JP4377477B2 - 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、変圧器等の鉄心に使用される一方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一方向性電磁鋼板は主に変圧器や発電機の鉄心材料に使用される。この鋼板は製造工程の仕上焼鈍で、二次再結晶を利用して｛１１０｝＜００１＞方位いわゆるゴス方位に高度に集積させた組織として低鉄損を得ている。方向性電磁鋼板の鉄損は、ＪＩＳ Ｃ 2553 でＷ17/50 （Ｂ8 １．７Ｔ、５０Ｈz の励磁条件下でのエネルギー損失）で評価され、グレード分けされている。
【０００３】
変圧器の鉄心には巻き鉄心と積み鉄心の二種類があるが、巻き鉄心、積み鉄心においても、トランスを小型化するために１．７Ｔより高い、例えば１．９Ｔ程度の設計磁束密度とする場合がある。
積み鉄心では、“日”、“目”型に鋼板を積層し鉄心とするため、鉄心の設計磁束密度が１．７Ｔであっても鉄心の局部的には１．７Ｔ以上の磁束密度となるため、１．７Ｔ以上の例えばＷ19/50 もトランス鉄損には大きく影響する。
最近では地球環境の保全や省エネルギーの見地から、更に鉄損の少ない方向性電磁鋼板が市場から求められており、特に１．９Ｔのような高磁場でも鉄損の少ない鋼板が求められている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
従来は鉄損Ｗ１７／５０ を下げるべく、長年にわたり発明、改善がなされてきた。しかし、上記のような最近の状況に鑑み、本発明の目的は１．７Ｔより高く、励磁磁束密度の鉄損が少ない高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記課題を解決するため以下の構成を要旨とする。
（１）重量％で、
Ｃ ：０．０１５〜０．０７８％、
Ｓｉ：２．０〜７．０％、
Ｍｎ：０．０３〜０．２％、
Sol.Ａｌ：０．０１０〜０．０６５％、
Ｎ ：０．００４０〜０．０１００％、
ＳおよびＳｅの１種または２種の合計：０．００５〜０．０５０％、
ＳｂとＭｏ、またはＳｎとＣｕ、の組み合わせで、それらの元素各々で０．００３〜０．３％含有し、
残部はＦｅと不可避的不純物の組成になるスラブを加熱したのち熱延したコイル、または溶鋼から直接鋳造されたコイルを出発材として、熱延板焼鈍し最終強冷延、または熱延板焼鈍、予備冷延、析出焼鈍し、最終強冷延する工程を経て、冷延率８５〜９０％の最終板厚とし、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍そして最終コ−ティングを施し、高磁束密度一方向性電磁鋼板を製造する方法において、脱炭焼鈍の加熱段階として１００℃／ｓ以上の加熱速度で、８００℃以上の温度に加熱処理し、工程の途中または最後にレーザー照射、または、エッチングによる溝加工を行って磁区制御し、鋼板の結晶方位が｛１１０｝＜００１＞の理想方位に対して平均値で５度以下の方位のずれであり、鋼板の１８０度磁区幅の平均が０．２６mm以下であることを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
【０００８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の詳細について説明する。
本発明者らはＷ19/50 の少ない一方向性電磁鋼板を開発すべく鋭意研究を重ねた結果、結晶方位のずれと１８０度磁区幅を高度に制御することが非常に有効であることを見出した。
本発明者は、高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造工程条件を種々変更し、Ｗ19/50 の低いものと高いものを製造した。本発明の範囲にあるＣ：０．００２重量％（以下％と略す）、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．０７％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０１％、Ｔ．Ｎ：０．００１％、Ｓｎ：０．１１％、Ｃｕ：０．０７％を含み、板厚０．２３mm、鋼板の結晶方位が｛１１０｝＜００１＞に対して平均値で３度のずれをもつサンプルの調査結果を以下に示す。
【０００９】
試料（１）はＷ17/50 ：０．７０Ｗ/kg 、Ｗ19/50 ：１．２０Ｗ/kg で、試料（２）はＷ17/50 ：０．７７Ｗ/kg 、Ｗ19/50 ：１．４９Ｗ/kg である。
この鉄損の差を解明するため、本発明者らは１８０度磁区幅に着目した。鉄損は一般にヒステリシス損、古典的渦電流損、異常渦電流損に分けられ、異常渦電流損は総鉄損の約４０％を占める。方向性電磁鋼板の場合、異常渦電流損は１８０度磁区幅に比例して増加することが知られている。
【００１０】
１８０度磁区幅については、T. Nozawa et al. : IEEE Trans. Mag. No.4, MAG-14(1978), p.252 に、単結晶で結晶方位と１８０度磁区幅の関係を定量化した報告がある。
しかし、多結晶である一方向性電磁鋼板製品の１８０度磁区幅を定量化した例はない。鋼板へのスクラッチ付与、レーザー照射や歯形ロールによる溝加工は、１８０度磁区幅が狭幅化することはよく知られているが、これらと１８０度磁区幅の関係も定量的に評価した例はない。
【００１１】
そこで本発明者らは、多結晶である高磁束密度一方向性電磁鋼板の１８０度磁区幅の定量化を以下の方法で行うことを考案した。図１にその方法を示す。
まず、鋼板試料をビッター法で１８０度磁区を現出させた。その後、５mmの升目をかぶせ、升目毎に１８０度磁区数を計測した。１試料について１９０升測定し、１９０升の磁区幅の平均と分布を求め、当該試料の測定値とした。合計すると、１試料について約２０００の１８０度磁区数を計測し、１８０度磁区幅を定量した。
・１升の磁区幅 ＝５mm／１８０度磁区数
・当該試料の平均磁区幅 ＝１９０升の磁区幅の平均
【００１２】
次に、この方法を用いて試料（１）と（２）の１８０度磁区幅を比較した。図２に試料（１）と（２）の磁区幅の分布を示す。図２において、磁区幅の縦幅は範囲の上限を示す。例えば０．２は０〜０．２以下、０．４は０．２mm超〜０．４mm以下である。この比較において平均磁区幅は、試料（１）は０．２６mm、試料（２）は０．３２mmであった。これより、１８０度磁区幅の平均が試料（１）と（２）で大きく異なることが判明した。
【００１３】
１８０度磁区幅と鉄損Ｗ17/50 とＷ19/50 の関係を調査した実験結果を示す。Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．０７％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０１％、Ｔ．Ｎ：０．００１％、Ｓｎ：０．１１％、Ｃｕ：０．０７％を含み、板厚０．２３mmの製品を種々の製造方法で作成し、１８０度磁区幅の平均と鉄損Ｗ17/50 ，Ｗ19/50 を測定した。｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角は３度であった。
【００１４】
図３に１８０度磁区幅の平均とＷ17/50 の関係、図４に１８０度磁区幅の平均とＷ19/50 の関係を示す。図５には１８０度磁区幅の平均とＷ19/50 ／Ｗ17/50 の関係を示す。Ｗ19/50 ／Ｗ17/50 はＷ17/50 に対するＷ19/50 の劣化の程度を意味する。
１８０度磁区幅の平均とＷ17/50 、Ｗ19/50 は良い相関があり、１８０度磁区幅の平均が狭くなるほどＷ17/50 、Ｗ19/50 が下がることが分かる。さらに、１８０度磁区幅の平均が狭くなるほどＷ19/50 ／Ｗ17/50 は小さくなり、１８０度磁区幅の平均を狭くするほど特に高磁場鉄損が良好になることが判明した。
【００１５】
図６は、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．０７％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０１％、Ｔ．Ｎ：０．００１％、Ｓｎ：０．１１％、Ｃｕ：０．０７％を含み、板厚０．２３mmの製品を種々の製造方法で作成し、１８０度磁区幅の平均が０．２５〜０．２６mmの試料について、｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角とＷ19/50 ／Ｗ17/50 の関係を調査した結果である。
｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角はラウエ法で測定し、二次再結晶粒４０個を測定した平均値である。これより、ずれ角が５度以下であると低いＷ19/50 ／Ｗ17/50 を得られることが分かる。
【００１６】
次に、本発明の製造方法により製造した高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の限定理由を説明する。以下の成分は、鋼中に含まれる重量％である。
Ｃは、０．００５％を超えると磁気時効により製品の磁気特性を劣化させるので、０．００５％以下とした。
【００１７】
Ｓｉは，下限２．０％未満では渦電流損が増大し良好な鉄損が得られず、上限７．０％を超えると加工性が著しく劣化するので、２．０〜７．０％とする。
【００１８】
Ｍｎは、０．２％以下を含む。製造工程でインヒビターＭｎＳ，ＭｎＳｅを形成し、高温焼鈍でＳ，Ｓｅが純化された後に鋼中に残存したものであり、０．２％を上限に含有する。
【００１９】
ＳおよびＳｅのうちから選んだ１種または２種合計は、インヒビターＭｎＳ，ＭｎＳｅを形成し、高温焼鈍でＳ，Ｓｅが純化された後に鋼中に残存したものであり、０．００５％以下を含む。０．００５％を超えると鉄損が悪化する。
【００２０】
Ａｌは、製造工程でインヒビターＡｌＮを形成し、高温焼鈍でＮが純化された後に鋼中に残存したものであり、０．０６５％以下を含む。インヒビターとしてＡｌＮを使用しなくても構わない。
【００２１】
Ｎは、製造工程でインヒビターＡｌＮを形成し、高温焼鈍でＮが純化された後に鋼中に残存したものであり、０．００５％以下を含む。０．００５％を超えると鉄損が悪化する。インヒビターとしてＡｌＮを使用しなくても構わない。
【００２２】
ＳｂとＭｏ，またはＳｎとＣｕ、の組み合わせは、インヒビター、粒界偏析として添加し、各々０．００３〜０．３％含有させる。
【００２３】
鋼板の１８０度磁区幅の平均は、図５より０．２６mmを超えると高磁場鉄損を低くできない。また、鋼板の結晶方位のずれ角度が｛１１０｝＜００１＞の理想方位に対する平均値で、図６より５度を超えると高磁場鉄損を低くできない。
本発明の高磁束密度一方向性電磁鋼板は、その表面にフォルステライトやスピネルを主成分とする一次皮膜と、絶縁皮膜（二次皮膜）を通常有する。しかし、一次皮膜、二次皮膜ともになし、一次皮膜のみ、一次皮膜なしで二次皮膜のみ、絶縁皮膜としてイオンプレーティングなどによるＴｉＮ皮膜などでも何ら問題はない。
【００２４】
次に、高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。まず、熱延コイル、または溶鋼から直接鋳造されたコイルの成分について説明する。
Ｃは、下限０．０１５％未満であれば２次再結晶が不安定となり，上限の０．０７８％は、これよりＣが多くなると脱炭所要時間が長くなり、経済的に不利となるために限定した。
【００２５】
Ｓｉは、下限２％未満では良好な鉄損が得られず、上限７％を超えると冷延性が著しく劣下するため、２．０〜７．０％とする。
【００２６】
Ｍｎは、下限０．０３％未満であれば熱間脆化を起こし、上限０．２％を超えるとかえって磁気特性を劣化させるため、０．０３〜０．２％とする。
【００２７】
Ｓ，Ｓｅは、ＭｎＳ，ＭｎＳｅを形成するために必要な元素で、これらの一種または２種の合計が下限０．００５％未満ではＭｎＳ，ＭｎＳｅの絶対量が不足し、上限０．０５０％を超えると熱間割れを生じ、また最終仕上焼鈍での純化が困難となるため、０．００５〜０．０５０％とする。
【００２８】
Ｓｏｌ．Ａｌは、ＡｌＮを形成するために有効な元素で、下限０．０１０％未満ではＡｌＮの絶対量が不足し、上限０．０６５％を超えるとＡｌＮの適当な分散状態が得られない。インヒビターとしてＡｌＮを使用しなくても構わない。
【００２９】
Ｎは，ＡｌＮを形成するために有効な元素で、下限０．００４０％未満ではＡｌＮの絶対量が不足し、上限０．０１００％を超えるとＡｌＮの適当な分散状態が得られない。インヒビターとしてＡｌＮを使用しなくても構わない。
【００３０】
ＳｂとＭｏ，またはＳｎとＣｕ、の組み合わせはインヒビター、粒界偏析として２次再結晶を安定化させるが、各々の含有量が下限０．００３％未満では偏析量が不足し、上限０．３％は経済的理由と脱炭性の悪化を防止するためである。
【００３１】
溶鋼は、スラブ、または直接鋼帯に鋳造される。スラブに鋳造した場合は、通常の熱延方法でコイルに仕上げられる。鋼帯または熱延コイルは、熱延板焼鈍し最終強冷延、または予備冷延、析出焼鈍し、最終強冷延、または熱延板焼鈍、予備冷延、析出焼鈍し、最終強冷延という工程を経て最終板厚とし、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍そして最終コ−ティングを施し製品となる。
【００３２】
脱炭焼鈍する直前に１００℃／ｓ以上の加熱速度で、８００℃以上の温度に加熱処理を行う。加熱速度が１００℃／ｓより遅いとＷ19/50 ／Ｗ17/50 が低い値を得られない。加熱温度が８００℃より低くてもＷ19/50 ／Ｗ17/50 が低い値を得られない。上記急速加熱処理は脱炭焼鈍の加熱段階に組み込んでもかまわず、この方が工程が少ないので望ましい。
製品には磁区制御、すなわちレーザー照射、プラズマ照射、歯形ロールやエッチングによる溝加工などを施す。または冷延板、脱炭焼鈍板、高温焼鈍板などの中間工程で歯形ロールやエッチングによる溝加工を行い磁区制御を行う。
【００３３】
【実施例】
（実施例１）
溶鋼を連続鋳造し、スラブ加熱し、熱間圧延し、Ｃ：０．０７１％、Ｓｉ：３．２２％、Ｍｎ：０．０８８％、Ｓ：０．０２８％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２２％、Ｎ：０．００９１％、Ｓｎ：０．１２％、Ｃｕ：０．０７％を含有する２．３mm厚のホットコイルを得た。そして、１１００℃×１０秒＋９５０℃×６０秒の均熱後、急冷する熱延板焼鈍をし、０．２２mmに強冷延し製品板厚とした。
その後、得られた冷延板を脱炭焼鈍する際、加熱段階を種々の加熱速度で８５０℃まで加熱し、その後８５０℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍分離剤を塗布した後、水素気流中で１２００℃で２０時間保持し最終仕上焼鈍を行ない、コ−ティング液を塗布し製品とした。
【００３４】
｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角は３度であり、製品の鋼中の成分はＣ：０．００２％、Ｓｉ：３．１８％、Ｍｎ：０．０８０％、Ｓ：０．００１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１２％、Ｎ：０．００１０％、Ｓｎ：０．１２％、Ｃｕ：０．０７％であった。これに、照射列間隔６．５mm、照射点間隔０．５mm、照射エネルギー１．０mJ／mm2 の条件でレーザー照射し磁区制御した。脱炭焼鈍の加熱速度と磁気特性の関係を表１に示す。これより、本発明例は比較例と比べ高磁場鉄損が優れていることがわかる。
【００３５】
【表１】
【００３６】
（実施例２）
溶鋼を連続鋳造し、スラブ加熱し、熱間圧延し、Ｃ：０．０７０％、Ｓｉ：３．２８％、Ｍｎ：０．０７８％、Ｓ：０．０２４％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２１％、Ｎ：０．００８９％、Ｓｎ：０．１２％、Ｃｕ：０．０７％を含有する２．０mm厚のホットコイルを得た。そして，１１００℃×１０秒＋９５０℃×６０秒の均熱後、急冷する熱延板焼鈍をし、０．２２mmに強冷延し製品板厚とした。
その後、得られた冷延板を脱炭焼鈍する際、加熱段階を３００℃／ｓの加熱速度で種々の温度まで加熱し、その後８５０℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍分離剤を塗布した後、水素気流中で１２００℃で２０時間保持し最終仕上焼鈍を行ない、コ−ティング液を塗布し製品とした。
【００３７】
｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角は３度であり、製品の鋼中の成分はＣ：０．００２％、Ｓｉ：３．１７％、Ｍｎ：０．０７０％、Ｓ：０．００１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００９％、Ｎ：０．０００９％、Ｓｎ：０．１２％、Ｃｕ：０．０７％であった。これに、照射列間隔６．５mm、照射点間隔０．５mm、照射エネルギー１．０mJ／mm2 の条件でレーザー照射し磁区制御した。この時の加熱段階の到達温度と磁気特性の関係を表２に示す。これより、本発明例は比較例と比べ高磁場鉄損が優れていることがわかる。
【００３８】
【表２】
【００３９】
（実施例３）
溶鋼を直接鋼帯に鋳造し、Ｃ：０．０７８％、Ｓｉ：３．３０％、Ｍｎ：０．０７８％、Ｓ：０．０２２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３２％、Ｎ：０．００７８％、Ｓｎ：０．１５％、Ｃｕ：０．０７％を含有する２．３mm厚のコイルとした。そして、１１００℃×１０秒＋９５０℃×６０秒の均熱後、急冷する熱延板焼鈍をし、０．２２mmに強冷延し製品板厚とした。
その後、得られた冷延板を脱炭焼鈍する際、加熱段階を４００℃/sで８５０℃まで加熱し、その後８５０℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍分離剤を塗布した後、水素気流中で１２００℃で２０時間保持し最終仕上焼鈍を行ない、コ−ティング液を塗布し製品とした。
【００４０】
｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角は３度であり、製品の鋼中の成分はＣ：０．００２％、Ｓｉ：３．１８％、Ｍｎ：０．０７０％、Ｓ：０．００１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１２％、Ｎ：０．００１０％、Ｓｎ：０．１５％、Ｃｕ：０．０７％であった。一部の試料に、エッチングによる溝加工を行い１８０度磁区幅の平均を変更した。溝加工の条件は、溝間隔５mm、溝幅１５０μｍ、溝深さ３０μｍである。この時の１８０度磁区幅の平均とＷ17/50 、Ｗ19/50 、及びＷ19/50 ／Ｗ17/50 を表３に示す。これより、本発明例は高磁場鉄損が優れていること分かる。
【００４１】
【表３】
【００４２】
（実施例４）
溶鋼を連続鋳造し、スラブ加熱し、熱間圧延し、Ｃ：０．０７８％、Ｓｉ：３．３０％、Ｍｎ：０．０７８％、Ｓ：０．０２２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３２％、Ｎ：０．００７８％、Ｓｎ：０．１５％、Ｃｕ：０．０７％を含有する種々の板厚のホットコイルとした。そして、１１００℃×１０秒＋９５０℃×６０秒の均熱後、急冷する熱延板焼鈍をし、０．２２mmに強冷延し製品板厚とした。
その後、得られた冷延板を脱炭焼鈍する際、加熱段階を４００℃/sで８５０℃まで加熱し、その後８５０℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍分離剤を塗布した後、水素気流中で１２００℃で２０時間保持し最終仕上焼鈍を行ない、コ−ティング液を塗布し製品とした。
【００４３】
製品の鋼中の成分は、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．２０％、Ｍｎ：０．０６８％、Ｓ：０．００１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１１％、Ｎ：０．００１０％、Ｓｎ：０．１５％、Ｃｕ：０．０７％であった。これに、照射列間隔６．５mm、照射点間隔０．５mm、照射エネルギー１．０mJ／mm2 の条件でレーザー照射し磁区制御した。１８０度磁区幅の平均の平均は０．２３〜０．２６mmであった。
冷延率、｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角とＷ17/50 、Ｗ19/50 、及びＷ19/50 ／Ｗ17/50 を表４に示す。これより、本発明例は高磁場鉄損が優れていることが分かる。
【００４４】
【表４】
【００４５】
（実施例５）
溶鋼を連続鋳造し、スラブ加熱し、熱間圧延し、Ｃ：０．０７５％、Ｓｉ：３．３１％、Ｍｎ：０．０７５％、Ｓ：０．０１４％、Ｓｅ：０．０１４％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２７％、Ｎ：０．００８９％、Ｓｂ：０．１５％、Ｍｏ：０．０３％を含有するスラブを連続鋳造し、スラブ加熱し、熱間圧延し、２．７mm厚の熱延板を得た。熱延板焼鈍は１０００℃で２分間行い、１．６０mmに冷延し、析出焼鈍は１１００℃で２分均熱後急冷し、０．２２mmに最終冷延した。
その後、得られた冷延板を脱炭焼鈍する際、加熱段階を３００℃／ｓの加熱速度で種々の温度まで加熱し、その後８５０℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍分離剤を塗布した後、水素気流中で１２００℃で２０時間保持し最終仕上焼鈍を行ない、コ−ティング液を塗布し製品とした。
【００４６】
｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角は４度であり、製品の鋼中の成分は、Ｃ：０．００３％、Ｓｉ：３．２１％、Ｍｎ：０．０７０％、Ｓ：０．００１％、Ｓｅ：０．００１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％、Ｎ：０．００１５％、Ｓｂ：０．１５％、Ｍｏ：０．０３％であった。
製造工程の途中で、一部の試料には、溝間隔は３mm、溝幅１５０μｍ、溝深さ２０μｍという条件で、冷延板にエッチングによる溝加工を行い磁区制御を行った。この時の磁気特性を表５に示す。これより、本発明例は比較例と比べ高磁場鉄損が優れていることが分かる。
【００４７】
【表５】
【００５１】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板を提供でき、その工業的効果は非常に大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】１８０度磁区幅測定方法を示す図。
【図２】試料（１）と試料（２）の１８０度磁区幅の分布を示す図。
【図３】１８０度磁区幅とＷ17/50 の関係を示す図。
【図４】１８０度磁区幅とＷ19/50 の関係を示す図。
【図５】１８０度磁区幅とＷ19/50 ／Ｗ17/50 の関係を示す図。
【図６】｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角とＷ19/50 ／Ｗ17/50 の関係を示す図。
【発明の属する技術分野】
本発明は、変圧器等の鉄心に使用される一方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一方向性電磁鋼板は主に変圧器や発電機の鉄心材料に使用される。この鋼板は製造工程の仕上焼鈍で、二次再結晶を利用して｛１１０｝＜００１＞方位いわゆるゴス方位に高度に集積させた組織として低鉄損を得ている。方向性電磁鋼板の鉄損は、ＪＩＳ Ｃ 2553 でＷ17/50 （Ｂ8 １．７Ｔ、５０Ｈz の励磁条件下でのエネルギー損失）で評価され、グレード分けされている。
【０００３】
変圧器の鉄心には巻き鉄心と積み鉄心の二種類があるが、巻き鉄心、積み鉄心においても、トランスを小型化するために１．７Ｔより高い、例えば１．９Ｔ程度の設計磁束密度とする場合がある。
積み鉄心では、“日”、“目”型に鋼板を積層し鉄心とするため、鉄心の設計磁束密度が１．７Ｔであっても鉄心の局部的には１．７Ｔ以上の磁束密度となるため、１．７Ｔ以上の例えばＷ19/50 もトランス鉄損には大きく影響する。
最近では地球環境の保全や省エネルギーの見地から、更に鉄損の少ない方向性電磁鋼板が市場から求められており、特に１．９Ｔのような高磁場でも鉄損の少ない鋼板が求められている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
従来は鉄損Ｗ１７／５０ を下げるべく、長年にわたり発明、改善がなされてきた。しかし、上記のような最近の状況に鑑み、本発明の目的は１．７Ｔより高く、励磁磁束密度の鉄損が少ない高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記課題を解決するため以下の構成を要旨とする。
（１）重量％で、
Ｃ ：０．０１５〜０．０７８％、
Ｓｉ：２．０〜７．０％、
Ｍｎ：０．０３〜０．２％、
Sol.Ａｌ：０．０１０〜０．０６５％、
Ｎ ：０．００４０〜０．０１００％、
ＳおよびＳｅの１種または２種の合計：０．００５〜０．０５０％、
ＳｂとＭｏ、またはＳｎとＣｕ、の組み合わせで、それらの元素各々で０．００３〜０．３％含有し、
残部はＦｅと不可避的不純物の組成になるスラブを加熱したのち熱延したコイル、または溶鋼から直接鋳造されたコイルを出発材として、熱延板焼鈍し最終強冷延、または熱延板焼鈍、予備冷延、析出焼鈍し、最終強冷延する工程を経て、冷延率８５〜９０％の最終板厚とし、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍そして最終コ−ティングを施し、高磁束密度一方向性電磁鋼板を製造する方法において、脱炭焼鈍の加熱段階として１００℃／ｓ以上の加熱速度で、８００℃以上の温度に加熱処理し、工程の途中または最後にレーザー照射、または、エッチングによる溝加工を行って磁区制御し、鋼板の結晶方位が｛１１０｝＜００１＞の理想方位に対して平均値で５度以下の方位のずれであり、鋼板の１８０度磁区幅の平均が０．２６mm以下であることを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
【０００８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の詳細について説明する。
本発明者らはＷ19/50 の少ない一方向性電磁鋼板を開発すべく鋭意研究を重ねた結果、結晶方位のずれと１８０度磁区幅を高度に制御することが非常に有効であることを見出した。
本発明者は、高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造工程条件を種々変更し、Ｗ19/50 の低いものと高いものを製造した。本発明の範囲にあるＣ：０．００２重量％（以下％と略す）、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．０７％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０１％、Ｔ．Ｎ：０．００１％、Ｓｎ：０．１１％、Ｃｕ：０．０７％を含み、板厚０．２３mm、鋼板の結晶方位が｛１１０｝＜００１＞に対して平均値で３度のずれをもつサンプルの調査結果を以下に示す。
【０００９】
試料（１）はＷ17/50 ：０．７０Ｗ/kg 、Ｗ19/50 ：１．２０Ｗ/kg で、試料（２）はＷ17/50 ：０．７７Ｗ/kg 、Ｗ19/50 ：１．４９Ｗ/kg である。
この鉄損の差を解明するため、本発明者らは１８０度磁区幅に着目した。鉄損は一般にヒステリシス損、古典的渦電流損、異常渦電流損に分けられ、異常渦電流損は総鉄損の約４０％を占める。方向性電磁鋼板の場合、異常渦電流損は１８０度磁区幅に比例して増加することが知られている。
【００１０】
１８０度磁区幅については、T. Nozawa et al. : IEEE Trans. Mag. No.4, MAG-14(1978), p.252 に、単結晶で結晶方位と１８０度磁区幅の関係を定量化した報告がある。
しかし、多結晶である一方向性電磁鋼板製品の１８０度磁区幅を定量化した例はない。鋼板へのスクラッチ付与、レーザー照射や歯形ロールによる溝加工は、１８０度磁区幅が狭幅化することはよく知られているが、これらと１８０度磁区幅の関係も定量的に評価した例はない。
【００１１】
そこで本発明者らは、多結晶である高磁束密度一方向性電磁鋼板の１８０度磁区幅の定量化を以下の方法で行うことを考案した。図１にその方法を示す。
まず、鋼板試料をビッター法で１８０度磁区を現出させた。その後、５mmの升目をかぶせ、升目毎に１８０度磁区数を計測した。１試料について１９０升測定し、１９０升の磁区幅の平均と分布を求め、当該試料の測定値とした。合計すると、１試料について約２０００の１８０度磁区数を計測し、１８０度磁区幅を定量した。
・１升の磁区幅 ＝５mm／１８０度磁区数
・当該試料の平均磁区幅 ＝１９０升の磁区幅の平均
【００１２】
次に、この方法を用いて試料（１）と（２）の１８０度磁区幅を比較した。図２に試料（１）と（２）の磁区幅の分布を示す。図２において、磁区幅の縦幅は範囲の上限を示す。例えば０．２は０〜０．２以下、０．４は０．２mm超〜０．４mm以下である。この比較において平均磁区幅は、試料（１）は０．２６mm、試料（２）は０．３２mmであった。これより、１８０度磁区幅の平均が試料（１）と（２）で大きく異なることが判明した。
【００１３】
１８０度磁区幅と鉄損Ｗ17/50 とＷ19/50 の関係を調査した実験結果を示す。Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．０７％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０１％、Ｔ．Ｎ：０．００１％、Ｓｎ：０．１１％、Ｃｕ：０．０７％を含み、板厚０．２３mmの製品を種々の製造方法で作成し、１８０度磁区幅の平均と鉄損Ｗ17/50 ，Ｗ19/50 を測定した。｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角は３度であった。
【００１４】
図３に１８０度磁区幅の平均とＷ17/50 の関係、図４に１８０度磁区幅の平均とＷ19/50 の関係を示す。図５には１８０度磁区幅の平均とＷ19/50 ／Ｗ17/50 の関係を示す。Ｗ19/50 ／Ｗ17/50 はＷ17/50 に対するＷ19/50 の劣化の程度を意味する。
１８０度磁区幅の平均とＷ17/50 、Ｗ19/50 は良い相関があり、１８０度磁区幅の平均が狭くなるほどＷ17/50 、Ｗ19/50 が下がることが分かる。さらに、１８０度磁区幅の平均が狭くなるほどＷ19/50 ／Ｗ17/50 は小さくなり、１８０度磁区幅の平均を狭くするほど特に高磁場鉄損が良好になることが判明した。
【００１５】
図６は、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．０７％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０１％、Ｔ．Ｎ：０．００１％、Ｓｎ：０．１１％、Ｃｕ：０．０７％を含み、板厚０．２３mmの製品を種々の製造方法で作成し、１８０度磁区幅の平均が０．２５〜０．２６mmの試料について、｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角とＷ19/50 ／Ｗ17/50 の関係を調査した結果である。
｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角はラウエ法で測定し、二次再結晶粒４０個を測定した平均値である。これより、ずれ角が５度以下であると低いＷ19/50 ／Ｗ17/50 を得られることが分かる。
【００１６】
次に、本発明の製造方法により製造した高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の限定理由を説明する。以下の成分は、鋼中に含まれる重量％である。
Ｃは、０．００５％を超えると磁気時効により製品の磁気特性を劣化させるので、０．００５％以下とした。
【００１７】
Ｓｉは，下限２．０％未満では渦電流損が増大し良好な鉄損が得られず、上限７．０％を超えると加工性が著しく劣化するので、２．０〜７．０％とする。
【００１８】
Ｍｎは、０．２％以下を含む。製造工程でインヒビターＭｎＳ，ＭｎＳｅを形成し、高温焼鈍でＳ，Ｓｅが純化された後に鋼中に残存したものであり、０．２％を上限に含有する。
【００１９】
ＳおよびＳｅのうちから選んだ１種または２種合計は、インヒビターＭｎＳ，ＭｎＳｅを形成し、高温焼鈍でＳ，Ｓｅが純化された後に鋼中に残存したものであり、０．００５％以下を含む。０．００５％を超えると鉄損が悪化する。
【００２０】
Ａｌは、製造工程でインヒビターＡｌＮを形成し、高温焼鈍でＮが純化された後に鋼中に残存したものであり、０．０６５％以下を含む。インヒビターとしてＡｌＮを使用しなくても構わない。
【００２１】
Ｎは、製造工程でインヒビターＡｌＮを形成し、高温焼鈍でＮが純化された後に鋼中に残存したものであり、０．００５％以下を含む。０．００５％を超えると鉄損が悪化する。インヒビターとしてＡｌＮを使用しなくても構わない。
【００２２】
ＳｂとＭｏ，またはＳｎとＣｕ、の組み合わせは、インヒビター、粒界偏析として添加し、各々０．００３〜０．３％含有させる。
【００２３】
鋼板の１８０度磁区幅の平均は、図５より０．２６mmを超えると高磁場鉄損を低くできない。また、鋼板の結晶方位のずれ角度が｛１１０｝＜００１＞の理想方位に対する平均値で、図６より５度を超えると高磁場鉄損を低くできない。
本発明の高磁束密度一方向性電磁鋼板は、その表面にフォルステライトやスピネルを主成分とする一次皮膜と、絶縁皮膜（二次皮膜）を通常有する。しかし、一次皮膜、二次皮膜ともになし、一次皮膜のみ、一次皮膜なしで二次皮膜のみ、絶縁皮膜としてイオンプレーティングなどによるＴｉＮ皮膜などでも何ら問題はない。
【００２４】
次に、高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。まず、熱延コイル、または溶鋼から直接鋳造されたコイルの成分について説明する。
Ｃは、下限０．０１５％未満であれば２次再結晶が不安定となり，上限の０．０７８％は、これよりＣが多くなると脱炭所要時間が長くなり、経済的に不利となるために限定した。
【００２５】
Ｓｉは、下限２％未満では良好な鉄損が得られず、上限７％を超えると冷延性が著しく劣下するため、２．０〜７．０％とする。
【００２６】
Ｍｎは、下限０．０３％未満であれば熱間脆化を起こし、上限０．２％を超えるとかえって磁気特性を劣化させるため、０．０３〜０．２％とする。
【００２７】
Ｓ，Ｓｅは、ＭｎＳ，ＭｎＳｅを形成するために必要な元素で、これらの一種または２種の合計が下限０．００５％未満ではＭｎＳ，ＭｎＳｅの絶対量が不足し、上限０．０５０％を超えると熱間割れを生じ、また最終仕上焼鈍での純化が困難となるため、０．００５〜０．０５０％とする。
【００２８】
Ｓｏｌ．Ａｌは、ＡｌＮを形成するために有効な元素で、下限０．０１０％未満ではＡｌＮの絶対量が不足し、上限０．０６５％を超えるとＡｌＮの適当な分散状態が得られない。インヒビターとしてＡｌＮを使用しなくても構わない。
【００２９】
Ｎは，ＡｌＮを形成するために有効な元素で、下限０．００４０％未満ではＡｌＮの絶対量が不足し、上限０．０１００％を超えるとＡｌＮの適当な分散状態が得られない。インヒビターとしてＡｌＮを使用しなくても構わない。
【００３０】
ＳｂとＭｏ，またはＳｎとＣｕ、の組み合わせはインヒビター、粒界偏析として２次再結晶を安定化させるが、各々の含有量が下限０．００３％未満では偏析量が不足し、上限０．３％は経済的理由と脱炭性の悪化を防止するためである。
【００３１】
溶鋼は、スラブ、または直接鋼帯に鋳造される。スラブに鋳造した場合は、通常の熱延方法でコイルに仕上げられる。鋼帯または熱延コイルは、熱延板焼鈍し最終強冷延、または予備冷延、析出焼鈍し、最終強冷延、または熱延板焼鈍、予備冷延、析出焼鈍し、最終強冷延という工程を経て最終板厚とし、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍そして最終コ−ティングを施し製品となる。
【００３２】
脱炭焼鈍する直前に１００℃／ｓ以上の加熱速度で、８００℃以上の温度に加熱処理を行う。加熱速度が１００℃／ｓより遅いとＷ19/50 ／Ｗ17/50 が低い値を得られない。加熱温度が８００℃より低くてもＷ19/50 ／Ｗ17/50 が低い値を得られない。上記急速加熱処理は脱炭焼鈍の加熱段階に組み込んでもかまわず、この方が工程が少ないので望ましい。
製品には磁区制御、すなわちレーザー照射、プラズマ照射、歯形ロールやエッチングによる溝加工などを施す。または冷延板、脱炭焼鈍板、高温焼鈍板などの中間工程で歯形ロールやエッチングによる溝加工を行い磁区制御を行う。
【００３３】
【実施例】
（実施例１）
溶鋼を連続鋳造し、スラブ加熱し、熱間圧延し、Ｃ：０．０７１％、Ｓｉ：３．２２％、Ｍｎ：０．０８８％、Ｓ：０．０２８％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２２％、Ｎ：０．００９１％、Ｓｎ：０．１２％、Ｃｕ：０．０７％を含有する２．３mm厚のホットコイルを得た。そして、１１００℃×１０秒＋９５０℃×６０秒の均熱後、急冷する熱延板焼鈍をし、０．２２mmに強冷延し製品板厚とした。
その後、得られた冷延板を脱炭焼鈍する際、加熱段階を種々の加熱速度で８５０℃まで加熱し、その後８５０℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍分離剤を塗布した後、水素気流中で１２００℃で２０時間保持し最終仕上焼鈍を行ない、コ−ティング液を塗布し製品とした。
【００３４】
｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角は３度であり、製品の鋼中の成分はＣ：０．００２％、Ｓｉ：３．１８％、Ｍｎ：０．０８０％、Ｓ：０．００１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１２％、Ｎ：０．００１０％、Ｓｎ：０．１２％、Ｃｕ：０．０７％であった。これに、照射列間隔６．５mm、照射点間隔０．５mm、照射エネルギー１．０mJ／mm2 の条件でレーザー照射し磁区制御した。脱炭焼鈍の加熱速度と磁気特性の関係を表１に示す。これより、本発明例は比較例と比べ高磁場鉄損が優れていることがわかる。
【００３５】
【表１】
（実施例２）
溶鋼を連続鋳造し、スラブ加熱し、熱間圧延し、Ｃ：０．０７０％、Ｓｉ：３．２８％、Ｍｎ：０．０７８％、Ｓ：０．０２４％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２１％、Ｎ：０．００８９％、Ｓｎ：０．１２％、Ｃｕ：０．０７％を含有する２．０mm厚のホットコイルを得た。そして，１１００℃×１０秒＋９５０℃×６０秒の均熱後、急冷する熱延板焼鈍をし、０．２２mmに強冷延し製品板厚とした。
その後、得られた冷延板を脱炭焼鈍する際、加熱段階を３００℃／ｓの加熱速度で種々の温度まで加熱し、その後８５０℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍分離剤を塗布した後、水素気流中で１２００℃で２０時間保持し最終仕上焼鈍を行ない、コ−ティング液を塗布し製品とした。
【００３７】
｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角は３度であり、製品の鋼中の成分はＣ：０．００２％、Ｓｉ：３．１７％、Ｍｎ：０．０７０％、Ｓ：０．００１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００９％、Ｎ：０．０００９％、Ｓｎ：０．１２％、Ｃｕ：０．０７％であった。これに、照射列間隔６．５mm、照射点間隔０．５mm、照射エネルギー１．０mJ／mm2 の条件でレーザー照射し磁区制御した。この時の加熱段階の到達温度と磁気特性の関係を表２に示す。これより、本発明例は比較例と比べ高磁場鉄損が優れていることがわかる。
【００３８】
【表２】
（実施例３）
溶鋼を直接鋼帯に鋳造し、Ｃ：０．０７８％、Ｓｉ：３．３０％、Ｍｎ：０．０７８％、Ｓ：０．０２２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３２％、Ｎ：０．００７８％、Ｓｎ：０．１５％、Ｃｕ：０．０７％を含有する２．３mm厚のコイルとした。そして、１１００℃×１０秒＋９５０℃×６０秒の均熱後、急冷する熱延板焼鈍をし、０．２２mmに強冷延し製品板厚とした。
その後、得られた冷延板を脱炭焼鈍する際、加熱段階を４００℃/sで８５０℃まで加熱し、その後８５０℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍分離剤を塗布した後、水素気流中で１２００℃で２０時間保持し最終仕上焼鈍を行ない、コ−ティング液を塗布し製品とした。
【００４０】
｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角は３度であり、製品の鋼中の成分はＣ：０．００２％、Ｓｉ：３．１８％、Ｍｎ：０．０７０％、Ｓ：０．００１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１２％、Ｎ：０．００１０％、Ｓｎ：０．１５％、Ｃｕ：０．０７％であった。一部の試料に、エッチングによる溝加工を行い１８０度磁区幅の平均を変更した。溝加工の条件は、溝間隔５mm、溝幅１５０μｍ、溝深さ３０μｍである。この時の１８０度磁区幅の平均とＷ17/50 、Ｗ19/50 、及びＷ19/50 ／Ｗ17/50 を表３に示す。これより、本発明例は高磁場鉄損が優れていること分かる。
【００４１】
【表３】
（実施例４）
溶鋼を連続鋳造し、スラブ加熱し、熱間圧延し、Ｃ：０．０７８％、Ｓｉ：３．３０％、Ｍｎ：０．０７８％、Ｓ：０．０２２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３２％、Ｎ：０．００７８％、Ｓｎ：０．１５％、Ｃｕ：０．０７％を含有する種々の板厚のホットコイルとした。そして、１１００℃×１０秒＋９５０℃×６０秒の均熱後、急冷する熱延板焼鈍をし、０．２２mmに強冷延し製品板厚とした。
その後、得られた冷延板を脱炭焼鈍する際、加熱段階を４００℃/sで８５０℃まで加熱し、その後８５０℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍分離剤を塗布した後、水素気流中で１２００℃で２０時間保持し最終仕上焼鈍を行ない、コ−ティング液を塗布し製品とした。
【００４３】
製品の鋼中の成分は、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．２０％、Ｍｎ：０．０６８％、Ｓ：０．００１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１１％、Ｎ：０．００１０％、Ｓｎ：０．１５％、Ｃｕ：０．０７％であった。これに、照射列間隔６．５mm、照射点間隔０．５mm、照射エネルギー１．０mJ／mm2 の条件でレーザー照射し磁区制御した。１８０度磁区幅の平均の平均は０．２３〜０．２６mmであった。
冷延率、｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角とＷ17/50 、Ｗ19/50 、及びＷ19/50 ／Ｗ17/50 を表４に示す。これより、本発明例は高磁場鉄損が優れていることが分かる。
【００４４】
【表４】
（実施例５）
溶鋼を連続鋳造し、スラブ加熱し、熱間圧延し、Ｃ：０．０７５％、Ｓｉ：３．３１％、Ｍｎ：０．０７５％、Ｓ：０．０１４％、Ｓｅ：０．０１４％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２７％、Ｎ：０．００８９％、Ｓｂ：０．１５％、Ｍｏ：０．０３％を含有するスラブを連続鋳造し、スラブ加熱し、熱間圧延し、２．７mm厚の熱延板を得た。熱延板焼鈍は１０００℃で２分間行い、１．６０mmに冷延し、析出焼鈍は１１００℃で２分均熱後急冷し、０．２２mmに最終冷延した。
その後、得られた冷延板を脱炭焼鈍する際、加熱段階を３００℃／ｓの加熱速度で種々の温度まで加熱し、その後８５０℃の湿潤水素中で脱炭焼鈍し、続いて焼鈍分離剤を塗布した後、水素気流中で１２００℃で２０時間保持し最終仕上焼鈍を行ない、コ−ティング液を塗布し製品とした。
【００４６】
｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角は４度であり、製品の鋼中の成分は、Ｃ：０．００３％、Ｓｉ：３．２１％、Ｍｎ：０．０７０％、Ｓ：０．００１％、Ｓｅ：０．００１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％、Ｎ：０．００１５％、Ｓｂ：０．１５％、Ｍｏ：０．０３％であった。
製造工程の途中で、一部の試料には、溝間隔は３mm、溝幅１５０μｍ、溝深さ２０μｍという条件で、冷延板にエッチングによる溝加工を行い磁区制御を行った。この時の磁気特性を表５に示す。これより、本発明例は比較例と比べ高磁場鉄損が優れていることが分かる。
【００４７】
【表５】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、高磁場鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板を提供でき、その工業的効果は非常に大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】１８０度磁区幅測定方法を示す図。
【図２】試料（１）と試料（２）の１８０度磁区幅の分布を示す図。
【図３】１８０度磁区幅とＷ17/50 の関係を示す図。
【図４】１８０度磁区幅とＷ19/50 の関係を示す図。
【図５】１８０度磁区幅とＷ19/50 ／Ｗ17/50 の関係を示す図。
【図６】｛１１０｝＜００１＞方位の平均のずれ角とＷ19/50 ／Ｗ17/50 の関係を示す図。
Claims (1)
- 重量％で、
Ｃ ：０．０１５〜０．０７８％、
Ｓｉ：２．０〜７．０％、
Ｍｎ：０．０３〜０．２％、
Sol.Ａｌ：０．０１０〜０．０６５％、
Ｎ ：０．００４０〜０．０１００％、
ＳおよびＳｅの１種または２種の合計：０．００５〜０．０５０％、
ＳｂとＭｏ、またはＳｎとＣｕ、の組み合わせで、それらの元素各々で０．００３〜０．３％含有し、
残部はＦｅと不可避的不純物の組成になるスラブを加熱したのち熱延したコイル、または溶鋼から直接鋳造されたコイルを出発材として、熱延板焼鈍し最終強冷延、または熱延板焼鈍、予備冷延、析出焼鈍し、最終強冷延する工程を経て、冷延率８５〜９０％の最終板厚とし、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍そして最終コ−ティングを施し、高磁束密度一方向性電磁鋼板を製造する方法において、脱炭焼鈍の加熱段階として１００℃／ｓ以上の加熱速度で、８００℃以上の温度に加熱処理し、工程の途中または最後にレーザー照射、または、エッチングによる溝加工を行って磁区制御し、鋼板の結晶方位が｛１１０｝＜００１＞の理想方位に対して平均値で５度以下の方位のずれであり、鋼板の１８０度磁区幅の平均が０．２６mm以下であることを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
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