WO2018150791A1 - 方向性電磁鋼板 - Google Patents

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WO2018150791A1
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groove
grain
linear groove
oriented electrical
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敬 寺島
拓実 馬田
渡辺　誠
高宮　俊人
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • H01F1/14766—Fe-Si based alloys
    • H01F1/14775—Fe-Si based alloys in the form of sheets

Definitions

  • the present invention relates to a grain-oriented electrical steel sheet suitable for a core material of a transformer, particularly a winding transformer.
  • the grain-oriented electrical steel sheet is mainly used as an iron core of a transformer and is required to have excellent magnetization characteristics, particularly low iron loss. For that purpose, it is important to highly align the secondary recrystallized grains in the steel sheet in the (110) [001] orientation (Goss orientation) and to reduce impurities in the product.
  • various techniques for subdividing magnetic domains and reducing iron loss by physical methods that is, magnetic domain subdivision techniques have been developed. Magnetic domain segmentation techniques can be broadly divided into non-heat-resistant technologies and heat-resistant technologies. In a winding transformer, a heat-resistant magnetic domain subdivision technique is required to perform strain relief annealing after iron core processing.
  • Patent Document 1 discloses a technique for irradiating a final product plate with a laser and introducing a linear strain region into a steel sheet surface layer as a non-heat-resistant magnetic domain subdivision technique.
  • a heat-resistant magnetic domain subdivision technique a method of forming a groove on the surface of a steel sheet is generally used. Specifically, the method of forming a groove by mechanically pressing a tooth mold against a steel sheet in Patent Document 2, the method of forming a groove by etching in Patent Document 3, and the groove by a laser in Patent Document 4 Each method is disclosed.
  • Patent Document 5 discloses a device in which the shape of the steel sheet surface is devised
  • Patent Document 6 discloses a device in which the groove shape is devised.
  • the present inventors have repeated experiments for forming various grooves in a grain-oriented electrical steel sheet having the same characteristics before magnetic domain subdivision. Among them, we found a large improvement in iron loss compared to the amount of magnetic flux density degradation. Therefore, by further examining these steel sheets in detail, the optimum shape of the groove bottom surface was found and the present invention was completed.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1.
  • the said recessed part is a grain-oriented electrical steel sheet which has the depth d (micrometer) which satisfies the following formula
  • W Opening width of linear groove ( ⁇ m) 0.10D ⁇ d ⁇ 1.00D
  • D Average depth of linear groove ( ⁇ m)
  • the decrease in magnetic flux density can be suppressed.
  • the heat-resistant magnetic domain refinement by groove formation is realized by newly generating a 180 ° domain wall and narrowing the magnetic domain width in order to eliminate the increase in magnetostatic energy caused by the magnetic pole generated on the side surface of the groove.
  • the magnetic domain width is narrowed, the moving distance of the domain wall when the steel plate is magnetized is shortened, and the energy loss at the time of domain wall movement is reduced, that is, the iron loss is reduced.
  • it is necessary to generate magnetic poles, and thus it is essential to create an interface of materials having different magnetic permeability.
  • iron and air are used as materials having different magnetic permeability.
  • the volume fraction of the groove reduces the effective permeability of the steel sheet to become a mere space, 8 value magnetic flux density B when the magnetization is an index of the magnetic properties 800A / m is decreased. Therefore, if a large number of magnetic poles are generated to increase the magnetic domain refinement effect, a dilemma that the magnetic flux density is reduced occurs.
  • the magnetic pole is generated only on the side surface of the groove, when the groove is formed on the steel plate surface (one side surface), the effect of the groove formation is hardly spread at the thickness center portion or the back surface (the other side surface) of the steel plate.
  • the inventors of the present invention diligently studied the shape of the bottom surface of the groove to make the best use of the effect of the groove formation described above. As a result, it has been found that it is effective to provide a recess that satisfies a predetermined condition on the bottom surface of the linear groove. That is, it is appropriate to provide a plurality of recesses arranged at predetermined intervals on the bottom surface of the linear groove, and that the recesses have a predetermined depth, in order to exert the effect of subdividing the magnetic domain by the groove formation. I found out.
  • a plurality of recesses 3 are formed on the bottom surface of the groove 2. Is provided in the extending direction.
  • the recess 3 has, for example, a conical shape as shown in FIGS. 2 (a) and 3 or a cylindrical shape as shown in FIG. 2 (b). Can be.
  • the shapes are not particularly limited, and different shapes may be arranged.
  • concave portions having different shapes are formed for each linear groove, but it is preferable from the viewpoint of manufacturability to form concave portions having the same shape in all the linear grooves.
  • the concave portion 3 when the concave portion 3 is provided at the bottom of the linear groove 2, a new magnetic pole is also generated inside the steel plate, although it is smaller than the number of magnetic poles generated on the steel plate surface.
  • the domain wall tends to be generated toward the back surface side in a direction that minimizes its internal energy, that is, perpendicular to the steel plate surface. Therefore, even if the number of magnetic poles generated in the steel plate is small, the domain wall is generated straight inward of the steel plate. Will be calm. As a result, the magnetic domain refinement effect is increased as compared with the conventional uniform depth groove having the same cross-sectional area.
  • a method of generating a magnetic pole by arranging dot-like holes penetrating the steel sheet over the entire thickness in a line under the condition of a constant cross-sectional area is conceivable.
  • the effect of magnetic domain fragmentation is not exhibited.
  • the cross-sectional area is the same, the effect of subdividing becomes higher when grooves having a uniform depth are formed on the steel sheet surface. Therefore, in the present invention, a groove having a uniform depth is formed on the surface of the steel sheet, and a concave portion that can be regarded as a part of the deep groove is formed on the bottom surface of the steel plate. is there.
  • the bottom surface of the linear groove is provided with a plurality of concave portions arranged at intervals p satisfying the following formula (1) in the extending direction of the groove, and the concave portions are represented by the following formula (2). It is important to have a depth d that satisfies. 0.20W ⁇ p ⁇ 1.20W (1) Where W is the opening width of the linear groove, 0.10D ⁇ d ⁇ 1.00D (2) Here, D is the depth of the linear groove. In the present invention, the unit of p, d, W and D is ( ⁇ m).
  • the interval p between the recesses is observed by observing a cross section along the extending direction of the linear groove (a cross section taken along the line aa in FIG. 1) with a length of 1 mm with an optical microscope or an electron microscope.
  • the number of recesses crossing the dotted line position (2) is measured, and the value obtained by dividing 1 mm by this number. And it measures about three arbitrary places and makes the average the space
  • W is the opening width of the linear groove on the steel plate surface.
  • the depth d of the concave portion is determined by observing a cross section along the extending direction of the linear groove (cross section along the line aa in FIG. 1) with an optical microscope or an electron microscope over a length of 1 mm, and calculating from the average of the deepest portion of each concave portion. It is assumed that the average depth D of the linear groove is subtracted.
  • the average depth D of the groove is determined by observing a cross-section along the extending direction of the linear groove (a-a-line cross section in FIG. 1) with an optical microscope or an electron microscope over a length of 1 mm, and the cross-sectional area of the groove including the concave portion. (The hatched portion in FIG. 2) is measured and taken as a value obtained by dividing this cross-sectional area by 1 mm.
  • the cross section to measure is taken as the cross section which passes along the center in the steel plate rolling direction of a groove
  • the interval p between the recesses needs to be 0.20 W or more and 1.20 W or less, where W is the opening width of the linear groove. That is, if the interval p between the recesses is smaller than 0.20 W, the effect of forming the above-described recesses is lost. In other words, it becomes the same as the conventional groove having a uniform groove depth, and it becomes difficult to greatly improve the magnetic domain subdivision effect. On the other hand, when the interval p is larger than 1.20 W, the interval is excessively widened, so that it is difficult to greatly improve the magnetic domain refinement effect.
  • the depth d of the recess needs to be 0.10D or more and 1.00D or less.
  • the depth of the recess is smaller than 0.10D, the above-described magnetic domain subdivision effect cannot be obtained in the central region of the plate thickness.
  • the magnetic domain refinement effect is increased.
  • the (average) depth D of a linear groove satisfies the following formula
  • the thickness t of the steel plate is the thickness of the portion where there is no groove. 0.05t ⁇ D ⁇ 0.20t (3)
  • t the thickness of the steel sheet (in the present invention, the unit of t is mm, but when applied to the above equation, it is converted to ⁇ m) That is, when the (average) depth D of the linear grooves is less than 0.05 t, the depth of the grooves is too shallow with respect to the thickness of the steel sheet, and thus there is a possibility that the magnetic domain refinement effect is not exhibited.
  • D is preferably 0.20 t or less.
  • the angle formed by the extending direction of the linear groove and the direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet is 0 ° or more and 40 ° or less.
  • the size of the magnetic pole depends on the angle formed between the direction in which the magnetic flux flows and the side surface of the groove. Since the size of the magnetic pole becomes smaller as the angle becomes larger, it is preferable to set the magnetic pole to about 40 ° or less. More preferably, it is 30 ° or less.
  • the mutual interval 1 in the rolling direction of the steel sheet of the linear groove (see FIG. 1, where the unit of l is ⁇ m in the present invention) satisfies the following formula (4). 10W ⁇ l ⁇ 400W (4)
  • W the opening width of the linear grooves, that is, if the interval 1 between the linear grooves is smaller than 10 W, the number of grooves formed per unit length increases, so that the magnetic domain refinement effect increases.
  • the interval l is larger than 400 W, the number of grooves is reduced and the productivity is improved, but the magnetic domain refinement effect is reduced.
  • the opening width W of the linear groove is preferably 5 ⁇ m or more and 150 ⁇ m or less.
  • the narrower the opening width W of the linear groove is, the more effective for magnetic domain subdivision, but in order to process the steel sheet surface with a width narrower than 5 ⁇ m, an extremely expensive processing method is required. It is disadvantageous in terms of cost. Further, the processing becomes easier as the groove width becomes wider, but even if it becomes larger than 150 ⁇ m, it becomes difficult to obtain the effect of improving productivity and processing cost.
  • channel 2 is extended is made into the rectangular shape, it may be not only a rectangle but the bowl shape where a bottom face becomes a continuous arc.
  • the method for forming grooves in the grain-oriented electrical steel sheet of the present invention is not particularly limited, but some specific examples of the groove forming methods will be described.
  • (Etching method 1) In this method, a resist mask is formed on the surface of the grain-oriented electrical steel sheet after the final cold rolling, and then the groove shape according to the present invention is formed on the steel sheet surface by electrolytic etching. In order to achieve the groove shape according to the present invention, it is necessary to repeat mask formation and etching twice each. That is, first, a resist mask is formed and etched so that the steel sheet is exposed in the form of dots at a desired interval in the first portion. Thereafter, the resist mask is once removed, and a mask is formed and etched so that the steel sheet is exposed on the line for the second time.
  • the groove shape of the present invention can be obtained by performing two-stage processing.
  • D of the present invention includes a part of the recess, it is necessary to perform the second etching (determining D) so as to satisfy the present invention in consideration of such influence.
  • the upper portion of the portion corresponding to the recess formed by the first etching is removed by the second etching. Therefore, it is necessary to form a portion corresponding to the concave portion in the first etching in consideration of such removal so that the concave shape according to the present invention is obtained after the second etching.
  • the resist mask can be formed by gravure printing, inkjet printing, or the like. Etching can be performed by chemical etching using an acid or electrolytic etching using an aqueous NaCl solution.
  • a forsterite film as a resist mask, there is an advantage that a resist stripping step can be omitted without using an expensive etching resist.
  • This method also requires two-stage machining as in the above method. First, for the first time, the forsterite film is peeled off in a dot array using a fiber laser or the like. Thereafter, an etching process is performed, and subsequently, the coating is peeled off linearly using a fiber laser or the like, and a second etching process is performed. Etching and the like can be performed in the same manner as in the previous method. As described in the previous paragraph, the shape of the recess after the second etching process is important.
  • the groove is directly processed using a short pulse laser (picosecond laser or femtosecond laser). It is simple and preferable to process the grain-oriented electrical steel sheet after the final finish annealing. Usually, forsterite (ceramics) and steel (steel) have different laser powers that are optimal for processing (higher power is required when processing ceramics). It is preferable to process. This is because a desired groove shape and recess shape can be processed at a pitch proportional to the pulse interval and the laser scan speed, which is simple.
  • the conditions other than the above are not particularly limited, but the recommended preferred component composition and the manufacturing conditions other than the above conditions are described below.
  • an inhibitor when used, for example, when using an AlN-based inhibitor, Al and N, and when using an MnS / MnSe-based inhibitor, Mn, Se and / or S are appropriately used. What is necessary is just to contain. Of course, both inhibitors may be used in combination.
  • the preferred contents of Al, N, S and Se 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 to 0.03 mass%, respectively.
  • these inhibitor components are removed from the steel sheet (base iron) after the final finish annealing, and the content is about the impurity.
  • the present invention can also be applied to grain-oriented electrical steel sheets in which the contents of Al, N, S and Se are limited and basically no inhibitor is used.
  • the amounts of Al, N, S, and Se can be 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. preferable.
  • C 0.08% by mass or less If the C content exceeds 0.08% by mass, it becomes difficult to reduce C during the production process to 50 mass ppm or less, in which magnetic aging does not occur in the product. It is preferable to do. In addition, regarding the lower limit, since a secondary recrystallization is possible even for a material not containing C, it is not particularly necessary to provide it.
  • Si 2.0-8.0% by mass
  • Si is an element effective for increasing the electrical resistance of steel and improving iron loss.
  • the content is less than 2.0% by mass, a sufficient effect of reducing iron loss cannot be achieved.
  • the Si content exceeds 8.0% by mass, the workability is remarkably lowered and the magnetic flux density is also lowered. Therefore, 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, but if the content is less than 0.005% by mass, the effect of addition is poor. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.0% by mass, the magnetic flux density of the product plate decreases. Therefore, the Mn content is preferably in the range of 0.005 to 1.0% by 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 selected from 0.03-1.50% by mass
  • Ni is a useful element for improving the hot rolled sheet structure and improving the magnetic properties. However, if the content is less than 0.03% by mass, the effect of improving the magnetic properties is small. On the other hand, if it exceeds 1.50% by mass, the secondary recrystallization becomes unstable and the magnetic properties deteriorate. Therefore, 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 elements useful for improving the magnetic properties, respectively, but if any of them is less than the lower limit of each component, the effect of improving the magnetic properties is small.
  • the upper limit amount of each component described above is exceeded, the development of secondary recrystallized grains is inhibited. Therefore, it is preferable to make it contain in said range, respectively.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities mixed in in the manufacturing process.
  • the steel material adjusted to the above suitable component composition may be made into a slab by a normal ingot-making method or a continuous casting method, or a thin cast piece having a thickness of 100 mm or less may be directly produced by a continuous casting method.
  • the slab is heated by a normal method and subjected to hot rolling, but may be immediately subjected to hot rolling without being heated after casting.
  • hot rolling may be performed, or the hot rolling may be omitted and the subsequent process may be performed as it is.
  • After performing hot-rolled sheet annealing as necessary it is made the final sheet thickness by one or more cold rolling sandwiching the intermediate annealing, and then after decarburization annealing and final finishing annealing, respectively.
  • an insulation tension coating is applied to make a product.
  • annealing mainly composed of MgO.
  • the separating agent was applied in the form of a water slurry and then dried. Further, the steel sheet was heated from 300 ° C. to 800 ° C. over 100 hours, then heated to 1200 ° C. at 50 ° C./h, and final finish annealing was performed by annealing at 1200 ° C. for 5 hours.
  • a silicic acid-based insulating tension coating having a composition of magnesium phosphate (as Mg (PO 3 ) 2 ): 30 mol%, colloidal silica (as SiO 2 ): 60 mol%, CrO 3 : 10 mol% is applied, Baking was performed at 850 ° C. for 1 minute.
  • the steel plate thus obtained was sheared to a size of 300 mm in the rolling direction and 100 mm in the direction perpendicular to the rolling, and then subjected to strain relief annealing (800 ° C., 2 hours, N 2 atmosphere). Thereafter, the magnetic properties (W 17/50 value, B 8 value) were measured.
  • the measurement results were W 17/50 : 0.83 W / kg and B 8 : 1.92T.
  • a picosecond laser processing machine (PiCooLs) manufactured by Lips Works, Inc.
  • linear grooves having various shapes shown in Table 1 were processed on the steel sheet.
  • the angle formed between the extending direction of the linear grooves and the direction orthogonal to the rolling direction of the steel sheet was 10 °, and the mutual interval between the linear grooves was 3000 ⁇ m.
  • the magnetic properties (W 17/50 value, W 15/60 value, B 8 value) of the steel sheet after strain relief annealing 800 ° C., 2 hours, N 2 atmosphere) were measured. .
  • the results are shown in Table 1.
  • B 8 is a magnetic flux density when excited at 800 A / m
  • W 17/50 is a magnetic flux density of 1.7 T
  • W 15/60 is a magnetic flux density of 1.5 T. Represents the iron loss when energized with 60 Hz alternating current.
  • MgO primary recrystallization annealing (also serving as decarburization annealing) in a wet H 2 -N 2 atmosphere
  • MgO was mainly used.
  • An annealing separator to be used was made into a water slurry and then applied and dried. Further, the steel sheet was heated from 300 ° C. to 800 ° C. over 100 hours, then heated to 1200 ° C. at 50 ° C./h, and annealed at 1200 ° C. for 5 hours to obtain final finish annealing.
  • a silicic acid based insulating tension coating having a composition of 25 mol% of aluminum phosphate (as Al (PO 3 ) 3 , 60 mol% of colloidal silica (as SiO 2 ), and 7 mol% of CrO 3 was applied, and 800 ° C. Baking was performed under the conditions of ⁇ 1 minute.
  • the steel plate thus obtained was sheared to a size of 300 mm in the rolling direction and 100 mm in the direction perpendicular to the rolling and subjected to strain relief annealing (800 ° C., 2 hours, N 2 atmosphere). Thereafter, the magnetic properties (W 17/50 value, B 8 value) were measured. The measurement results were W 17/50 : 0.90 W / kg, B 8 : 1.93T.
  • the first stage processing is performed using a picosecond laser processing machine (PiCooLs) manufactured by Lips Works Co., Ltd., and the forsterite coating and the insulating tension coating are formed into dots in the form shown in Table 2. It peeled. Thereafter, electrolytic etching was performed using NaCl as an electrolytic solution.
  • the second stage processing using the laser processing machine the forsterite film and insulating coating existing between the dots processed in the first time so as to have the shape shown in Table 2 are peeled off, and NaCl is used.
  • the steel plate after the groove processing was subjected to strain relief annealing (800 ° C., 2 hours, N 2 atmosphere). Subsequently, the magnetic properties (W 17/50 value, W 15/60 value, B 8 value) of the steel sheet were measured. The results are shown in Table 2.

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Abstract

本発明に従い、鋼板の表面に、複数の線状溝を介して細分化した磁区を有する方向性電磁鋼板において、前記線状溝の底面に、該溝が延びる方向に所定の間隔ｐを置いて並ぶ複数の凹部を設け、前記凹部は、所定の深さｄを有するものとすることで、磁束密度の低下を抑えて鉄損をより一層改善した電磁鋼板を提供することができる。

Description

方向性電磁鋼板
　本発明は、変圧器、特に巻変圧器の鉄心材料に好適な方向性電磁鋼板に関するものである。
　方向性電磁鋼板は、主にトランスの鉄心として利用され、磁化特性に優れていること、特に鉄損の低いことが求められている。そのためには、鋼板中の二次再結晶粒を(110)[001]方位（ゴス方位）に高度に揃えることや、製品中の不純物を低減することが重要である。
　しかしながら、結晶方位の制御や不純物の低減には限界があることから、物理的な手法により、磁区を細分化して鉄損を低減する技術、すなわち磁区細分化技術が種々開発されている。磁区細分化の技術は大別して非耐熱型の技術と耐熱型の技術とに分けられる。巻変圧器においては、鉄心加工後に歪取焼鈍を行うため耐熱型の磁区細分化技術が求められている。
　非耐熱型の磁区細分化技術として、例えば特許文献１には、最終製品板にレーザーを照射し、鋼板表層に線状の歪領域を導入する技術が開示されている。また、耐熱型の磁区細分化技術としては、鋼板表面に溝を形成する方法が一般的である。具体的には、特許文献２に歯型を機械的に鋼板に押圧して溝を形成する方法が、特許文献３にエッチングにより溝を形成する方法が、また特許文献４にレーザーにより溝を形成する方法が、それぞれ開示されている。
　上記の溝形成による磁区細分化技術は、上記の高転位密度域を導入するレーザーなどを用いた磁区細分化技術に比べて、鉄損低減効果が少ないことおよび磁束密度が低いこと、が問題である。そこで、これらの問題点の改善を目指して、溝の形成方法についての工夫が提案されている。例えば、特許文献５には鋼板表面の形状を工夫したものが開示され、特許文献６には溝形状を工夫したものが開示されている。
特開昭55-18566号公報 特開昭62-067114号公報 特開昭63-042332号公報 特開平07-220913号公報 特許第4719319号公報 特許第5771620号公報
　溝形成による耐熱型の磁区細分化技術は、形成する溝容積に比例して地鉄分が減少する。そのため、溝を深くして磁区細分化効果を高めようとすると、磁束密度が低くなることが問題である。このことは、特許文献５や特許文献６に開示の技術においても同様であり、磁束密度の低下と磁区細分化効果とのバランスの下で得られる効果を超えられない点に、課題が残されている。
　本発明は、上記の実情に鑑み開発されたものであり、線状溝の深さ方向の形状を工夫することによって、磁束密度の低下を抑えて鉄損をより一層改善した方向性電磁鋼板を提供しようとするものである。
　さて、上記の課題を解決すべく、本発明者らは、磁区細分化前に同じ特性を持つ方向性電磁鋼板に種々の溝を形成する実験を繰り返す中で、溝底面が平滑でなく荒れているものの中に、磁束密度の劣化量に比して鉄損の改善量が多いものを発見した。そこで、さらにこれらの鋼板を詳しく調べることによって溝底面の最適形状を見出し、本発明を完成するに至った。
　すなわち、本発明の要旨構成は、次の通りである。
１．鋼板の表面に、複数の線状溝を介して細分化した磁区を有する方向性電磁鋼板であって、
　前記線状溝の底面に、該溝が延びる方向に以下の式（１）を満足する間隔ｐ（μm）を置いて並ぶ複数の凹部をそなえ、
　前記凹部は、以下の式（２）を満足する深さｄ（μm）を有する方向性電磁鋼板。
　0.20Ｗ≦ｐ≦1.20Ｗ　…（１）
　　ここで、Ｗ：線状溝の開口幅（μm）
　0.10Ｄ≦ｄ≦1.00Ｄ　…（２）
　　ここで、Ｄ：線状溝の平均深さ（μm）
２．前記線状溝の平均深さＤ（μm）が以下の式（３）を満足する前記１に記載の方向性電磁鋼板。
　0.05ｔ≦Ｄ≦0.20ｔ　…（３）
　　ここで、ｔ：鋼板の厚み（μm）
３．前記線状溝の延びる方向が、前記鋼板の圧延方向と直交する方向と成す角度が０°以上40°以下である前記１または２に記載の方向性電磁鋼板。
４．前記線状溝の前記鋼板の圧延方向における相互間隔ｌ（μm）が以下の式（４）を満足する前記１、２または３に記載の方向性電磁鋼板。
　10Ｗ≦ｌ≦400Ｗ　…（４）
　　ここで、Ｗ：線状溝の開口幅（μm）
５．前記線状溝の開口幅Ｗが５μm以上150μm以下である前記1乃至４のいずれかに記載の方向性電磁鋼板。
　本発明によれば、鋼板表面に形成した溝を介した磁区細分化効果により鉄損を改善した方向性電磁鋼板において、磁束密度の低下を抑えることができる。
表面に線状溝を有する鋼板の斜視図である。 線状溝の形状を示す模式図である。 線状溝の断面形状を示す電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真（Ｄ＝20μm、ｄ＝15μm、ｐ＝30μｍ）である。 ｄ＝1.00Ｄの場合の線状溝の形状の一例を示す模式図である。
　以下、本発明について詳細に説明する。
　溝形成による耐熱型の磁区細分化は、溝の側面に生じた磁極によって静磁エネルギーが高くなることを解消するため、新たに180°磁壁が生成して磁区幅が狭くなることで実現する。このように、磁区幅が狭くなると、鋼板が磁化された際の磁壁の移動距離が短くなり、磁壁移動時のエネルギー損失が低減、すなわち鉄損が低減する。
　上記鉄損の低減のメカニズムの発現には、磁極の生成が必要であるから、透磁率の異なる物質の界面をつくりだすことが必須である。
　ここで、溝形成の技術では、透磁率の異なる物質として鉄と空気を利用している。そのため、溝の体積分は単なる空間になるため鋼板の実効透磁率が低下し、磁気特性の指標である800A/mで磁化したときの磁束密度Ｂ８値が低下してしまう。
　従って、磁極を沢山生成して磁区細分化効果を高くすると、磁束密度は低下してしまうというジレンマが生じる。また、磁極は溝の側面でしか生じないため、鋼板表面（一方側面）に溝を形成する場合、鋼板の厚み中心部あるいは裏面（他方側面）では、溝形成による効果が波及し難い。
　そこで、本発明の発明者らは、上記した溝形成による効果を最大限に活かす、溝底面の形状について鋭意検討した。その結果、線状溝の底面に所定の条件を満足する凹部を設けることが有効であるとの知見を得た。すなわち、線状溝の底面に、所定の間隔を置いて並ぶ複数の凹部をそなえること、該凹部は所定の深さを有すること、が溝形成による磁区細分化の効果を発揮するのに適切であることを見出した。
　具体的には、図１に示すように、鋼板１の圧延方向を横切る向きに延び、かつ圧延方向に間隔を置いて形成した線状溝２において、溝の底面に複数の凹部３を溝２が延びる方向に設ける。この凹部３は、例えばａ－ａ線に沿う断面を図２（ａ）や図３に示すように円錐状にしたり、ｂ－ｂ線に沿う断面を図２（ｂ）に示すように円筒状にしたりすることができる。また、後述の式（１）に従う間隔ｐ(μm)および後述の式（２）に従う深さｄ(μm)を満足すれば、形状は特に問わず、異なった形状が並んでいても構わない。なお、図１では、説明の便宜上、線状溝毎に異なる形状の凹部を形成しているが、全ての線状溝に同じ形状の凹部を形成することが製造性の観点から好ましい。
　かように線状溝２の底部に凹部３を設けると、鋼板表面で生じる磁極の数よりは少ないものの、鋼板内方にも磁極が新たに生成する。ここで、磁壁はその内部エネルギーを最小化する向き、すなわち鋼板表面に対して垂直に裏面側に向かって生成する傾向にある。従って、鋼板内方で生じる磁極の数が少なくても、その磁壁は鋼板の内方へ真っ直ぐに生成するため、鋼板表面での磁極数に対する磁極数の減少に比べて磁区細分化効果の減少量は穏やかなものとなる。その結果、同一断面積となる従前の一様な深さの溝に比して、磁区細分化効果は大きくなる。
　ちなみに、本発明とは別の手段として、断面積一定の条件のもと、鋼板を全厚にわたって貫通するドット状の穴を線状に並べて磁極を生成する方法が考えられる。しかしながら、この形態は、穴と穴との間に溝がないため磁区細分化の効果は発揮されない。むしろ、同一断面積であれば、鋼板表面に一様な深さの溝を形成したほうが、細分化効果が高くなる。よって、本発明では、鋼板表面に一様な深さの溝を形成し、その底面に深い溝の一部と見做せる凹部を形成することによって、一段と優れた磁区細分化効果を生じさせるのである。
　次に、本発明の各構成要件の限定理由について述べる。
　本発明では、線状溝の底面に、該溝が延びる方向に以下の式（１）を満足する間隔ｐを置いて並ぶ複数の凹部をそなえること、そして該凹部は、以下の式（２）を満足する深さｄを有すること、が肝要である。
　0.20Ｗ≦ｐ≦1.20Ｗ　…（１）
　　ここで、Ｗ：線状溝の開口幅とし、
　0.10Ｄ≦ｄ≦1.00Ｄ　…（２）
　　ここで、Ｄ：線状溝の深さとする。
　なお、本発明において上記ｐ、ｄ、ＷおよびＤの単位は(μm)とする。
　凹部の間隔ｐは、線状溝の延びる方向に沿う断面（図１におけるａ－ａ線断面）を、長さ１mmにわたって光学顕微鏡もしくは電子顕微鏡で観察し、後述の平均深さＤの位置（図２の点線位置）を横切る凹部の個数を測定し、この個数で１mmを除した値とする。そして、任意の３個所について測定し、その平均を間隔ｐとする。また、Ｗは鋼板表面での線状溝の開口幅とする。
　凹部の深さｄは、線状溝の延びる方向に沿う断面（図１におけるａ－ａ線断面）を、長さ１mmにわたって光学顕微鏡もしくは電子顕微鏡で観察し、各凹部の最も深い部分の平均から線状溝の平均深さＤを引いたものとする。
　溝の平均深さＤは、線状溝の延びる方向に沿う断面（図１におけるａ－ａ線断面）を、長さ１mmにわたって光学顕微鏡もしくは電子顕微鏡で観察し、凹部を含めた溝の断面積（図２でハッチングした部分）を測定して、この断面積を１mmで除した値とする。なお、測定する断面は、溝の鋼板圧延方向での中央を通る断面とする。
　さて、上記のとおり、凹部の間隔ｐは、線状溝の開口幅をＷとしたとき、0.20Ｗ以上1.20Ｗ以下である必要がある。すなわち、凹部の間隔ｐが0.20Ｗよりも小さいと、上述の凹部を形成する効果がなくなる。換言すると、一様な溝深さの従前の溝と同じになり、磁区細分化効果を大きく改善することが難しくなる。一方、間隔ｐが1.20Ｗよりも大きくなると、間隔が拡がりすぎて、やはり磁区細分化効果を大きく改善することが難しくなる。
　また、凹部の深さｄは0.10Ｄ以上1.00Ｄ以下である必要がある。凹部の深さが0.10Ｄよりも小さい場合は上述の板厚中心部域での磁区細分化効果が得られない。一方、1.00Ｄよりも大きい場合は磁区細分化効果は大きくなる。しかしながら、鋼板の透磁率は低下し、高い磁束密度に励磁した場合の鉄損の増大を招く。そのため、凹部の深さは、1.00Ｄ以下である必要がある。例えば、凹部が図４に示すような断面形状となる場合、ｄ＝1.00Ｄとなる。
　なお、図１および２には、凹部３として円錐状および円筒状の事例を示したが、これらの形状に限らず、例えば楕円錐状や楕円筒状のほか、角柱や角錐形状等であってもよい。要は、間隔ｐおよび深さｄが上述の式（１）および式（２）を満足すればよい。
　また、線状溝の（平均）深さＤは、以下の式（３）を満足することが好ましい。なお、鋼板の厚みｔは、溝がない部分の板厚とする。
　0.05ｔ≦Ｄ≦0.20ｔ　…（３）
　　ここで、ｔ：鋼板の厚み（本発明においてｔの単位はmmとするが、上式に適用する場合は、μmに換算する）
　すなわち、線状溝の（平均）深さＤが0.05ｔに満たない場合は、鋼板の厚みに対して溝の深さが浅すぎるため、磁区細分化効果が発揮されないおそれがある。一方、（平均）深さＤが0.20ｔよりも大きい場合は、磁区細分化効果は大きくなるものの鋼板の透磁率が低下し、高い磁束密度に励磁した場合の鉄損の増大を招くおそれがある。そのため、Ｄは0.20ｔ以下とすることが好ましい。
　さらに、線状溝の延びる方向が鋼板の圧延方向と直交する方向と成す角度が０°以上40°以下であることが好ましい。すなわち、磁極の大きさは磁束の流れる方向と溝側面との成す角度に依存しており、方向性電磁鋼板では０°のときが最も大きくなる。磁極の大きさは角度が大きくなるほど小さくなるのでおおむね40°以下にすることが好ましい。より好ましくは30°以下である。
　線状溝の鋼板の圧延方向における相互間隔ｌ（図１参照、なお、本発明においてｌの単位はμmとする）は、以下の式（４）を満足することが好ましい。
　10Ｗ≦ｌ≦400Ｗ　…（４）
　　ここで、Ｗ：線状溝の開口幅
　すなわち、線状溝の間隔ｌが10Ｗよりも小さいと、単位長さあたりに形成される溝の本数が多くなるため磁区細分化効果は大きくなる。しかしながら、かかる溝の加工に時間がかかってコストの増大を招く。一方、間隔ｌが400Ｗよりも大きくなると、溝の本数は少なくなって生産性は向上するが磁区細分化効果が小さくなってしまう。
　線状溝の開口幅Ｗは、５μm以上150μm以下であることが好ましい。すなわち、線状溝の開口幅Ｗは狭いほど磁区細分化に有効であるが、５μmよりも狭い幅で鋼板表面を加工するためには極めて高価な加工法が必要となるため、生産性と加工コストの面で不利である。また、溝幅が拡がるほど加工が容易となるが150μmより大きくなっても生産性や、加工コストの改善効果が得られにくくなる。
　なお、図１では、線状溝２の延びる方向と直交する断面の形状を矩形状としているが、矩形に限らず、底面が円弧の連なりになる樋状であっても良い。
　本発明の方向性電磁鋼板に溝を形成する方法は特に限定されるものではないが、溝形成方法の具体的な例をいくつか述べる。
（エッチング法１） 
　最終冷間圧延後の方向性電磁鋼板の表面に、レジストマスクを形成し、その後電解エッチングにより鋼板表面に本発明に従う溝形状を形成する方法である。
　本発明に従う溝形状を達成するためには、マスク形成およびエッチングをそれぞれ２回繰り返す必要がある。すなわち、まず１回目で凹部に当たる部分を所望の間隔でドット状に鋼板が露出するようにレジストマスク形成しエッチング加工する。その後、レジストマスクをいったん除去し、２回目に線上に鋼板が露出するようにマスクを形成してエッチングする。このように、２段加工をすることによって本発明の溝形状を得ることができる。
　ここで、本発明のＤは凹部の一部も含まれることから、かかる影響を考慮して本発明を満たすように２回目のエッチング（Ｄを決めること）を行う必要がある。また、１回目のエッチングで形成した凹部に当たる部分は２回目のエッチングでその上部が除去されてしまう。よって、かかる２回目のエッチング後に本発明に従う凹部形状となるように、かかる除去を考慮して１回目のエッチングにおける凹部に当たる部分を形成する必要がある。なお、レジストマスクの形成はグラビア印刷、インクジェット印刷などで行うことができる。エッチングは、酸を用いた化学エッチングまたはNaCl水溶液を用いた電解エッチングにより行うことができる。
（エッチング法２）
　最終仕上焼鈍後のフォルステライト被膜が形成された方向性電磁鋼板を用いる方法である。レジストマスクとしてフォルステライト被膜を用いることで高価なエッチングレジストを用いることなく、またレジスト剥離工程を省略できるメリットがある。この方法でも前記の手法と同じく２段加工の必要がある。まず、１回目としてフォルステライト被膜にファイバーレーザーなどを用いて被膜をドット列状に剥離する。その後、エッチング加工を施し、引き続いて、ファイバーレーザーなどを用いて被膜を線状に剥離し２回目のエッチング加工を施す。エッチングなどは前法と同様に施すことができる。なお、２回目のエッチング加工後の凹部形状が重要であることは、前段落に述べたとおりである。
（レーザー直彫法）
　エッチング法では２段加工になるためプロセスコストが高くなる。そこで、短パルスレーザー（ピコ秒レーザーやフェムト秒レーザー）を用いて直接溝に加工する。
　最終仕上焼鈍後の方向性電磁鋼板に対して加工を施すのが簡単で好ましい。通常、フォルステライト（セラミックス）と鋼（地鉄）では加工に最適なレーザー出力が異なる（セラミックスの加工の方が、高出力が必要）が、あえてセラミックスに最適化した高出力で地鉄部分を加工することが好ましい。パルス間隔とレーザースキャン速度に比例したピッチで所望の溝形状および凹部形状を加工することができるので簡易だからである。
　最後に、本発明の方向性電磁鋼板を製造するに当たって、上記の条件以外は特に限定されないが、推奨される好適成分組成および上記の条件以外の製造条件について、以下に述べる。
　本発明において、インヒビターを利用する場合、例えばAlN系インヒビターを利用する場合であればAlおよびＮを、またMnＳ・MnSe系インヒビターを利用する場合であればMnとSeおよび／またはＳを、それぞれ適量含有させればよい。勿論、両インヒビターを併用してもよい。この場合におけるAl，Ｎ，ＳおよびSeの好適含有量はそれぞれ、Al：0.01～0.065質量％、Ｎ：0.005～0.012質量％、Ｓ：0.005～0.03質量％、Se：0.005～0.03質量％である。なお、これらのインヒビター成分は最終仕上げ焼鈍後に鋼板（地鉄）から除去され、不純物程度の含有量となる。
　また、本発明は、Al、Ｎ、ＳおよびSeの含有量を制限した、基本的にインヒビター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の量はそれぞれ、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以下にそれぞれ抑制することが好ましい。
　その他の基本的成分および任意添加成分について述べると、次のとおりである。
Ｃ：0.08質量％以下
　Ｃの含有量が0.08質量％を超えると、製品において磁気時効の起こらない50質量ppm以下まで製造工程中にＣを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、下限に関しては、Ｃを含まない素材でも二次再結晶が可能であるので特に設ける必要はない。
Si：2.0～8.0質量％
　Siは、鋼の電気抵抗を高め、鉄損を改善するのに有効な元素であるが、含有量が2.0質量％に満たないと十分な鉄損低減効果が達成できない。一方、Si量が8.0質量％を超えると加工性が著しく低下し、また磁束密度も低下する。そのため、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い。一方、 Mn量は1.0質量％を超えると製品板の磁束密度が低下する。そのため、 Mn量は0.005～1.0質量％の範囲とすることが好ましい。
　上記の基本的成分以外に、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、その含有量が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はそれぞれ磁気特性の向上に有用な元素であるが、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い。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。そのため、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、Feおよび製造工程において混入する不可避的不純物である。
　上記の好適成分組成に調整した鋼素材を、通常の造塊法、連続鋳造法でスラブとしてもよいし、100mm以下の厚さの薄鋳片を直接連続鋳造法で製造してもよい。スラブは、通常の方法で加熱して熱間圧延に供するが、鋳造後加熱せずに直ちに熱間圧延に供してもよい。薄鋳片の場合には熱間圧延しても良いし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めてもよい。ついで、必要に応じて熱延板焼鈍を行ったのち、一回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚とし、その後脱炭焼鈍ついで最終仕上げ焼鈍を、それぞれ施したのち、通常は絶縁張力コーティングを塗布して製品とする。
　質量％で、Si：3.3％、Ｃ：0.06％、Mn：0.08％、Ｓ：0.001％、Al：0.015％、Ｎ：0.006％、Cu：0.05％およびSb：0.01％を含有する鋼スラブを1100℃で30分加熱後、熱間圧延して2.2mmの板厚の熱延板とし、1000℃×１分間の条件で熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延により0.23mmの最終板厚の鋼板とした。ついで、この鋼板を、室温から820℃まで、加熱速度20℃/ｓにて昇温し、湿潤雰囲気下で一次再結晶焼鈍（脱炭焼鈍を兼ねる）を行ったのち、MgOを主体とする焼鈍分離剤を水スラリ状にしてから塗布して、乾燥した。さらに、この鋼板を300℃から800℃間を100時間かけて昇温させた後、1200℃まで50℃/ｈで昇温させ、1200℃で５時間焼鈍する最終仕上げ焼鈍を行った。続いて燐酸マグネシウム（Mg(PO3)2として）：30mol％、コロイダルシリカ（SiO2として）：60mol％、CrO3：10mol％の組成を持つ珪リン酸塩系の絶縁張力コーティングを塗布し、850℃×１分の条件で焼付けた。かくして得られた鋼板を圧延方向300mm×圧延直角方向100mmの大きさにせん断したのち、歪取焼鈍（800℃、２時間、Ｎ２雰囲気）に供した。その後、磁気特性（Ｗ１７/５０値、Ｂ８値）を測定した。測定結果は、Ｗ１７/５０：0.83W/kg、Ｂ８：1.92Ｔであった。
　次に、株式会社リプス・ワークス製のピコ秒レーザー加工機（PiCooLs）を用いて、鋼板に、表１に記載の種々の形状をもつ線状溝を加工した。その際、線状溝の延びる方向と鋼板の圧延方向に直交する方向との成す角度を10°とし、線状溝の相互間隔を3000μmとした。この溝加工後、歪取焼鈍（800℃、２時間、Ｎ２雰囲気）を施したのちの、鋼板の磁気特性（Ｗ１７/５０値、Ｗ1５/６０値、Ｂ８値）をそれぞれ測定した。それらの結果を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示したとおり、本発明に従う形状を有する溝であれば、線状溝の底面が一様な深さの従来例と同等以上に磁束密度Ｂ８を保ったまま、高磁場での鉄損Ｗ１７/５０を0.74W/kg 以下と、また、鉄損Ｗ1５/６０を0.71W/kg 以下と極めて良好にできる。
　ここで、Ｂ８とは800A/mで励磁した際の磁束密度を、Ｗ１７/５０は磁束密度1.7T、50Hzの交流で励磁した際の鉄損を、Ｗ1５/６０は磁束密度1.5T、60Hzの交流で励磁した際の鉄損をそれぞれあらわす。
　質量％で、Si：3.3％、Ｃ：0.06％、Mn：0.08％、Ｓ：0.001％、Al：0.020％、Ｎ：0.006％、Cu：0.05％およびSb：0.01％を含有する鋼スラブを、1200℃×30分の条件で加熱後、熱間圧延して2.2mmの板厚の熱延板とした。さらに、この熱延板に1000℃×１分間の条件で熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延により0.27mmの最終板厚の鋼板とした。ついで、この鋼板を室温から820℃まで加熱速度200℃/ｓにて昇温し、湿潤Ｈ２-Ｎ２雰囲気下で一次再結晶焼鈍（脱炭焼鈍を兼ねる）を行ったのち、MgOを主体とする焼鈍分離剤を水スラリ状にしてから塗布して、乾燥した。さらに、この鋼板を300℃から800℃間を100時間かけて昇温した後、1200℃まで50℃/ｈで昇温し、1200℃で５時間焼鈍して最終仕上げ焼鈍とした。続いて燐酸アルミニウム（Al(PO3)3として）25mol％、コロイダルシリカ（SiO2として）60mol％、CrO3：7mol％の組成を持つ珪リン酸塩系の絶縁張力コーティングを塗布し、800℃×１分の条件で焼付けた。かくして得られた鋼板を、圧延方向300mm×圧延直角方向100mmの大きさにせん断し、歪取焼鈍（800℃、２時間、Ｎ２雰囲気）した。その後、磁気特性（Ｗ１７/５０値、Ｂ８値）を測定した。測定結果は、Ｗ１７/５０：0.90W/kg、Ｂ８：1.93Ｔであった。
　次に、株式会社リプス・ワークス製のピコ秒レーザー加工機（PiCooLs）を用いて1段目の加工を行い、フォルステライト被膜および絶縁張力コートを表２に記載の形状となるように点状に剥離した。その後、NaClを電解液として電解エッチングを行った。ついで、上記レーザー加工機を用い２段目の加工として、表２に記載の形状となるように１回目に加工したドットとドットとの間に存在するフォルステライト被膜と絶縁コートを剥離し、NaClを電解液として電解エッチングを行った。
　さらに、溝加工後の鋼板に歪取焼鈍（800℃、２時間、Ｎ２雰囲気）を施した。ついで、かかる鋼板の磁気特性（Ｗ１７/５０値、Ｗ1５/６０値、Ｂ８値）を測定した。その結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示したとおり、本発明に従う形状を有する溝であれば、線状溝の底面が一様な深さの従来例と同等以上に磁束密度Ｂ８を保ったまま、高磁場での鉄損Ｗ１７/５０を0.80W/kg 以下と、また、鉄損Ｗ1５/６０を0.75W/kg 以下と極めて良好にできる。
　１　鋼板
　２　線状溝
　３　凹部
　ｌ　線状溝の相互間隔
　Ｗ　線状溝の開口幅
　ｔ　鋼板の厚み
　Ｄ　線状溝の深さ
　ｄ　凹部の深さ
　p　凹部の間隔

Claims (5)

  1. 　鋼板の表面に、複数の線状溝を介して細分化した磁区を有する方向性電磁鋼板であって、
    　前記線状溝の底面に、該溝が延びる方向に以下の式（１）を満足する間隔ｐ（μm）を置いて並ぶ複数の凹部をそなえ、
    　前記凹部は、以下の式（２）を満足する深さｄ（μm）を有する方向性電磁鋼板。
    　　0.20Ｗ≦ｐ≦1.20Ｗ　…（１）
    　　ここで、Ｗ：線状溝の開口幅（μm）
    　0.10Ｄ≦ｄ≦1.00Ｄ　…（２）
    　　ここで、Ｄ：線状溝の平均深さ（μm）
  2. 　前記線状溝の平均深さＤ（μm）が以下の式（３）を満足する請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
    　　0.05ｔ≦Ｄ≦0.20ｔ　…（３）
    　　ここで、ｔ：鋼板の厚み（μm）
  3. 　前記線状溝の延びる方向が、前記鋼板の圧延方向と直交する方向と成す角度が０°以上40°以下である請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板。
  4. 　前記線状溝の前記鋼板の圧延方向における相互間隔ｌ（μm）が以下の式（４）を満足する請求項１、２または３に記載の方向性電磁鋼板。
    　10Ｗ≦ｌ≦400Ｗ　…（４）
    　　ここで、Ｗ：線状溝の開口幅（μm）
  5. 　前記線状溝の開口幅Ｗが５μm以上150μm以下である請求項1乃至４のいずれかに記載の方向性電磁鋼板。
     
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020203928A1 (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
WO2024111642A1 (ja) * 2022-11-22 2024-05-30 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板及びその製造方法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022113517A1 (ja) * 2020-11-27 2022-06-02 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP7435486B2 (ja) 2021-01-18 2024-02-21 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN113319524B (zh) * 2021-04-16 2022-10-04 包头市威丰稀土电磁材料股份有限公司 一种激光刻痕降低取向硅钢铁损的制造方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5518566A (en) 1978-07-26 1980-02-08 Nippon Steel Corp Improving method for iron loss characteristic of directional electrical steel sheet
JPS6267114A (ja) 1985-09-20 1987-03-26 Nippon Steel Corp 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法
JPS6342332A (ja) 1986-08-06 1988-02-23 Kawasaki Steel Corp 低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法
JPH07220913A (ja) 1994-02-04 1995-08-18 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた電磁鋼板
WO1997024466A1 (fr) * 1995-12-27 1997-07-10 Nippon Steel Corporation Tole d'acier magnetique ayant d'excellentes proprietes magnetiques, et son procede de fabrication
JP2005059014A (ja) * 2003-08-14 2005-03-10 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法
WO2010147009A1 (ja) * 2009-06-19 2010-12-23 新日本製鐵株式会社 一方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP2012102395A (ja) * 2010-10-14 2012-05-31 Jfe Steel Corp 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP5771620B2 (ja) 2009-12-04 2015-09-02 ポスコ 低鉄損高磁束密度の方向性電磁鋼板

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS4719319Y1 (ja) 1968-02-02 1972-07-01
RU2540244C2 (ru) * 2010-08-06 2015-02-10 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Лист из текстурированной электротехнической стали
JP5891578B2 (ja) * 2010-09-28 2016-03-23 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板
JP6121086B2 (ja) * 2010-09-30 2017-04-26 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
KR101570017B1 (ko) 2011-12-28 2015-11-17 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 방향성 전기 강판 및 그 제조 방법
KR101636191B1 (ko) * 2012-04-26 2016-07-04 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 방향성 전기 강판 및 그 제조 방법
PL2843062T3 (pl) * 2012-04-27 2020-12-14 Nippon Steel Corporation Blacha cienka ze stali elektrotechnicznej o ziarnach zorientowanych oraz sposób jej wytwarzania
RU2611457C2 (ru) * 2012-10-31 2017-02-22 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Текстурированный лист электротехнической стали и способ его изготовления

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5518566A (en) 1978-07-26 1980-02-08 Nippon Steel Corp Improving method for iron loss characteristic of directional electrical steel sheet
JPS6267114A (ja) 1985-09-20 1987-03-26 Nippon Steel Corp 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法
JPS6342332A (ja) 1986-08-06 1988-02-23 Kawasaki Steel Corp 低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法
JPH07220913A (ja) 1994-02-04 1995-08-18 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた電磁鋼板
WO1997024466A1 (fr) * 1995-12-27 1997-07-10 Nippon Steel Corporation Tole d'acier magnetique ayant d'excellentes proprietes magnetiques, et son procede de fabrication
JP2005059014A (ja) * 2003-08-14 2005-03-10 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法
WO2010147009A1 (ja) * 2009-06-19 2010-12-23 新日本製鐵株式会社 一方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP4719319B2 (ja) 2009-06-19 2011-07-06 新日本製鐵株式会社 一方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP5771620B2 (ja) 2009-12-04 2015-09-02 ポスコ 低鉄損高磁束密度の方向性電磁鋼板
JP2012102395A (ja) * 2010-10-14 2012-05-31 Jfe Steel Corp 方向性電磁鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3584330A4

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020203928A1 (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP6769587B1 (ja) * 2019-03-29 2020-10-14 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
WO2024111642A1 (ja) * 2022-11-22 2024-05-30 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板及びその製造方法

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