WO2014034128A1 - 鉄心用方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

鉄心用方向性電磁鋼板およびその製造方法 Download PDF

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岡部　誠司
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Definitions

  • the present invention relates to a grain-oriented electrical steel sheet used for transformer core applications and a method for manufacturing the grain-oriented electrical steel sheet.
  • Patent Document 1 discloses a method of manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic flux density and iron loss by optimizing the annealing conditions before final cold rolling.
  • Patent Document 3 discloses that the iron loss W 17/50 , which was 0.80 W / kg or more before irradiation, is reduced to 0.65 W / kg or less by irradiating a plasma arc to the steel sheet after secondary recrystallization. Techniques for reducing are shown.
  • Patent Document 4 discloses a technique for obtaining a transformer material with low iron loss and low noise by optimizing the film thickness and the average width of magnetic domain discontinuities formed on the steel plate surface by electron beam irradiation. It is shown.
  • JP 2012-1741 A Japanese Patent Publication No. 06-22179 JP 2011-246782 JP JP 2012-52230 A JP 2003-27196 A JP 2007-2334 JP 2005-248291 A JP 2008-106288 A JP 2008-127632 A
  • the low iron loss material with grooves shown in the above-mentioned patent document 2 is applied to a steel plate that has been subdivided into magnetic domains by introducing thermal strain with a plasma arc or laser, etc., in the process of manufacturing a wound transformer.
  • This is advantageous in that the magnetic domain refinement effect does not disappear even after strain relief annealing.
  • the magnetic domain subdivision by the groove formation has a problem that the effect of reducing the iron loss is slightly small, and the magnetic flux density is reduced by the volume reduction of the ground iron by the groove formation.
  • Transformers that use grain-oriented electrical steel sheets are not necessarily used only for excitation at 1.7T, but small transformers are used with a magnetic flux density of about 1.5T, while large transformers use 1.8T. It is often used in a magnetic flux density range exceeding.
  • the grain-oriented electrical steel sheet used for iron cores such as transformers preferably has a low iron loss over a magnetic flux density range of about 1.5T to 1.9T. .
  • Fig. 1 shows the effect of excitation magnetic flux density on transformer iron loss in different samples.
  • samples A and B show the same iron loss, but when excited at 1.5T and 1.9T, there is a clear difference between the iron losses of samples A and B. It can be seen that Thus, it has been clarified that a steel sheet exhibiting a good iron loss in excitation at 1.7 T is not necessarily a good iron loss under other excitation conditions.
  • Examples of techniques for reducing iron loss in a magnetic flux density range other than 1.7T include those disclosed in Patent Document 5 and Patent Document 6.
  • the former includes a technology for reducing the ratio of W 19/50 to W 17/50 to 1.6 or less by changing the heating rate and atmosphere during decarburization annealing as a method for producing materials that do not use the magnetic domain refinement method. It is shown.
  • this technique has a problem in that, for example, the addition of Bi is necessary and the steel composition is limited, so the cost of the slab used as a raw material increases, and secondary recrystallization in the steel is not stable. is there.
  • the latter shows a technique for reducing the iron loss at an excitation magnetic flux density of 1.9 T by optimizing the irradiation condition of the laser for irradiating the steel sheet.
  • this technique is intended to be applied to an iron core that is subjected to strain relief annealing, as in the groove forming technique shown in the above-mentioned Patent Document 2, a recess is formed on the surface of the steel sheet. There has been a problem that the magnetic flux density is small.
  • the present invention has been developed in view of the above-described situation, and has a transformer core loss in an excitation range of 1.5 to 1.9 T, and thereby provides a directional electrical steel sheet for an iron core with less energy loss during operation of the transformer. It is intended to provide with an advantageous manufacturing method.
  • the inventors have conducted extensive studies to solve the above-mentioned problems, and as a result, by optimizing the stress distribution in the steel, extremely low iron loss is obtained in all excitation magnetic flux density regions of 1.5 T or more. I found out that I could get it.
  • Patent Literature 7 and Patent Literature 8 disclose a technique for reducing iron loss by optimizing the stress distribution after laser irradiation.
  • Patent Document 8 shows that the steel sheet can be reduced in iron loss by setting the compressive residual stress in the rolling direction in the range of 0.02 kgf or more and 0.08 kgf or less as an integrated value in the rolling section. Yes.
  • the stress (tensile stress in the plate thickness direction and compressive stress in the rolling direction) inside the steel plate is formed as a magnetic domain (auxiliary magnetic domain) different from the main magnetic domain magnetized in the rolling direction, as shown in Patent Document 7 mentioned above.
  • auxiliary magnetic domain auxiliary magnetic domain
  • the effect of reducing the eddy current loss works effectively to the high magnetic field region, and the low iron loss is obtained. Conceivable.
  • auxiliary magnetic domain when an auxiliary magnetic domain is formed, the main magnetic domain is subdivided to reduce eddy current loss. The reason is not necessarily clear, but the depth of the auxiliary magnetic domain in the thickness direction has a strong influence on the eddy current loss, and as the depth increases, the effect of reducing eddy current loss increases. It is done. The same mechanism is considered in the groove forming material described in Non-Patent Document 1, for example.
  • the inventors have not only obtained low iron loss (W 17/50 ) even if there is a strong stress of 150 MPa or more inside the steel plate, but also extremely low iron up to a high excitation magnetic flux density region up to 1.9T. We have found that a loss can be obtained. Moreover, as a stress distribution in steel, a stress of 150 MPa or more is formed in a range of 300 ⁇ m or less in the rolling direction and in a range of 42 ⁇ m or more in the plate thickness direction. In addition, it was also found that the above-mentioned effects can be obtained by forming them periodically at intervals of 2 to 10 mm or less.
  • the electron beam emitted from LaB 6 has a beam diameter (measured by the slit method) of 0.2. It became clear that the beam had a very high energy density of less than mm. Conventional electron beams often use tungsten filaments and have the advantage of being inexpensive, but the beam diameter was about 0.3 mm during just focus (see Table 1).
  • the laser conditions are adjusted so that the residual stress is 150 MPa or more, a large output is inevitably required. As a result, the coating on the surface of the irradiated steel plate is damaged, and the ground iron melts.
  • the space factor of the iron core is lost.
  • the residual stress is less than 150 MPa, the residual stress that stabilizes the reflux magnetic domain formed in the laser irradiation part is low. Therefore, especially during high magnetic field excitation, the reflux magnetic domain is considered to be advantageous for transformer iron loss.
  • transformers as iron cores
  • the inventors have considered that the above problem can be solved by an electron beam method that easily suppresses film damage, and conducted several experiments to clarify the following.
  • it is important to irradiate an extremely high intensity beam. It was found that it is effective to use LaB 6 as the cathode material as the source. It was also found that by increasing the acceleration voltage to 90 kV or higher, damage to the film can be suppressed even when irradiated with a high-intensity beam.
  • the present invention is based on the above findings.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1. In the direction-oriented electrical steel sheet for iron cores having linear distortion in the direction of 60 to 120 ° with respect to the rolling direction in the steel sheet surface, In the vicinity of the linear strain, there is a residual stress formation region to which a residual stress of 150 MPa or more is applied in a range within 300 ⁇ m with respect to the rolling direction and in a range of 42 ⁇ m or more with respect to the plate thickness direction, A directional electrical steel sheet for iron cores having excellent transformer core loss in an excitation range of 1.5 to 1.9 T, wherein the linear distortion is periodically formed at intervals of 2 to 10 mm in the rolling direction.
  • the iron core is irradiated with an electron beam applied at a voltage of 90 kV or more, and is excellent in transformer iron loss in an excitation range of 1.5 to 1.9 T.
  • the iron core is irradiated with an electron beam applied at a voltage of 90 kV or more, and the transformer core loss is excellent in an excitation region of 1.5 to 1.9 T.
  • a method of manufacturing a magnetic steel sheet for iron core is irradiated with an electron beam applied at a voltage of 90 kV or more, and the transformer core loss is excellent in an excitation region of 1.5 to 1.9 T.
  • the component composition of the slab used in the present invention may be any component composition that causes secondary recrystallization.
  • an inhibitor for example, when using an AlN-based inhibitor, Al and N, and when using an MnS / MnSe-based inhibitor, at least one of Mn, Se, and S An appropriate amount of these may be contained, and both inhibitors may be used in combination.
  • Al, N, S and Se suitable for exhibiting the inhibitor effect are Al: 0.01 to 0.065 mass%, N: 0.005 to 0.012 mass%, S: 0.005 to 0.03 mass% and Se: 0.005, respectively. ⁇ 0.03% by mass.
  • the present invention can also be applied to grain-oriented electrical steel sheets in which the content of Al, N, S, and Se is limited and that does not use an inhibitor.
  • the amounts of Al, N, S and Se are preferably suppressed to Al: 100 mass ppm or less, N: 50 mass ppm or less, S: 50 mass ppm or less, and Se: 50 mass ppm or less, respectively.
  • suitable basic components and optional additive components of the slab for grain-oriented electrical steel sheets are as follows.
  • C 0.08% by mass or less
  • the content is preferably 0.08% by mass or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but it can be industrially reduced to about 0.0005% by mass.
  • Si 2.0-8.0% by mass Since Si is an element that increases the electric resistance of the ground iron and improves the eddy current loss, it is preferably added to 2.0% by mass or more. On the other hand, if it exceeds 8.0% by mass, the magnetic flux density is remarkably lowered, so the Si content is preferably in the range of 2.0 to 8.0% by mass.
  • Mn 0.005 to 1.0 mass%
  • Mn is an element necessary for improving the hot workability. However, if the content is less than 0.005% by mass, the effect of addition is poor, while if it exceeds 1.0% by mass, the magnetic flux density of the product plate decreases. Accordingly, the Mn content is preferably in the range of 0.005 to 1.0 mass%.
  • Ni 0.03-1.50% by mass
  • Sn 0.01-1.50% by mass
  • Sb 0.005-1.50% by mass
  • Cu 0.03-3.0% by mass
  • P 0.03-0.50% by mass
  • Mo 0.005-0.10% by mass
  • Cr At least one Ni selected from 0.03 to 1.50% by mass is an element useful for improving the magnetic properties by improving the hot rolled sheet structure.
  • the content is less than 0.03% by mass, the effect of improving the magnetic properties is small.
  • it exceeds 1.50% by mass the secondary recrystallization becomes unstable and the magnetic properties deteriorate.
  • the amount of Ni is preferably in the range of 0.03 to 1.50% by mass.
  • Sn, Sb, Cu, P, Mo, and Cr are all less effective for improving the magnetic properties if they are less than the lower limit of each component described above. Since the development of the next recrystallized grains is hindered, it is preferable to contain them in the above ranges.
  • the balance other than the above components is inevitable impurities and Fe mixed in the manufacturing process.
  • the slab having the above-described component composition is heated to perform hot rolling.
  • it may be hot-rolled immediately without heating, or in the case of a thin cast slab, the hot-rolling may be omitted and the process may proceed as it is.
  • hot-rolled sheet annealing is performed as necessary.
  • the range of 800 to 1100 ° C. is suitable as the hot-rolled sheet annealing temperature.
  • the hot-rolled sheet annealing temperature is less than 800 ° C, a band-like structure remains in hot rolling, making it difficult to obtain a sized primary recrystallized structure and inhibiting the development of secondary recrystallization. .
  • hot-rolled sheet annealing After hot-rolled sheet annealing, cold rolling is performed once or two or more times with intermediate annealing between them, and after processing to a desired sheet thickness, recrystallization annealing is performed. Thereafter, an annealing separator is applied, and final finish annealing is performed for the purpose of secondary recrystallization and forsterite film formation. It is effective to perform flattening annealing in order to correct distortion generated due to the influence of a coil set or the like during final finish annealing.
  • an insulating coating is applied to the steel sheet surface before or after planarization annealing.
  • this insulating coating means a coating (hereinafter referred to as tension coating) that can apply tension to a steel sheet in order to reduce iron loss.
  • tension coating examples include silica-containing inorganic coating, physical vapor deposition, and ceramic coating by chemical vapor deposition.
  • the magnetic domain fragmentation treatment is performed by irradiating the surface of the steel sheet with an electron beam under the following conditions on the grain-oriented electrical steel sheet after the final finish annealing or tension coating described above.
  • Electron beam source material LaB 6
  • LaB 6 is extremely advantageous for outputting a high-intensity beam, and is considered suitable for forming stress in steel within a predetermined range. That is, the electron beam generated from LaB 6 can be formed with a predetermined stress area deepened in the plate thickness direction and less spread in the rolling direction.
  • Accelerating voltage 40-300kV
  • the acceleration voltage is higher, there is an advantage that the acceleration voltage is less likely to be affected by scattering due to residual gas in the processing chamber.
  • the acceleration voltage range is about 40 to 300 kV.
  • the surface of the linear strain forming part is preferably an insulating film having no exposed portion of the ground iron, but an acceleration voltage of 90 kV or more is required to suppress damage to the steel sheet.
  • Table 2 shows the results of film damage and residual stress on the electron beam irradiated part of grain-oriented electrical steel sheets that were subdivided into magnetic domains by irradiating an electron beam with an output of 0.6kW and beam diameter (beam half width): 0.2mm from LaB 6. Show. The beam diameter was adjusted by the working distance and the convergence current. The film damage was evaluated as ⁇ when there was no damage, and as x when there was damage.
  • the residual stress (in the present invention, simply referring to the stress means a residual stress) was evaluated as ⁇ when the residual stress range of 150 MPa or more was 42 ⁇ m or more in the plate thickness direction and 300 ⁇ m or less in the rolling direction. From this, it was found that the coating damage can be suppressed if the acceleration voltage is 90 kV or higher under the conditions for forming a stress of 150 MPa.
  • Line spacing 2-10mm
  • the electron beam is radiated from the width end of the steel sheet to the other width end in a straight line or a point sequence, and this is periodically repeated in the rolling direction.
  • This interval (line interval) needs to be 2 to 10 mm.
  • the line spacing is narrow, the strain region formed in the steel becomes excessively large, and the iron loss (hysteresis loss) deteriorates.
  • the line spacing is too wide, the magnetic domain refinement effect is poor and the iron loss is not improved.
  • Line angle 60 to 120 °
  • the angle between the rolling direction of the steel sheet and the direction from the start point to the end point of the linear irradiation is the present invention. Then, it is called a line angle.
  • This line angle is 60 to 120 ° with respect to the rolling direction. If it deviates from the above range, the beam irradiation area of the steel sheet is excessively increased and the hysteresis loss is deteriorated.
  • the line shape in the present invention may be not only a straight line but also a dotted line or a discontinuous line, and the line angle at that time is an angle formed by a straight line connecting the start point and the end point of the dotted line or the discontinuous line with the rolling direction.
  • the residual stress in the steel is formed at a period of the point sequence interval, except when the point sequence interval is extremely small.
  • the interval between the residual stress forming portions of 150 MPa or more in the direction of linear strain is 0.15 mm (150 ⁇ m) or more, extremely good iron loss is obtained at a high magnetic flux density (extremely high).
  • the distance between points that exist in a line or between residual stress forming parts of 150 MPa or more between continuous lines should be 0.8 mm (800 ⁇ m) or less. It is preferable. This is because if the irradiation region (stress formation region) is excessively small, the effect of improving eddy current loss may be poor.
  • Processing chamber pressure 3 Pa or less
  • the processing chamber pressure is preferably 3 Pa or less.
  • a lower limit is not specifically limited.
  • the steel sheet according to the present invention has a linear strain in the direction of 60 to 120 ° from the rolling direction in the steel sheet surface, and the stress exists in the vicinity of the strain region, and the stress is , Compressive stress in the rolling direction, tensile stress in the thickness direction, or tensile stress in the direction perpendicular to the rolling direction.
  • the vicinity of the linear strain is where stress due to the linear strain exists as described above, but specifically, it is a region formed within 500 ⁇ m from the electron beam irradiation part.
  • the magnetization direction is stabilized in terms of magnetoelastic energy when it is turned 90 ° from the compression direction in the presence of compressive stress, and is stabilized when it is turned in the tensile direction in the presence of tensile stress. To do. Therefore, when the stress is formed, the main magnetic domain originally oriented in the rolling direction becomes unstable, so that auxiliary magnetic domains oriented in another direction are formed.
  • Maximum stress in steel 150 MPa or more
  • the above auxiliary magnetic domain has a higher excitation region as the above-mentioned stress (compressive stress in the rolling direction, tensile stress in the thickness direction, or tensile stress in the direction perpendicular to the rolling direction) is larger. It is thought that it will stabilize.
  • FIG. 2 (a) the maximum value of the stress on the W 19/50 the effect of (maximum residual stress), and the maximum stress on the ratio of W 19/50 vs. W 17/50 in FIG. 2 (b) The influence of each is shown.
  • W 19/50 the ratio of W 17/50 became 1.60 or less.
  • all the data in the figure is the data after the magnetic domain refinement processing is performed on steel sheets having the same magnetic properties.
  • W 15/50 is 0.51 W / kg
  • W 17/50 is 0.69 to 0.70 W / kg.
  • the spread in the steel plate thickness direction of the residual stress formation region of 150 MPa or more was 42 to 48 ⁇ m
  • the spread of the residual stress formation region of 150 MPa or more in the steel plate width direction was 200 to 220 ⁇ m.
  • the stress spread was measured by the method described later.
  • the direction of the maximum stress was mainly the plate thickness direction. In that case, the maximum stress in the rolling direction was 30 MPa or more.
  • the upper limit of the maximum stress in steel is not particularly limited, but about 600 MPa is the practical upper limit.
  • Fig. 3 (a) shows the influence of the spread in the thickness direction of the stress formation region with a magnitude of 150MPa or more on W 17/50
  • Fig. 3 (b) shows the eddy current loss We 17/50
  • the graph shows the influence of the spread in the thickness direction of the stress formation region with a size of 150 MPa or more. It was confirmed that the eddy current loss and the iron loss were reduced as the region of 150 MPa or more expanded in the plate thickness direction.
  • the stress forming region having a size of 150 MPa or more spreads by 42 ⁇ m or more in the thickness direction, an excellent iron loss of 0.70 W / kg or less is obtained.
  • all the data in the figure are data after performing magnetic domain fragmentation on steel sheets having the same magnetic properties, and the maximum stress in the steel was in the range of 255 to 300 MPa.
  • the width in the region of 150 MPa or more was 180 to 225 ⁇ m.
  • the upper limit in the thickness direction of the residual stress formation region of 150 MPa or more is not particularly limited, but about 100 ⁇ m is the practical upper limit.
  • Residual stress formation region of 150 MPa or more Within 300 ⁇ m in the rolling direction Even if the residual stress formation region expands in the steel plate rolling direction and an auxiliary magnetic domain is newly formed, the amount of free magnetic poles generated at the boundary between the main magnetic domain and the auxiliary magnetic domain is Since it is considered that there is almost no change, it is considered that the new formation of the auxiliary magnetic domain does not particularly affect the magnetic domain subdivision. On the other hand, since there is distortion in the residual stress formation region, excessive expansion increases hysteresis loss. Therefore, the residual stress formation region of 150 MPa or more is within 300 ⁇ m in the rolling direction.
  • the lower limit in the rolling direction of the residual stress formation region of 150 MPa or more is not particularly limited, but about 20 ⁇ m is a practical lower limit.
  • Fig. 4 (a) shows the effect of the spread in the rolling direction of the stress formation region where the magnitude of W 17/50 is 150 MPa or more
  • Fig. 4 (b) shows the magnitude of the hysteresis loss Wh 17/50.
  • 2 shows the influence of the spread in the rolling direction of the formation region of stress of 150 MPa or more.
  • the hysteresis loss increases and the iron loss increases as the region of 150 MPa or more expands in the steel plate rolling direction.
  • the hysteresis loss increases excessively to 0.35 W / kg or more, resulting in an iron loss greater than 0.70 W / kg.
  • all the data in the figure are data after performing magnetic domain refinement on steel sheets having the same magnetic properties, and the maximum stress was 270 to 300 MPa. Further, the spread of stress in the thickness direction was 45 to 50 ⁇ m.
  • the stress distribution of the steel sheet was obtained by using CrossCourt Ver.3.0 (BLG Productions Bristol) and the strain distribution measured by the EBSD-wilkinson method using the elastic modulus of 3% Si-Fe.
  • a method using an X-ray diffraction method may be used.
  • the measurement in the present invention was performed at a measurement pitch of 5 ⁇ m in the range of the thickness of the steel sheet in the rolling direction with a thickness of 600 ⁇ m or more in the rolling direction and the total thickness of the steel sheet.
  • the distortion-free reference point necessary for distortion measurement was set at the end of the measurement field so that the strain distribution was symmetric at the center of the field.
  • the manufacturing method of the grain-oriented electrical steel sheet which performs the magnetic domain subdivision process using a conventionally well-known electron beam is applicable.
  • cold rolling was performed again to obtain a cold-rolled sheet having a sheet thickness of 0.23 mm.
  • final finish annealing for the purpose of secondary recrystallization and purification was performed at 1180 ° C. for 60 hours. Subsequently, a tension coating composed of 50% colloidal silica and magnesium phosphate was applied, and the iron loss was measured.
  • the iron loss W 17/50 was 0.83 to 0.86 W / kg. Then, the magnetic loss was measured by applying a magnetic domain fragmentation treatment in which an electron beam was irradiated under each irradiation condition described in Table 3 at a line angle of 90 ° and a processing chamber pressure of 0.1 Pa. Table 4 shows the results.
  • W 15/50 is 0.52 W / kg or less
  • W 17/50 is 0.70 W / kg or less
  • W 19/50 is 1.11 W / kg or less, and a steel sheet having extremely low iron loss can be obtained even in a high excitation region.

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Abstract

　本発明に従い、歪み領域の近傍に、150MPa以上の残留応力を、圧延方向に対して300μm以内の範囲、かつ板厚方向に対して42μm以上の範囲に存在させ、さらに上記歪み領域を、圧延方向に２～10mmの間隔で周期的に形成することによって、1.5～1.9Tの励磁領域における変圧器鉄損が優れることで、変圧器の動作時におけるエネルギ損失が少ない鉄心用方向性電磁鋼板を得ることができる。

Description

鉄心用方向性電磁鋼板およびその製造方法
　本発明は、変圧器の鉄心用途に使用される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。
　近年、エネルギ使用の効率化が進み、変圧器の動作時におけるエネルギ損失の縮小が求められている。変圧器で生じる損失には、主に導線に生じる銅損と鉄心に生じる鉄損がある。さらに鉄損は、ヒステリシス損と渦電流損に分離することが可能であり、ヒステリシス損の低減には、素材の結晶方位の改善や、不純物の低減などが有効であることが知られている。
　例えば、特許文献１には、最終冷延前の焼鈍条件を適正化することによって、磁束密度と鉄損に優れた方向性電磁鋼板を製造する方法が示されている。
　一方で、渦電流損は、板厚の低減や、Siの添加量を増大する他に、鋼板表面への溝形成や歪みの導入によって、劇的に改善することが知られている。
　例えば、特許文献２には、鋼板の片表面に線状の溝を、溝巾：300μm以下、溝深さ：100μm以下として形成することによって、溝形成前には0.80W/kg以上であった鉄損Ｗ17/50を、0.70W/kg以下に低減する技術が示されている。
　また、特許文献３には、２次再結晶後の鋼板にプラズマアークを照射することによって、照射前には0.80W/kg以上であった鉄損Ｗ17/50を、0.65W/kg以下に低減する技術が示されている。
　さらに、特許文献４には、被膜厚と、電子ビーム照射によって鋼板面に形成された磁区不連続部の平均幅を適正化することによって、鉄損が低く、騒音が小さいトランス用素材を得る技術が示されている。
特開2012-1741号公報 特公平06-22179号公報 特開2011-246782号公報 特開2012-52230号公報 特開2003-27196号公報 特開2007-2334号公報 特開2005-248291号公報 特開2008-106288号公報 特開2008-127632号公報
川崎製鉄技報29(1997)3,153-158
　上掲特許文献２に示した溝形成した低鉄損材は、プラズマアークやレーザなどによって熱歪みを導入して磁区細分化した鋼板に対して、巻き型変圧器の作製過程にて施される歪取り焼鈍後にも磁区細分化効果が消失しない点においては有利である。しかしながら、溝形成による磁区細分化は、鉄損低減効果がやや小さく、溝形成による地鉄の体積減少により、磁束密度が小さくなるという問題がある。
　ここで、積み型変圧器の鉄損を究極的に低くする素材を得るためには、熱歪みを鋼中に導入する手法が有利であるが、上掲特許文献３や特許文献４に示されるような方法は、いずれもＷ17/50の特性のみを評価していた。
　方向性電磁鋼板が使用される変圧器は、必ずしも1.7Tでの励磁のみで使用されるわけではなく、小型変圧器では1.5T程度の磁束密度で使用される一方、大型の変圧器では1.8Ｔを超える磁束密度範囲で使用されることが少なくない。
　従って、変圧器メーカの設計自由度向上などの観点からは、変圧器などの鉄心に使用される方向性電磁鋼板は、1.5Tから1.9T程度の磁束密度範囲にわたって、鉄損が低いことが好ましい。
　図１には、異なる試料における、変圧器鉄損におよぼす励磁磁束密度の影響を示す。図中、1.7Tで励磁した場合においては、試料ＡとＢで同等の鉄損を示しているが、1.5Tおよび1.9Tで励磁した場合においては、試料ＡとＢの鉄損に明瞭な差が生じていることが分かる。このように、1.7Tでの励磁において、良好な鉄損を示す鋼板が、必ずしも他の励磁条件において、良好な鉄損であるとは限らないことが明らかとなった。
　このような1.7T以外の磁束密度範囲での低鉄損化技術には、例えば、特許文献５や特許文献６に開示された技術がある。前者には、磁区細分化方法を用いない素材の製造方法として、脱炭焼鈍時の昇温速度や雰囲気を変えることによって、Ｗ17/50に対するＷ19/50の比を1.6以下にする技術が示されている。しかしながら、この技術は、Biの添加が必要になるなど、鋼組成に制限があるため、素材となるスラブのコストが増大し、さらには、鋼中の二次再結晶が安定しないなどの問題がある。
　これに対して、後者には、鋼板に照射するレーザの照射条件を適正化することによって、励磁磁束密度：1.9Tにおける鉄損を低減する技術が示されている。しかしながら、この技術は、歪取り焼鈍をする鉄心への適用を企図しているものであるため、前掲特許文献２に示した溝形成技術と同様、鋼板表面にくぼみを形成するものであり、素材の磁束密度が小さくなるという問題があった。
　本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、1.5～1.9Tの励磁領域における変圧器鉄損が優れることで、変圧器の動作時におけるエネルギ損失が少ない鉄心用方向性電磁鋼板をその有利な製造方法と共に提供することを目的とする。
　発明者らは、前述した問題を解決するために、鋭意研究を重ねた結果、鋼中の応力分布を適正化することによって、1.5T以上のすべての励磁磁束密度領域において、極めて低い鉄損が得られることを突き止めた。
　従来においても、例えば、特許文献７や特許文献８には、レーザ照射後の応力分布を適正化することによって、低鉄損化する技術が示されている。
　ここに、上掲特許文献７には、圧延方向に生じる鋼板表面に生じた引張最大応力を70～150MPaとすることによって、鋼中の渦電流損が低減し、低鉄損化できると示されている。
　また、上掲特許文献８には、圧延方向の圧縮残留応力を、圧延断面内で積分した値で0.02kgf以上0.08kgf以下の範囲とすることによって、鋼板を低鉄損化できると示されている。
　しかしながら、いずれの技術においても、規定された値を超える応力が生じた場合には、鉄損が劣化してしまうことが示されており、特に、上掲特許文献８には、「表面に生じる引張り残留応力による塑性歪みのためにヒステリシス損が増大」する可能性が示唆されている。
　他方、鋼板内部の応力（板厚方向の引張応力や圧延方向の圧縮応力）は、前掲特許文献７に示されるように、圧延方向に磁化した主磁区とは異なる磁区（補助磁区）の形成を安定化させることができる。すなわち、応力が高いほど、補助磁区が高磁場領域まで安定化するようになり、以下に示すように、渦電流損の低減効果が高磁場領域まで有効に働いて、低鉄損が得られると考えられる。
　一般に、補助磁区が形成されると、主磁区が細分化し、渦電流損が下がるとされている。理由は、必ずしも明らかになっていないが、この補助磁区の板厚方向の深さが渦電流損に強い影響をおよぼして、その深さが拡大するほど、渦電流損の低減効果が大きくなると考えられる。同様のメカニズムは、例えば、非特許文献１に記載された溝形成材にて、考察されている。
　以上の知見に基づき、さらに実験を重ねた結果、
(1)　鋼板内部において、150MPa以上の大きさを有する応力（板厚方向の引張応力、圧延方向の圧縮応力、あるいは圧延直角方向の引張応力の大きさのうちの最大値）形成領域の板厚方向深さを42μm以上とすることによって、従来よりも大きな渦電流損の低減効果が得られ、
(2)　150MPa以上の応力が形成されていても、上記渦電流損低減効果が大きいために、ヒステリシス損と渦電流損の和である鉄損は極めて低い値となり、
(3)　150MPa以上の強い応力が形成されていると、高磁場励磁領域においても、補助磁区が安定して存在し、低鉄損が得られる
ことを突き止めた。
　すなわち、発明者らは、鋼板内部に150MPa以上の強い応力があっても、低鉄損（Ｗ17/50）が得られるだけでなく、1.9Ｔまでの高励磁磁束密度領域まで、極めて低い鉄損が得られることを見出した。また、鋼中の応力分布として、150MPa以上の応力が、圧延方向に300μm以内の領域で、かつ板厚方向に42μm以上におよぶ範囲で形成されており、さらに、この歪み形成領域が、圧延方向に2～10mm以下の間隔にて周期的に形成することによって、上記効果を得ることも併せて知見した。
　さらに、このような鋼板を製造するにあたり、LaB6から放出された電子ビームを用いることが極めて有用であることを突き止めた。一般に、LaB6は高輝度ビームを出力するのに有利であることが知られており、発明者らの実験によっても、LaB6から放出される電子ビームは、ビーム径（スリット法で測定）0.2mm以下の極めて高いエネルギ密度のビームであることが明らかになった。従来の電子ビームには、タングステンフィラメントが多く使用されており、安価であるという利点はあるものの、そのビーム径はジャストフォーカス時に0.3mm程度であった（表１参照）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　ここで、上記ビーム径が小さいほどビームのエネルギ密度が高く、鋼板を局所的により高温化、膨張させることができるため、大きな応力を生じさせるに有利な手段と推定できる。また、所定の応力となる領域を板厚方向に深く付与したとしても、領域の圧延方向への応力の広がりは少ないまま形成可能になる。
　また、上掲特許文献９に、レーザ照射によって鋼板内部に形成された板厚方向残留応力を40MPa以上、降伏応力以下と適正化することによって、熱歪み導入によるヒステリシス損劣化を低減した、低鉄損素材を得る技術が示されている。
　しかしながら、特許文献９に示される技術は、レーザピーニングを応用したものであり、水中照射する特殊な環境であるため、コイルを連続処理するための十分な技術が確立されておらず、高コスト化が避けられなかった。
　さらに、残留応力が150MPa以上となるようにレーザ条件を調整しようとすると、どうしても大出力が必要になり、その結果、照射鋼板表面の被膜が損傷し、さらには地鉄が溶融してしまい、変圧器に組み込んだときに、積層された鋼板の間で絶縁性の確保ができなくなってしまうという問題や、地鉄露出部に錆が発生してしまうという問題がある。これらの問題に対しては、再コーティングを行うという対応方法があるものの、その場合には、鉄心の占積率を損なってしまう。一方、残留応力が150MPa未満であると、レーザ照射部に形成される還流磁区を安定化させる残留応力が低いために、特に高磁場励磁の際に、変圧器鉄損に有利と考えられる還流磁区構造が破壊されてしまう。
　従って、変圧器の鉄心としての使用を考えると、被膜損傷を発生させずに、鋼板内部に出来るだけ高い残留応力を発生させ、さらには、鉄損が過度に劣化しないような応力分布範囲を明確化する必要があった。
　発明者らは、被膜損傷を抑制しやすい電子ビーム法であれば、上記の問題を解決できると考え、幾つかの実験を行い、以下のことを明らかにした。
　すなわち、鋼板内部に高い残留応力を形成し、かつ鉄損劣化の原因となる応力分布の拡大を最小限に抑えるためには、極めて高輝度なビームを照射することが重要であり、電子ビーム発生源である陰極材質をLaB6とすることが有効であることを知見した。また、加速電圧を90kV以上まで増大することによって、高輝度ビームを照射しても、被膜損傷を抑制することが可能であることを知見した。
　本発明は上記知見に立脚するものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．鋼板面内の圧延方向に対し、60から120°の方向に、線状歪みを有する鉄心用方向性電磁鋼板において、
　上記線状歪みの近傍に、圧延方向に対して300μｍ以内の範囲で、かつ板厚方向に対して42μm以上の範囲で、150MPa以上の残留応力が付与された残留応力形成領域を有し、さらに上記線状歪みが、圧延方向に２～10mmの間隔で周期的に形成されたものである、1.5～1.9Tの励磁領域における変圧器鉄損に優れた鉄心用方向性電磁鋼板。
２．鋼板面内の圧延方向に対し、60から120°の方向に、線状歪みを有する鉄心用方向性電磁鋼板において、
　上記線状歪みの近傍に、圧延方向に対して300μm以内の範囲で、かつ板厚方向に対して42μm以上の範囲で、150MPa以上の残留応力が付与された残留応力形成領域を有すると共に、該残留応力形成領域が上記線状歪みの方向において150μm以上の間隔を空けて形成され、さらに上記線状歪みが、圧延方向に２～10mmの間隔で周期的に形成されたものである、1.5～1.9Tの励磁領域における変圧器鉄損に優れた鉄心用方向性電磁鋼板。
３．前記線状歪みの形成部表面は、地鉄露出部の無い絶縁被膜である、前記１または２に記載した1.5～1.9Tの励磁領域における変圧器鉄損に優れた鉄心用方向性電磁鋼板。
４．前記１～３のいずれかに記載の鉄心用方向性電磁鋼板における線状歪みを形成するに際し、LaB6から放出される電子ビームを鋼板表面に照射する、1.5～1.9Ｔの励磁領域における変圧器鉄損に優れた鉄心用方向性電磁鋼板の製造方法。
５．前記１～３のいずれかに記載した方向性電磁鋼板を製造するにあたり、90kV以上の電圧で印加された電子ビームを鋼板表面に照射する、1.5～1.9Tの励磁領域において変圧器鉄損に優れた鉄心用電磁鋼板の製造方法。
６．前記４に記載の鉄心用方向性電磁鋼板の製造方法において、さらに、90kV以上の電圧で印加された電子ビームを鋼板表面に照射する、1.5～1.9Tの励磁領域において変圧器鉄損に優れた鉄心用電磁鋼板の製造方法。
　本発明によれば、1.5～1.9Tと、極めて高い励磁磁束密度領域までの広い磁束密度範囲において鉄損が低く、エネルギ効率の高い変圧器を作ることが可能となる。
異なる試料において、変圧器鉄損におよぼす励磁磁束密度の影響を示す図である。 (a)は、Ｗ19/50におよぼす最大応力（板厚方向の引張応力、圧延方向の圧縮応力、あるいは圧延直角方向の引張応力の大きさの最大値）の影響を、(b)は、Ｗ19/50対Ｗ17/50の比におよぼす最大応力の影響を、それぞれ示す図である。 (a)は、Ｗ17/50におよぼす、大きさが150MPa以上の残留応力形成領域の板厚方向における広がりの影響を、(b)は、渦電流損Ｗｅ17/50におよぼす、大きさが150MPa以上の残留応力形成領域の板厚方向における広がりの影響を、それぞれ示す図である。 (a)は、Ｗ17/50におよぼす、大きさが150MPa以上の残留応力形成領域の圧延方向における広がりの影響を、(b)は、ヒステリシス損Ｗｈ17/50におよぼす、大きさが150MPa以上の残留応力形成領域の圧延方向における広がりの影響を、それぞれ示す図である。
　以下、本発明について具体的に説明する。
　はじめに、本発明が適用される鉄心用方向性電磁鋼板（以下、単に鋼板ともいう）の好適な製造条件に関して説明する。
　本発明に用いるスラブの成分組成は、二次再結晶が生じる成分組成であればよい。また、インヒビタを利用する場合、例えば、AlＮ系インヒビタを利用する場合であれば、AlおよびＮを、また、MnＳ・MnSe系インヒビタを利用する場合であれば、Mnと、SeおよびＳの少なくともいずれかを適量含有させればよい、さらに両インヒビタを併用してもよい。
　インヒビタ効果を発揮するのに好適なAl、Ｎ、ＳおよびSeの含有量は、それぞれ、Al：0.01～0.065質量％、Ｎ：0.005～0.012質量％、Ｓ：0.005～0.03質量％およびSe：0.005～0.03質量％である。
　また、本発明は、Al、Ｎ、ＳおよびSeの含有量を制限した、インヒビタを使用しない方向性電磁鋼板にも適用することができる。この場合には、Al、Ｎ、ＳおよびSe量はそれぞれ、Al：100質量ppm以下、Ｎ：50質量ppm以下、Ｓ：50質量ppm以下およびSe：50質量ppm以下に抑制することが好ましい。
　さらに、方向性電磁鋼板用スラブの好適な基本成分および任意添加成分は、次のとおりである。
Ｃ：0.08質量％以下
　Ｃは、熱延板組織を改善するために添加するが、過剰に添加した場合、製造工程中にＣを、磁気時効の起こらない50質量ppm以下まで低減することが困難になるため、0.08質量％以下とすることが好ましい。なお、下限は特に制限はないが、工業的に低減できるのは、0.0005質量％程度までである。
Si：2.0～8.0質量％
　Siは、地鉄の電気抵抗を高めて、渦電流損を改善する元素であるため、2.0質量％以上に添加することが好ましい。一方、8.0質量％を超えると、磁束密度が著しく低下するため、Si量は2.0～8.0質量％の範囲とすることが好ましい。
Mn：0.005～1.0質量％
　Mnは、熱間加工性を良好にする上で必要な元素であるが、含有量が0.005質量％未満ではその添加効果に乏しく、一方1.0質量％を超えると製品板の磁束密度が低下する。従って、Mn量は0.005～1.0質量％の範囲とすることが好ましい。
　上記した基本成分以外に、磁気特性改善成分として、次に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ni：0.03～1.50質量％、Sn：0.01～1.50質量％、Sb：0.005～1.50質量％、Cu：0.03～3.0質量％、Ｐ：0.03～0.50質量％、Mo:0.005～0.10質量％およびCr:0.03～1.50質量％のうちから選んだ少なくとも１種
　Niは、熱延板組織を改善して磁気特性を向上させるために有用な元素である。しかしながら、含有量が0.03質量％未満では磁気特性の向上効果が小さく、一方1.50質量％を超えると二次再結晶が不安定になり磁気特性が劣化する。そのため、Ni量は0.03～1.50質量％の範囲とするのが好ましい。また、Sn、Sb、Cu、Ｐ、MoおよびCrは、いずれも上記した各成分の下限に満たないと、磁気特性の向上効果が小さく、一方、上記した各成分の上限量を超えると、二次再結晶粒の発達が阻害されるため、それぞれ上記の範囲で含有させることが好ましい。
　なお、上記成分以外の残部は、製造工程において混入する不可避的不純物およびFeである。
　次いで、上記した成分組成を有するスラブを加熱して熱間圧延を行う。ただし、鋳造後、加熱せずに直ちに熱間圧延してもよいし、薄鋳片の場合には熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進んでもよい。
　さらに、必要に応じ、熱延板焼鈍を施す。この時、熱延板焼鈍温度として800～1100℃の範囲が好適である。熱延板焼鈍温度が800℃未満であると、熱間圧延でのバンド状組織が残留し、整粒した一次再結晶組織を得ることが困難になり、二次再結晶の発達が阻害される。一方、熱延板焼鈍温度が1100℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化しすぎるために、整粒した一次再結晶組織の実現が極めて困難となる。
　熱延板焼鈍後は、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、所望の板厚まで加工した後、再結晶焼鈍を行う。その後、焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶およびフォルステライト被膜の形成を目的として最終仕上げ焼鈍を施す。
　最終仕上げ焼鈍時に、コイルセット等の影響により生成する歪みを矯正するため、平坦化焼鈍を行うことが有効である。なお、本発明では、平坦化焼鈍前または後に、鋼板表面に絶縁コーティングを施す。ここに、この絶縁コーティングは、本発明では、鉄損低減のために、鋼板に張力を付与できるコーティング（以下、張力コーティングという）を意味する。なお、張力コーティングとしては、シリカを含有する無機系コーティングや物理蒸着法、化学蒸着法等によるセラミックコーティング等が挙げられる。
　本発明では、上述した最終仕上げ焼鈍後または張力コーティング後の方向性電磁鋼板に対して、以下に示す条件で鋼板表面に電子ビームを照射することにより、磁区細分化処理を施すものである。
　続いて、本発明に従う電子ビームの照射方法に関して具体的に説明する。
〔電子ビーム発生条件〕
電子ビーム発生源の材質：LaB6
上述したように、LaB6は、高輝度ビームを出力するのに極めて有利であって、鋼中の応力を所定範囲に形成するのに好適であると考えられる。すなわち、LaB6から発生した電子ビームは、所定の応力となる領域を、板厚方向に深くしつつ、かつ圧延方向への広がりを少なく形成することができる。
加速電圧：40～300kV
　加速電圧は、高いほど、加工室内の残留ガスによる散乱の影響を受けにくい利点がある。しかしながら、加速電圧が過度に高くなると、磁区細分化に必要なビーム電流が小さくなって、安定的な制御が困難になるだけでなく、鋼板から発生するＸ線の遮蔽に必要な部材が大型化し、高コスト化してしまうという問題がある。従って、加速電圧の範囲は40～300kV程度とするのが好ましい。
　また、線状歪みの形成部表面は、地鉄露出部の無い絶縁被膜であることが好ましいが、鋼板の被膜損傷を抑制する場合には、加速電圧90kV以上が必要である。
　表２に、LaB6から出力：0.6kWでビーム径（ビーム半値幅）：0.2mmの電子ビームを照射して磁区細分化した方向性電磁鋼板の電子ビーム照射部の被膜損傷と残留応力結果を示す。ビーム径は、ワーキングディスタンスと収束電流によって調整した。被膜損傷は、損傷が無ければ○、有れば×とした。また、残留応力（本発明では、単に応力といった場合は残留応力を意味する）は、150MPa以上の残留応力範囲が、板厚方向に42μm以上かつ圧延方向に300μm以下である場合に○とした。これより、150MPaの応力を形成する条件においては、加速電圧が90kV以上であれば、被膜損傷の抑制が可能であることが分かった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
線間隔：２～10mm 
　電子ビームは、直線状あるいは点列状に鋼板の幅端部から、もう一方の幅端部へ照射し、これを圧延方向に周期的に繰り返して行う。この間隔（線間隔）は、２～10mmであることが必要である。線間隔が狭いと、鋼中に形成される歪領域が過度に大きくなって、鉄損（ヒステリシス損）が劣化する。一方で、線間隔が広すぎると、磁区細分化効果が乏しく、鉄損が改善しないからである。
線角度：60から120°
　上記した、線状に鋼板の幅端部から、もう一方の幅端部へのビーム照射において、鋼板の圧延方向と、線状の照射の始点から終点に向かう方向とのなす角を、本発明では線角度という。この線角度は、圧延方向に対して60から120°とする。
　上記範囲を逸脱すると、鋼板のビーム照射領域が過度に増大し、ヒステリシス損が劣化してしまうからである。
　本発明における線状とは、直線のみならず、点線や、不連続線でもよく、その際の上記線角度とは、点線や不連続線の始点と終点を結んだ直線が圧延方向となす角度を意味する。
　ここに、電子ビームを点列状に照射した場合、点列間隔が極端に小さい場合を除いて、鋼中の残留応力は、点列間隔の周期で形成される。後述の実施例に示すように、線状歪みの方向における150MPa以上の残留応力形成部間の間隔を0.15mm（150μm）以上にすると、高磁束密度において極めて良好な鉄損が得られた（極めて低いW19/50対W17/50の比が得られた）。これは、点列状に電子ビームを照射することによって、残留応力形成部の体積が最小限に抑えられたためと考えられる。
　他方、点線や不連続線照射の場合、線状に存在する点と点の間、あるいは連続線と連続線の間の150MPa以上の残留応力形成部間の間隔は0.8mm（800μm）以下とすることが好ましい。これは、照射領域（応力形成領域）が過度に少ないと、渦電流損改善効果が乏しくなるおそれがあるためである。
加工室圧力：３Pa以下
　加工室圧力が高いと、電子銃から発生した電子が散乱されて、地鉄に熱影響を与える電子のエネルギが減少するため、鋼板は、十分磁区細分化されず、鉄損が改善しない。そこで、本発明では、加工室圧力を、３Pa以下とすることが好ましい。なお、下限値は特に限定されない。
収束電流
　電子ビームを幅方向に偏向して照射させる場合には、幅方向のビームパワー密度が均一になるように、事前に収束電流を調整することが好ましい。
〔鋼中応力分布〕
応力の方向
　本発明に従う鋼板は、鋼板面内の圧延方向から60から120°の方向に、線状歪みを有し、この歪みの領域近傍に応力が存在しているものであり、その応力は、圧延方向の圧縮応力、板厚方向の引張応力、あるいは圧延直角方向の引張応力からなる。なお、本発明における線状歪みの近傍とは、上述したように、線状歪みによる応力が存在するところであるが、具体的には、電子ビーム照射部より500μm以内に形成される領域とする。
　一般に、磁化の方向は、圧縮応力存在下では、その圧縮方向から90°を向いたときに磁気弾性エネルギ的に安定化し、また、引張応力存在下では、その引張方向を向いたときに安定化する。　
　従って、上記応力が形成された場合には、もともと圧延方向を向いた主磁区が不安定化するため、別の方向を向いた補助磁区が形成されることになる。
鋼中最大応力：150MPa以上
　上記補助磁区は、上記に示した応力（圧延方向の圧縮応力、板厚方向の引張応力、あるいは圧延直角方向の引張応力）の大きさが大きいほど、より高い励磁領域まで安定化すると考えられる。
　図２(a)に、Ｗ19/50におよぼす上記応力の最大値（最大残留応力）の影響を、また、図２(b)にＷ19/50対Ｗ17/50の比におよぼす最大応力の影響をそれぞれ示す。
　最大応力が150MPa以上で、図２(a)に示したように、1.12W/kg未満のＷ19/50を得ることができ、また図２(b)に示したように、Ｗ19/50対Ｗ17/50の比は1.60以下となった。ここで、図中のデータはすべて、磁気特性が同等の鋼板に磁区細分化処理を施した後のデータであり、Ｗ15/50は0.51W/kg、Ｗ17/50が0.69～0.70W/kgであった。また、150MPa以上の残留応力形成領域の鋼板板厚方向の広がりは、42～48μmであって、150MPa以上の残留応力形成領域の鋼板幅方向の広がりは200～220μmであった。なお、上記応力の広がりは、後述する方法で測定した。
　最大応力の方向は、主に板厚方向であったが、その場合、圧延方向の最大応力は30MPa以上であった。
　また、鋼中最大応力の上限は、特に制限はないものの、600MPa程度が、実用上の上限である。
150MPa以上残留応力形成領域：板厚方向に42μｍ以上
　補助磁区の板厚方向の広がりは、磁区細分化および渦電流損の低減に影響すると考えられる。
　図３(a)は、Ｗ17/50におよぼす大きさが150MPa以上の応力の形成領域の板厚方向における広がりの影響を、また図３(b)は、渦電流損Ｗｅ17/50におよぼす大きさが150MPa以上の応力の形成領域の板厚方向における広がりの影響をそれぞれ示している。
　150MPa以上の領域が板厚方向に拡大すればするほど、渦電流損が低減し、鉄損も低減していることが認められた。特に、大きさが150MPa以上の応力の形成領域が、板厚方向に42μm以上広がっている場合、0.70Ｗ/kg以下の優れた鉄損が得られている。ここで、図中のデータはすべて、磁気特性が同等の鋼板に磁区細分化処理を施した後のデータであり、鋼中の最大応力は255～300MPaの範囲であった。また、150MPa以上の領域の幅方向の広がりは180～225μｍであった。
　なお、150MPa以上残留応力形成領域の板厚方向の上限は、特に制限はないものの、100μｍ程度が、実用上の上限である。
150MPa以上残留応力形成領域：圧延方向に300μｍ以内
　残留応力形成領域が鋼板圧延方向に拡大し、補助磁区が新たに形成されたとしても、主磁区と補助磁区の境界に生じる自由磁極の量は、ほとんど変わらないものと考えられるから、補助磁区の新たな形成は、磁区細分化に、特に影響をおよぼさないと考えられる。一方で、残留応力形成領域には歪みが存在するから、過度な拡大は、ヒステリシス損を増大させてしまう。よって、150MPa以上残留応力形成領域は、圧延方向に300μｍ以内とする。
　なお、150MPa以上残留応力形成領域の圧延方向の下限は、特に制限はないものの、20μｍ程度が、実用上の下限である。
　図４(a)には、Ｗ17/50におよぼす大きさが150MPa以上の応力の形成領域の圧延方向における広がりの影響を、図４(b)には、ヒステリシス損Ｗｈ17/50におよぼす大きさが150MPa以上の応力の形成領域の圧延方向における広がりの影響をそれぞれ示している。150MPa以上の領域が鋼板圧延方向に拡大するほど、ヒステリシス損が増大し、鉄損も増大していることが分かる。特に、圧延方向に300μmを超えて広がっている場合、ヒステリシス損が0.35W/kg以上と過度に増大し、0.70W/kgより大きい鉄損になってしまう。ここで、図中のデータはすべて、磁気特性が同等の鋼板に磁区細分化処理を施した後のデータであり、最大応力が270～300MPaであった。また、板厚方向の応力の広がりは45～50μmであった。
〔応力分布測定方法〕　
　本発明において、鋼板の応力分布は、CrossCourt Ver.3.0（BLG Productions Bristol製）を使用し、EBSD-wilkinson法によって測定された歪み分布から、３％Si-Feの弾性係数を用いて求めたが、Ｘ線回折法などによる方法によっても良い。ただし、Ｘ線回折法などを用いる場合には、測定分解能を高めるために、小さい径のコリメータを使用するのが好ましい。
　本発明での測定は、圧延方向板厚断面において、圧延方向に600μm以上で、鋼板の全厚の範囲を、測定ピッチ５μmで行った。なお、視野の中心で歪み分布が対称となるようにして、歪み測定に必要となる無歪み参照点は、測定視野端部に設定した。
　なお、本発明において、上述した工程や製造条件以外については、従来公知の電子ビームを用いた磁区細分化処理を施す方向性電磁鋼板の製造方法を適用することができる。
　質量％で、Ｃ：0.05％、Si：3.1％、Mn：0.12％、Ni：0.01％、Ｏ：0.003％、N：0.007％、Al：0.025％、Se：0.02％およびＳ：0.003％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを連続鋳造にて製造し、1430℃に加熱後、熱間圧延により板厚：1.6mmの熱延板としたのち、1000℃で10秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により中間板厚：0.55mmとし、酸化度PH2O/PH2=0.37、温度：1100℃、時間：100秒の条件で中間焼鈍を実施した。その後、塩酸酸洗により表面のサブスケールを除去したのち、再度、冷間圧延を実施して、板厚：0.23mmの冷延板とした。
　かかる冷延板に、酸化度PH2O/PH2=0.45、均熱温度：850℃で150秒保持する脱炭焼鈍を施したのち、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した。その後、二次再結晶と純化を目的とした最終仕上げ焼鈍を1180℃、60ｈの条件で実施した。
　続いて、50％のコロイダルシリカとリン酸マグネシウムからなる張力コーティングを付与し、鉄損を測定した。鉄損Ｗ17/50は、0.83～0.86Ｗ/kgであった。
　その後、線角度：90°、加工室圧力：0.1Paにて、表３に記載する各照射条件で電子ビームを照射する磁区細分化処理を施して鉄損を測定した。
　表４に結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３および４に示したとおり、LaB6を使用して、本発明の条件を満足する残留応力形成領域を有するように電子ビームを照射した場合は、Ｗ15/50が0.52W/kg以下、Ｗ17/50が0.70W/kg以下、そしてＷ19/50が1.11W/kg以下となって、高励磁領域においても、極めて鉄損が低い鋼板が得られることが分かる。
 

Claims (6)

  1. 　鋼板面内の圧延方向に対し、60から120°の方向に、線状歪みを有する鉄心用方向性電磁鋼板において、
    　上記線状歪みの近傍に、圧延方向に対して300μm以内の範囲で、かつ板厚方向に対して42μm以上の範囲で、150MPa以上の残留応力が付与された残留応力形成領域を有し、さらに上記線状歪みが、圧延方向に２～10mmの間隔で周期的に形成されたものである、1.5～1.9Tの励磁領域における変圧器鉄損に優れた鉄心用方向性電磁鋼板。
  2. 　鋼板面内の圧延方向に対し、60から120°の方向に、線状歪みを有する鉄心用方向性電磁鋼板において、
    　上記線状歪みの近傍に、圧延方向に対して300μm以内の範囲で、かつ板厚方向に対して42μm以上の範囲で、150MPa以上の残留応力が付与された残留応力形成領域を有すると共に、該残留応力形成領域が上記線状歪みの方向において150μm以上の間隔を空けて形成され、さらに上記線状歪みが、圧延方向に２～10mmの間隔で周期的に形成されたものである、1.5～1.9Ｔの励磁領域における変圧器鉄損に優れた鉄心用方向性電磁鋼板。
  3. 　前記線状歪みの形成部表面は、地鉄露出部の無い絶縁被膜である、請求項１または２に記載した1.5～1.9Ｔの励磁領域における変圧器鉄損に優れた鉄心用方向性電磁鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれかに記載の鉄心用方向性電磁鋼板における線状歪みを形成するに際し、LaB6から放出される電子ビームを鋼板表面に照射する、1.5～1.9Tの励磁領域における変圧器鉄損に優れた鉄心用方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 　請求項１～３のいずれかに記載した方向性電磁鋼板を製造するにあたり、90kV以上の電圧で印加された電子ビームを鋼板表面に照射する、1.5～1.9Tの励磁領域において変圧器鉄損に優れた鉄心用電磁鋼板の製造方法。
  6. 　請求項４に記載の鉄心用方向性電磁鋼板の製造方法において、さらに、90kV以上の電圧で印加された電子ビームを鋼板表面に照射する、1.5～1.9Tの励磁領域において変圧器鉄損に優れた鉄心用電磁鋼板の製造方法。
     
     
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
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