつ極薄電磁鋼帯を製造できることを
見出した。

かかる知見は、以下の実験によって得られたものであ
る。

重量で、Si:3.3％、C:0.002％、N:0.002％、Al:0.002
％、S:0.0002％、Mn:0.13％、残部が実質的にFeからな
り、｛110｝＜001＞方位集合組織を有する一方向性電磁
鋼帯（磁束密度（B₈値）:1.92T、平均粒径:40mm、板厚:
0.30mm）を、冷間圧延して最終板厚:0.09mm（90μｍ）
とし、次いで850℃で10分間焼鈍し一次再結晶を完了さ
せた。

このようにして得られた製品の集合組織を、第２図に示
す。第２図から、一次再結晶粒の方位として、｛110｝
＜001＞方位と併せて｛111｝＜011＞方位が混在してお
り、後者の方位の粒の増加が磁束密度の低下の原因とな
っていることが分る。

この集合組織は、M.F.Littmannによって、米国特許第2,
473,156号明細書に開示された方法によって得られる集
合組織（｛210｝＜001＞〜｛310｝＜001＞）とは明らか
に異なっている。これは、M.F.Littmannの技術における
出発材は、磁束密度がB₁₀＝1.74Tと低く、｛110｝＜001
＞方位の集積度が悪いためであると、考えられる。従っ
て、製品の高磁束密度化を達成するためには、出発材の
｛110｝＜001＞方位の集積度を高くするとともに、｛11
1｝＜011＞方位粒の一次再結晶を抑制することが必要で
ある。

本発明者等は、この出発材の冷間圧延・再結晶に関する
研究によって、｛110｝＜001＞方位粒は出発材の粒内か
ら、｛111｝＜011＞方位粒は種に粒界から核発生し、成
長することを解明した（第10図）。この解明によって、
極薄製品の｛110｝＜001＞方位への集積度を高めるため
には、出発材の結晶粒界面積を小さくすることは或は、
粒界からの核発生を抑制すればよいことが判明した。

以下、具体的な工程を説明する。

本発明者等は、製品の磁束密度を高くするには、出発材
の｛110｝＜001＞方位集積度が高いことと共に、結晶粒
界からの核発生を少なくすることが重要であるという知
見に基づいて、磁束密度B₈/Bs＞0.9を有する種々の粒径
の一方向性電磁鋼帯を出発材として、これに60〜80％の
圧下率を適用する冷間圧延を施して150μｍ以下の最終
板厚とした後、700〜900℃の温度域で焼鈍し一次再結晶
させ、得られた極薄電磁鋼帯の磁気測定を行った。その
結果、1.85Tesla以上の磁束密度を有する極薄電磁鋼帯
を得るためには、出発材としての一方向性電磁鋼帯の結
晶粒の圧延方向における寸法R_Dが20mm以上であることが
必要である。また、圧延方向に直交する方向における粒
径寸法R_Cが特に重要であり、可及的に大きい方が望まし
く、少なくとも40mmでなければならない、との知見を得
た。このような出発材を工業的に得る手段として、本発
明者等は、例えば特開昭59−215419号公報に開示されて
いる技術を提案している。

さらに本発明者等は、結晶粒界からの悪い方位粒の核発
生を抑止する手段について種々検討を重ねた結果、出発
材である一方向性電磁鋼帯にSnおよびSbの１種または２
種を添加することにより、粒界からの｛111｝＜011＞方
位粒の核発生を抑制し、｛110｝＜001＞方位への集積度
を高め製品の磁束密度を向上せしめ得ることを見出し
た。

かかる知見は、次の実験によって得られた。

重量で、Si:3.2％、C:0.002％、N:0.001％、Al:0.002
％、S:0.0004％、Mn:0.05％を基本成分とし、SnおよびS
bの１種または２種を０〜0.5％含有する一方向性電磁鋼
帯（磁束密度（B₈値）＝1.90T、平均粒径:5〜40mm、板
厚0.14mm）を、冷間圧延して30μｍの最終板厚とした。
この材料を、850℃で10分間焼鈍し、一次再結晶を完了
させた。

Sn含有量と得られた製品の磁束密度の関係を、第３図に
示す。第３図から、Sn添加量:0.01％から結晶粒界から
の｛111｝＜011＞方位粒の核生成を制御し、製品の磁束
密度を向上させ得ることが分る。Sn添加量が0.30％を超
えると磁束密度が低下するのは、出発材である一方向性
電磁鋼帯の結晶粒が微細になり、結晶粒界面積が増加
し、結晶粒界からの核発生の頻度が高くなるためである
と考えられる。

また、出発材にSnおよびSbの１種または２種を合計量で
0.03〜0.30％含有せしめると、第４図に示すように、得
られる製品の磁束密度（B₈値）の到達レベルが1.94Tesl
aと極めて高いものとなる。さらに、製品が最も高い磁
束密度をもつことになる冷延率が、SnおよびSbの１種ま
たは２種を含有しないものに比し高い冷延率側へシフト
するから、同一厚さの出発材から極めて薄い製品を得る
ことができる。また、製品が高い磁束密度を有すること
になる好ましい冷延率領域が、SnおよびSbの１種または
２種を含有しないものに比し非常に拡大されるから、あ
るゲージをもつ出発材から種々のゲージの、高い磁束密
度を有する極薄電磁鋼帯を作り分けることが可能にな
る。

また、一次再結晶焼鈍を行うに際し、一次再結晶完了前
に、低温域に保持若しくは徐加熱することによって一定
時間滞在させ、然る後温度を上昇させ一次再結晶を完了
させるプロセスを採ることによって、｛110｝＜001＞方
位粒を優先的に核発生・成長させ得ることを見出した。

従来、C.G.Dunn（Acta.Met.1（1953）p.163）によっ
て、550℃で低温予備焼鈍を行い、その後980℃で焼鈍す
ると、製品の磁束密度（トルクで測定している）が低下
すると言われてきた。ところが、本発明者等は、上記新
知見に基づいて一次再結晶焼鈍条件について詳細に検討
を行った結果、低温で長時間焼鈍すると、｛110｝＜001
＞方位粒と併せ｛111｝＜011＞方位粒も核発生・成長
し、製品の磁束密度が低下するが、一次再結晶が完了し
ない一定時間内で低温焼鈍すると、｛110｝＜001＞方位
粒のみが優先的に核発生し、その後昇温し粒成長させる
ことにより、製品の磁束密度を高くすることができると
いう新知見を得た。

第５図に、重量で、Si:3.3％、C:0.002％、N:0.001％、
Al:0.002％、S:0.002％、Mn:0.13％を含有し、残部が実
質的にFeからなる一方向性電磁鋼板（磁束密度（B₈値）
＝1.92T、平均粒径:40mm、板厚:0.17mm）を、冷間圧延
して0.05mm（50μｍ）の最終板厚とした後、400〜700℃
の温度域で１〜30分間焼鈍し、その後850℃で10分間焼
鈍し一次再結晶を完了させて得られた極薄電磁鋼帯の磁
束密度（B₈値）と低温焼鈍条件の関係を示す。

第５図から、400℃≦Ｔ≦700℃、20（秒）≦ｔ＜（−6T
（℃）＋4400）（秒）を満足する温度・時間で低温焼鈍
し、次いで昇温し一次再結晶を完了させることによっ
て、高い磁束密度を有する極薄電磁鋼帯を製造すること
が可能であることが分る。

第６図に、同一の冷延板を、2.5×10^-3〜1.0×10²℃/se
cの範囲の昇温速度で850℃まで加熱し、850℃で10分間
焼鈍して得た製品の磁束密度（B₈値）と昇温速度の関係
を示す。この図から明らかなように、冷間圧延後の焼鈍
過程における昇温速度を5.0×10^-2〜5.0×10℃/secの範
囲内とすることによって、本発明に規定するB₈/Bs＞0.9
の高い磁束密度をもつ製品を得ることができる。これは
焼鈍の昇温過程における温度・時間の覆歴を考慮する
と、第５図に示す条件と同一であることが分る。

前記のように、本発明を特徴づける、出発材の粒径が大
きいことおよび｛110｝＜001＞方位集積度が高いこと、
出発材へのSnおよびSbの１種または２種を添加するこ
と、一次再結晶焼鈍における一次再結晶完了前の所定時
間の低温焼鈍といった要件は、製品の磁束密度を低下さ
せる原因となる、粒界から核発生する｛111｝＜011＞方
位粒の核発生・成長を抑制し、｛110｝＜001＞方位粒を
優先的に核発生・成長させるために効果的に機能する。
従って、上記磁束密度向上のメカニズムからしても、こ
れらの要件を組合せて製造プロセスを構成することによ
って、さらに高い磁束密度を有する極薄電磁鋼帯を安定
して製造し得ることは言うまでもない。

このようにして得られる本発明の極薄電磁鋼帯の磁束密
度は、第７図に示すように、従来技術によって得られる
極薄電磁鋼帯の磁束密度に比し、格段に優れている。

本発明において、出発材として用いられる｛110｝＜001
＞方位集合組織を有する一方向性電磁鋼帯は、その製造
方法を限定されない。

先に述べた、特公昭30−3651号公報、特公昭40−15644
号公報、特公昭51−13469号公報に開示され、現在、工
業生産が行なわれている代表的な製造プロセスによって
得られる一方向性電磁鋼板或は、荒井等により、Met.Tr
ans.A17（1986）,p.1295に開示されている。たとえば4.
5％Si−Feの急冷薄帯を冷間圧延、焼鈍して得られる一
方向性電磁鋼板を出発材として用いることができる。本
発明で用いる出発材は、Si≦8.0％を含有するものがよ
い。Si含有量が8.0％を超えると、飽和磁束密度が1.7T
以下となり、磁性材料としては不適当となるのみなら
ず、冷間圧延時に材料に割れを生じ易くなる。

特に、Si含有量が２〜４％の材料は、飽和磁束密度が1.
95T以上と高く、冷延性も優れている。その他、Mn、A
l、Cr、Ni、Cu、Ｗ、Co等が不純物として混入していて
も差し支えない。このような成分系をもつ出発材は、表
面皮膜を除去された後冷間圧延され、次いで、Feが酸化
されることのない組成および露点をもつ雰囲気中で焼鈍
され、一次再結晶を完了する。一次再結晶焼鈍に用いる
雰囲気用ガスとしては、窒素、アルゴン等の不活性ガ
ス、或は水素または前記不活性ガスと水素の混合ガスを
用いることができる。一次再結晶焼鈍後、極薄電磁鋼帯
は、絶縁性を付加するために、たとえば特公開53−2837
5号公報に開示されている絶縁皮膜を形成され、製品と
される。

〔実施例〕

実施例１ 重量で、Si:3.3％、Mn:0.1％、C:0.001％、N:0.002％、
Al:0.002％、S:0.001％、残部が実質的にFeからなる、
特開昭59−215419号公報に開示されていると同じ一方向
電磁鋼帯（B₈＝1.98Tesla、粒径:R_D＝45mm、R_C＝500m
m、板厚:170μｍ）を、酸洗してグラス皮膜を除去した
後、冷間圧延して50μｍの最終板厚とした。次いで、水
素雰囲気中で800℃×２分間の焼鈍を施した後、N₂雰囲
気中で絶縁皮膜形成焼鈍を施した。

こうして得られら製品に、レーザを照射し磁区細分化処
理を施した。レーザ照射前後の、周波数400Hz/1000Hzに
おける製品の磁性を、第８図（ａ），（ｂ）に示す。

従来技術によって製造された市販品と比較すると、たと
えば周波数400Hz、磁束密度1.5Tでの鉄損値は、市販品
が15W/kgであるのに対し、本発明品は11W/kgであり、さ
らにレーザ照射したものは8W/kgである。本発明による
製品の鉄損値が如何に低いものであるかが分る。

特に、1.7Tといった高励磁域における鉄損値は、従来の
データにはない。

本発明による製品は、このような高励磁域において使用
可能であり、かつ鉄損が低いという優れた特徴を有す
る。

実施例２ 実施例１におけると同一の冷間圧延薄帯を、水素雰囲気
中、800℃で２分間焼鈍し、次いで、1200℃で10時間焼
鈍した。然る後、材料に実施例１におけると同様に絶縁
皮膜形成および磁区細分化処理を施して得られた製品の
磁気測定を行った。

結果は、以下の通りである。

B₈＝2.02T Ｗ_15/400＝6.5W/kg Ｗ_17/400＝8.5W/kg Ｗ_19/400＝12.5W/kg Ｗ_15/1000＝20W/kg Ｗ_17/1000＝27W/kg 上記材料の800℃×２分および800℃×２分＋1200℃×10
時間での焼鈍後の粒組織を、第９図（ａ）および（ｂ）
に夫々示す。

800℃での焼鈍後の材料の平均粒径は、約50μｍであ
る。その後1200℃で焼鈍することによって、粒径が約10
0μｍまで成長していることが分る。

実施例３ 重量で、Si:3.0％、Mn:0.06％、C:0.003％、N:0.002
％、Al:0.001％、S:0.001％、Sn:0.07％、残部が実質的
にFeからなる一方向性電磁鋼板（B₈＝1.88T、粒径:R_D＝
5mm、R_C＝3mm、板厚:230μｍ）を、酸洗してグラス皮膜
を除去した後、冷間圧延を施して50μｍの最終板厚とし
た。然る後、N₂:25％＋H₂:75％の雰囲気中で、850℃で1
0分間焼鈍した。こうして得られた製品の磁束密度は、B
₈＝1.91Tであった。

実施例４ 磁束密度（B₈値）が1.90〜1.92Tで、Sn含有量が0.00％
および0.06％である２種類の一方向性電磁鋼帯（Si:3.0
〜3.3％）を、平均粒径が２〜20mmのものと40〜60mmの
ものとに選別した。この出発材に圧下率:75％で50μｍ
まで冷間圧延を施した。然る後、この材料を水素雰囲気
中、850℃で10分間焼鈍した。こうして得られた製品の
磁気特性を第２表に示す。

実施例５ 磁束密度（B₈値）が1.90〜1.95Tで、Sn含有量が0.00％
および0.06％である２種類の一方向性電磁鋼帯（Si:3.0
〜3.3％）を、平均粒径が２〜20mmのものと、40〜60mm
のものとに選別した。この出発材を、圧下率75％で冷間
圧延して50μｍの最終板厚とした。然る後、水素雰囲気
中、500℃で５分間焼鈍した後昇温し900℃で10分間焼鈍
し一次再結晶を完了させた。

このようにして得られた製品の磁気特性を、第３表に示
す。

実施例６ 出願人会社から既に特願平１−82236号にて提案してい
る方法で製造した、Mn:0.1％、C:0.002％、N:0.002％、
Al:0.01％、S:0.002％、残部が実質的にFeからなる一方
向性電磁鋼帯（B₈＝2.01T、粒径:R_D＝12mm、R_C＝8mm、
板厚:500μｍ）を、酸洗してグラス皮膜を除去した後、
冷間圧延して150μｍの最終板厚とした。然る後、水素
雰囲気中、550℃で５分間焼鈍した後昇温して850℃で10
分間焼鈍し一次再結晶を完了させた。

こうして得られた製品の磁束密度（B₈値）は、1.99Tで
あった。

実施例７ 重量で、Si:3.2％、Mn:0.05％、C:0.002％、N:0.001
％、Al:0.002％、S:0.001％、Sb:0.02％、残部：実質的
にFeからなる一方向性電磁鋼帯（B₈＝1.89T、粒径:R_D＝
6mm、R_C＝6mm、板厚:280μｍ）を、酸洗してグラス皮膜
を除去した後、冷間圧延して60μｍの最終板厚とした。
然る後、H₂:100％の雰囲気中、800℃で５分間焼鈍し
た。

このようにして得られた製品の磁束密度（B₈値）は、1.
89Tであった。

（発明の効果） 本発明によって得られた製品は、下記のような優れた磁
気特性を有する。

（１） 励磁力800A/Mにおける磁束密度が、たとえば３
％Siの場合、1.84〜1.95Tと、従来技術によって得られ
た製品の磁束密度に比し、約0.2〜0.4Tも高い。

（２） 製品の鉄損値、たとえばＷ_15/400は、従来技術
によって得られた製品の鉄損値の約50％であり、極めて
低い値を示す。特に、1.5T以上の高励磁における鉄損値
は、前例がない。

このような本発明品を、変圧器わけても高周波電源用変
圧器に用いれば、小型化、効率化の面で顕著な効果をも
たらす。また、本発明品は、制御素子を適用して大きな
効果がある。

【図面の簡単な説明】

第１図（ａ）は、種々の方法で製造した極薄電磁鋼帯の
磁束密度と鉄損の関係を示す図、第１図（ｂ）は、周波
数と鉄損の関係を、極薄電磁鋼帯の磁束密度水準別に示
す図、第２図は、本発明の知見を得る基礎となった実験
の結果得られた製品の集合組織を示す極点図、第３図
は、本発明のSnを添加した極薄電磁鋼帯の磁束密度（B₈
値）とSn含有量の関係を示す図、第４図は、本発明のSn
添加材と無添加材における冷延率と製品の磁束密度の関
係を示す図、第５図は、本発明の知見を得る基礎となっ
た実験の結果得られた製品の磁束密度と、一次再結晶焼
鈍における温度・時間関係領域との関係を示す図、第６
図は、一次再結晶焼鈍における昇温速度と磁束密度の関
係を示す図、第７図は、製品板厚と磁束密度（B₈値）の
関係を、本発明によって得られる製品と従来技術によっ
て得られる製品について示す図、第８図（ａ）は、1000
Hzにおける、励磁強度と鉄損の関係を本発明品と従来技
術によって得られた製品と対比して示す図、第８図
（ｂ）は、400Hzにおける、励磁強度と鉄損の関係を本
発明品と従来技術によって得られた製品と対比して示す
図、第９図（ａ），（ｂ）は、本発明の実施例２におけ
る材料の800℃×２分および800℃×２分＋1200℃×10時
間での焼鈍後の粒組織を示す図、第10図は本発明の実験
に使用した出発材の粒界近傍から発生した一次再結晶粒
の結晶方位を示す金属組織顕微鏡写真（ａ）とそれを模
写的に示した図（ｂ）である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｆ 1/16 (72)発明者 野沢 忠生 福岡県北九州市八幡東区枝光１―１―１ 新日本製鐵株式會社第３技術研究所内 (72)発明者 本城 修 東京都千代田区大手町２―６―３ 新日本 製鐵株式會社内 (72)発明者 中山 正 福岡県北九州市八幡東区枝光１―１―１ 新日本製鐵株式會社第３技術研究所内

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量で、Si≦８％、残部が実質的にFeから
   なり、板厚≦150μｍ、平均粒径≦1.0mmで｛110｝＜001
   ＞方位集合組織を有し、磁束密度B₈/Bs＞0.9（Bs:その
   成分系での飽和磁束密度）である鉄損が低く磁束密度が
   高い極薄電磁鋼帯。
2. 【請求項２】重量で、Si≦８％、残部が実質的にFeから
   なり、｛110｝＜001＞方位集合組織を有し、磁束密度B₈
   /Bs＞0.9でありかつ、平均結晶粒径が、圧延方向および
   圧延方向に直角な方向（鋼帯幅方向）にそれぞれ20mm以
   上および40mm以上の結晶粒をもつ一方向性電磁鋼帯に、
   60〜80％の圧下率を適用する少なくとも１回の冷間圧延
   を施して150μｍ以下の最終板厚とし、次いで一次再結
   晶焼鈍を施すことを特徴とする鉄損が低く磁束密度が高
   い極薄電磁鋼帯の製造方法。
3. 【請求項３】重量で、Si≦８％、残部が実質的にFeから
   なり、｛110｝＜001＞方位集合組織を有し、磁束密度B₈
   /Bs＞0.9でありかつ、平均結晶粒径が、圧延方向および
   圧延方向に直角な方向（鋼帯幅方向）にそれぞれ20mm以
   上および40mm以上の結晶粒をもつ一方向性電磁鋼帯に、
   60〜80％の圧下率を適用する少なくとも１回の冷間圧延
   を施して150μｍ以下の最終板厚とし、次いで一次再結
   晶焼鈍を施すに際し、一次再結晶完了前に下式で定義さ
   れる温度・時間関係領域に保持した後昇温し一次再結晶
   を完了させることを特徴とする鉄損が低く磁束密度が高
   い極薄電磁鋼帯の製造方法。 400℃≦Ｔ≦700℃ 20（秒）≦ｔ＜（−6T（℃）＋4400）（秒）
4. 【請求項４】重量で、Si≦８％、SnおよびSbの１種また
   は２種を0.005〜0.30％含有し、残部が実質的Feからな
   り、板厚≦150μｍ、平均粒径≦1.0mmで｛110｝＜001＞
   方位集合組織を有し、磁束密度B₈/Bs＞0.9（Bs:その成
   分系での飽和磁束密度）である鉄損が低く磁束密度が高
   い極薄電磁鋼帯。
5. 【請求項５】重量で、Si≦８％、SnおよびSbの１種また
   は２種を0.005〜0.30％含有し、残部が実質的にFeから
   なり｛110｝＜001＞方位集合組織を有し、磁束密度B₈/B
   s＞0.9である一方向性電磁鋼帯を、60〜90％の圧下率を
   適用する少なくとも１回の冷間圧延を施して150μｍ以
   下の最終板厚とし、次いで一次再結晶焼鈍を施すことを
   特徴とする鉄損が低く磁束密度が高い極薄電磁鋼帯の製
   造方法。
6. 【請求項６】重量で、Si≦８％、SnおよびSbの１種また
   は２種を0.005〜0.30％含有し、残部が実質的Feからな
   り｛110｝＜001＞方位集合組織を有し、磁束密度B₈/Bs
   ＞0.9である一方向性電磁鋼帯を、60〜90％の圧下率を
   適用する少なくとも１回の冷間圧延を施して150μｍ以
   下の最終板厚とし、次いで一次再結晶焼鈍を施すに際
   し、一次再結晶完了前に下式で定義される温度・時間関
   係領域に保持した後昇温し一次再結晶を完了させること
   を特徴とする鉄損が低く磁束密度が高い極薄電磁鋼帯の
   製造方法。 400℃≦Ｔ≦700℃ 20（秒）≦ｔ＜（−6T（℃）＋4400）（秒）
7. 【請求項７】重量で、Si≦８％、SnおよびSbの１種また
   は２種を0.005〜0.30％含有し、残部が実質的Feからな
   り、｛110｝＜001＞方位集合組織を有し、磁束密度B₈/B
   s＞0.9でありかつ、平均結晶粒径が圧延方向および圧延
   方向に直角な方向（鋼帯幅方向）にそれぞれ20mm以上お
   よび40mm以上の結晶粒をもつ一方向性電磁鋼板に、60〜
   90％の圧下率を適用する少なくとも１回の冷間圧延を施
   して150μｍ以下の最終板厚とし、次いで一次再結晶焼
   鈍を施すことを特徴とする鉄損が低く磁束密度が高い極
   薄電磁鋼帯の製造方法。
8. 【請求項８】重量で、Si≦８％、SnおよびSbの１種また
   は２種を0.005〜0.30％含有し、残部が実質的Feからな
   り、｛110｝＜001＞方位集合組織を有し、磁束密度B₈/B
   s＞0.9でありかつ、平均結晶粒径が圧延方向および圧延
   方向に直角な方向（鋼帯幅方向）にそれぞれ20mm以上お
   よび40mm以上の結晶粒をもつ一方向性電磁鋼帯に、60〜
   90％の圧下率を適用する少なくとも１回の冷間圧延を施
   して150μｍ以下の最終板厚とし、次いで一次再結晶焼
   鈍を施すに際し、一次再結晶完了前に下式で定義される
   温度・時間関係領域に保持した後昇温し一次再結晶を完
   了させることを特徴とする鉄損が低く磁束密度が高い極
   薄電磁鋼帯の製造方法。 400℃≦Ｔ≦700℃ 20（秒）≦ｔ＜（−6T（℃）＋4400）（秒）