JP2000096149A - 被膜特性および磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents
被膜特性および磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 鋼中にBiを0.005 〜0.2 wtwt％含む場合であ
っても、コイルの全幅及び全長にわたって欠陥のない均
一で密着性に優れたフォルステライト被膜を有し、かつ
磁気特性にも優れる方向性けい素鋼板を得るための製造
方法について、提案する。 【解決手段】 Ｃ：0.03〜0.12wt％，Si：2.0 〜4.5 wt
％，酸可溶性Al：0.01〜0.05wt％, Ｎ：0.004 〜0.012
wt％およびBi：0.005 〜0.20wt％を含有する、鋼スラブ
に熱間圧延を施し、その後１回または中間焼鈍を挟む２
回以上の冷間圧延を行い、次いで780 ℃以上880 ℃以下
の均熱温度で脱炭焼鈍を施した後、鋼板表面に焼鈍分離
剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍および純化焼鈍を施
す一連の工程からなる方向性けい素鋼板の製造方法にお
いて、脱炭焼鈍は、常温から750 ℃までの温度域を平均
昇温速度：12〜40℃／s および750 ℃から均熱温度まで
の温度域を平均昇温速度：0.5 〜10℃／s にて行う。
っても、コイルの全幅及び全長にわたって欠陥のない均
一で密着性に優れたフォルステライト被膜を有し、かつ
磁気特性にも優れる方向性けい素鋼板を得るための製造
方法について、提案する。 【解決手段】 Ｃ：0.03〜0.12wt％，Si：2.0 〜4.5 wt
％，酸可溶性Al：0.01〜0.05wt％, Ｎ：0.004 〜0.012
wt％およびBi：0.005 〜0.20wt％を含有する、鋼スラブ
に熱間圧延を施し、その後１回または中間焼鈍を挟む２
回以上の冷間圧延を行い、次いで780 ℃以上880 ℃以下
の均熱温度で脱炭焼鈍を施した後、鋼板表面に焼鈍分離
剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍および純化焼鈍を施
す一連の工程からなる方向性けい素鋼板の製造方法にお
いて、脱炭焼鈍は、常温から750 ℃までの温度域を平均
昇温速度：12〜40℃／s および750 ℃から均熱温度まで
の温度域を平均昇温速度：0.5 〜10℃／s にて行う。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、変圧器その他の
電気機器の鉄心等の用途に用いて好適な方向性けい素鋼
板の製造方法に関し、良好な被膜特性と特に優れた磁気
特性とを得ようとするものである。
電気機器の鉄心等の用途に用いて好適な方向性けい素鋼
板の製造方法に関し、良好な被膜特性と特に優れた磁気
特性とを得ようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】方向性けい素鋼板は、主として変圧器あ
るいは回転機器等の鉄心材料として使用され、磁気特性
として磁束密度が高く、鉄損及び磁気歪の小さいことが
要求される。とくに近年、省エネルギー、省資源の観点
から磁気特性に優れた方向性けい素鋼板のニーズはます
ます高まっている。そして、磁気特性に優れる方向性け
い素鋼板を得るには、｛１１０｝＜００１＞方位、いわ
ゆるゴス方位に高度に集積した２次再結晶組織を得るこ
とが肝要である。
るいは回転機器等の鉄心材料として使用され、磁気特性
として磁束密度が高く、鉄損及び磁気歪の小さいことが
要求される。とくに近年、省エネルギー、省資源の観点
から磁気特性に優れた方向性けい素鋼板のニーズはます
ます高まっている。そして、磁気特性に優れる方向性け
い素鋼板を得るには、｛１１０｝＜００１＞方位、いわ
ゆるゴス方位に高度に集積した２次再結晶組織を得るこ
とが肝要である。
【０００３】かかる方向性けい素鋼板は、二次再結晶に
必要なインヒビター、例えばMnS, MnSe, AlN, BN等を含
む方向性けい素鋼スラブを加熱して熱間圧延を行ったの
ち、必要に応じて焼鈍を行い、１回あるいは中間焼鈍を
挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、次いで
脱炭焼鈍を行ったのち、鋼板にMgO を主成分とする焼鈍
分離剤を塗布してから最終仕上げ焼鈍を行うことによっ
て製造される。そして、この方向性けい素鋼板の表面に
は、特殊な場合を除いて、フォルステライト（Mg2SiO4)
を主体とする絶縁被膜（以下、単にフォルステライト質
被膜という）が形成されているのが普通である。このフ
ォルステライト質被膜は表面の電気的絶縁だけでなく、
その低熱膨張性に起因する引張応力を鋼板に付与するこ
とにより、鉄損さらには磁気歪をも効果的に改善する。
必要なインヒビター、例えばMnS, MnSe, AlN, BN等を含
む方向性けい素鋼スラブを加熱して熱間圧延を行ったの
ち、必要に応じて焼鈍を行い、１回あるいは中間焼鈍を
挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、次いで
脱炭焼鈍を行ったのち、鋼板にMgO を主成分とする焼鈍
分離剤を塗布してから最終仕上げ焼鈍を行うことによっ
て製造される。そして、この方向性けい素鋼板の表面に
は、特殊な場合を除いて、フォルステライト（Mg2SiO4)
を主体とする絶縁被膜（以下、単にフォルステライト質
被膜という）が形成されているのが普通である。このフ
ォルステライト質被膜は表面の電気的絶縁だけでなく、
その低熱膨張性に起因する引張応力を鋼板に付与するこ
とにより、鉄損さらには磁気歪をも効果的に改善する。
【０００４】方向性けい素鋼板の磁気特性の改善技術
は、多種多様にわたっているが、その一つとして、MnS,
MnSe, AlN, BN等の主インヒビターの働きを補う補助イ
ンヒビターの使用が挙げられる。補助インヒビターとし
て働く元素としては、Sb, Cu,Sn, Ge, Ni, Ｐ, Nb, Ｖ,
Mo, Cr, Bi, As, Pbなどが、知られている。その中で
もBiを用いることによって、従来レベルを大きく上回る
高磁束密度が得られることが、特公昭54−32412 号公
報、特公昭56−38652 号公報、特開平２−814445号公報
（国際特許番号WO90／13673 ）、特開平６−88173 号公
報、特開平８−253816号公報などに、開示されている。
は、多種多様にわたっているが、その一つとして、MnS,
MnSe, AlN, BN等の主インヒビターの働きを補う補助イ
ンヒビターの使用が挙げられる。補助インヒビターとし
て働く元素としては、Sb, Cu,Sn, Ge, Ni, Ｐ, Nb, Ｖ,
Mo, Cr, Bi, As, Pbなどが、知られている。その中で
もBiを用いることによって、従来レベルを大きく上回る
高磁束密度が得られることが、特公昭54−32412 号公
報、特公昭56−38652 号公報、特開平２−814445号公報
（国際特許番号WO90／13673 ）、特開平６−88173 号公
報、特開平８−253816号公報などに、開示されている。
【０００５】しかし、鋼中にBiを添加した場合、仕上げ
焼鈍時に良好なフォルステライト質被膜（一次被膜）が
得られにくく、被膜形成不良により製品にならない場合
が多いという問題点がある。
焼鈍時に良好なフォルステライト質被膜（一次被膜）が
得られにくく、被膜形成不良により製品にならない場合
が多いという問題点がある。
【０００６】この点に関して特開平９−202924号公報で
は、「鋼板間に濃化したBi蒸気が一次被膜の形成に悪影
響を及ぼすため、良好な一次被膜が得られにくい」と推
定し、逆にそれを利用して、Bi添加による高磁束密度化
と鏡面化技術を組み合わせて低鉄損材を得る技術を開示
している。
は、「鋼板間に濃化したBi蒸気が一次被膜の形成に悪影
響を及ぼすため、良好な一次被膜が得られにくい」と推
定し、逆にそれを利用して、Bi添加による高磁束密度化
と鏡面化技術を組み合わせて低鉄損材を得る技術を開示
している。
【０００７】このフォルステライト質被膜は、仕上焼鈍
において形成されるが、その被膜形成挙動は鋼中のMnS,
MnSe, AlN等のインヒビターの分解挙動に影響するた
め、優れた磁気特性を得るために必須の過程である、二
次再結晶そのものにも影響を及ぼす。また、形成された
フォルステライト質被膜は、二次再結晶が完了したあと
には不要となるインヒビター成分を被膜中に吸い上げて
鋼を鈍化することによっても鋼板の磁気特性の向上に貢
献する。従って、このフォルステライト質被膜の形成過
程を制御して被膜を均一に生成させることは、優れた磁
気特性を有する方向性けい素鋼板を得るうえでも非常に
重要である。
において形成されるが、その被膜形成挙動は鋼中のMnS,
MnSe, AlN等のインヒビターの分解挙動に影響するた
め、優れた磁気特性を得るために必須の過程である、二
次再結晶そのものにも影響を及ぼす。また、形成された
フォルステライト質被膜は、二次再結晶が完了したあと
には不要となるインヒビター成分を被膜中に吸い上げて
鋼を鈍化することによっても鋼板の磁気特性の向上に貢
献する。従って、このフォルステライト質被膜の形成過
程を制御して被膜を均一に生成させることは、優れた磁
気特性を有する方向性けい素鋼板を得るうえでも非常に
重要である。
【０００８】かように製品品質に多大な影響を及ぼすフ
ォルステライト質被膜は、一般に以下のような工程で形
成される。まず、所望の最終板厚に冷間圧延された方向
性けい素鋼板用の最終冷延板を、湿水素中で700 〜900
℃の温度で連続焼鈍を行う。この焼鈍（脱炭焼鈍）によ
り、 冷間圧延後の組織を、最終仕上げ焼鈍において適正な
二次再結晶が起こるように一次再結晶させ、 最終仕上げ焼鈍における二次再結晶を完全に行わせる
とともに、製品の磁気特性の時効劣化を防止するため、
鋼中に0.01〜0.10％程度含まれる炭素を0.003 wt％程度
以下までに脱炭し、 鋼中Siの酸化によって、SiO2を含むサブスケールを鋼
板表層に生成させる。
ォルステライト質被膜は、一般に以下のような工程で形
成される。まず、所望の最終板厚に冷間圧延された方向
性けい素鋼板用の最終冷延板を、湿水素中で700 〜900
℃の温度で連続焼鈍を行う。この焼鈍（脱炭焼鈍）によ
り、 冷間圧延後の組織を、最終仕上げ焼鈍において適正な
二次再結晶が起こるように一次再結晶させ、 最終仕上げ焼鈍における二次再結晶を完全に行わせる
とともに、製品の磁気特性の時効劣化を防止するため、
鋼中に0.01〜0.10％程度含まれる炭素を0.003 wt％程度
以下までに脱炭し、 鋼中Siの酸化によって、SiO2を含むサブスケールを鋼
板表層に生成させる。
【０００９】その後、MgO を主体とする焼鈍分離剤を鋼
板上に塗布し、コイル状に巻取って還元あるいは非酸化
性雰囲気にて二次再結晶焼鈍と鈍化焼鈍を兼ねた最終仕
上げ焼鈍を最高1200℃程度の温度で行って、主として以
下の反応式で示される固相反応によってフォルステライ
ト質被膜を形成させるのである。２MgO ＋SiO2→Mg2SiO
4
板上に塗布し、コイル状に巻取って還元あるいは非酸化
性雰囲気にて二次再結晶焼鈍と鈍化焼鈍を兼ねた最終仕
上げ焼鈍を最高1200℃程度の温度で行って、主として以
下の反応式で示される固相反応によってフォルステライ
ト質被膜を形成させるのである。２MgO ＋SiO2→Mg2SiO
4
【００１０】このフォルステライト質被膜は、１μm 前
後の微細結晶が緻密に集積したセラミックス皮膜であ
り、上述の如く、脱炭焼鈍により鋼板表層に生成したSi
O2を含有するサブスケールを一方の原料として、その鋼
板上に生成させるものであるから、このサブスケールの
種類、量、分布等はフォルステライトの核生成や粒成長
挙動に関与するとともに、被膜結晶粒の粒界や粒そのも
のの強度にも影響を及ぼし、従って仕上げ焼鈍後の被膜
品質にも多大な影響を及ぼす。
後の微細結晶が緻密に集積したセラミックス皮膜であ
り、上述の如く、脱炭焼鈍により鋼板表層に生成したSi
O2を含有するサブスケールを一方の原料として、その鋼
板上に生成させるものであるから、このサブスケールの
種類、量、分布等はフォルステライトの核生成や粒成長
挙動に関与するとともに、被膜結晶粒の粒界や粒そのも
のの強度にも影響を及ぼし、従って仕上げ焼鈍後の被膜
品質にも多大な影響を及ぼす。
【００１１】また、他方の原料物質であるMgO を主体と
する焼鈍分離剤は、水に懸濁したスラリーとして鋼板に
塗布されるため、乾燥させたのちも物理的に吸着したH2
O を保有するほか、一部が水和してMg(OH)2 に変化して
いる。そのため、仕上げ焼鈍中は800 ℃付近まで少量な
がらH2O を放出し続ける。このH2O により仕上げ焼鈍中
に鋼板表面は酸化される。この酸化もフォルステライト
の生成挙動に影響を及ぼすとともにインヒビターの挙動
にも影響を与え、この追加酸化が多いと磁気特性が劣化
する要因となる。このマグネシアが放出するH2O による
酸化し易さも、脱炭焼鈍で形成されたサブスケールの物
性に大きく影響される。また当然ながら、焼鈍分離剤中
に配合されるMgO 以外の添加物も、たとえ添加量が少量
であっても、被膜形成に大きく影響する。
する焼鈍分離剤は、水に懸濁したスラリーとして鋼板に
塗布されるため、乾燥させたのちも物理的に吸着したH2
O を保有するほか、一部が水和してMg(OH)2 に変化して
いる。そのため、仕上げ焼鈍中は800 ℃付近まで少量な
がらH2O を放出し続ける。このH2O により仕上げ焼鈍中
に鋼板表面は酸化される。この酸化もフォルステライト
の生成挙動に影響を及ぼすとともにインヒビターの挙動
にも影響を与え、この追加酸化が多いと磁気特性が劣化
する要因となる。このマグネシアが放出するH2O による
酸化し易さも、脱炭焼鈍で形成されたサブスケールの物
性に大きく影響される。また当然ながら、焼鈍分離剤中
に配合されるMgO 以外の添加物も、たとえ添加量が少量
であっても、被膜形成に大きく影響する。
【００１２】特に、インヒビター成分としてAlN やBN等
の窒化物を利用する方向性けい素鋼板においては、この
サブスケールの物性が仕上げ焼鈍中の脱窒挙動あるいは
焼鈍雰囲気からの浸窒挙動に大きく影響を及ぼし、従っ
て磁気特性にも大きな影響を与える。
の窒化物を利用する方向性けい素鋼板においては、この
サブスケールの物性が仕上げ焼鈍中の脱窒挙動あるいは
焼鈍雰囲気からの浸窒挙動に大きく影響を及ぼし、従っ
て磁気特性にも大きな影響を与える。
【００１３】以上述べたように、脱炭焼鈍において鋼板
表層に形成されるサブスケールの物性やマグネシアの性
状、焼鈍分離剤中の添加物の種類を制御することは、優
れたフォルステライト質絶縁被膜を適切な温度で均一に
形成させるために欠かせない技術であり、方向性けい素
鋼板の製造技術の重要な項目の一つである。
表層に形成されるサブスケールの物性やマグネシアの性
状、焼鈍分離剤中の添加物の種類を制御することは、優
れたフォルステライト質絶縁被膜を適切な温度で均一に
形成させるために欠かせない技術であり、方向性けい素
鋼板の製造技術の重要な項目の一つである。
【００１４】さて、鋼中にBiを含む場合でも良好なフォ
ルステライト質被膜を得るために、特開平８−232019号
公報には、脱炭焼鈍後の酸化膜の酸素量を600 〜900ppm
とし、MgO 100 重量部に対し塩素化合物を塩素分として
0.01〜0.10重量部、及び／又はSb, Ｂ, Sr, Baの化合物
の１種あるいは２種以上を0.05〜2.0 重量部添加する、
焼鈍分離剤を塗布する技術が、開示されている。さら
に、特開平８−258319号公報にはMgO を主成分とする焼
鈍分離剤の塗布量を鋼板片面当たり５g/m2以上とする技
術が、特開平９−111346号公報には仕上げ焼鈍における
雰囲気ガス流量について雰囲気ガス流量／鋼帯総表面積
≧0.002(Nm3/h ・m2) とする技術が、特開平10−25516
号公報には焼鈍分離剤中のマグネシアのIg−loss値を0.
4 〜1.5 wt％にする技術が、特開平10−152725号公報で
は脱炭焼鈍後の鋼板表面の酸素目付量を550 〜850ppmに
する技術が、それぞれ開示されている。
ルステライト質被膜を得るために、特開平８−232019号
公報には、脱炭焼鈍後の酸化膜の酸素量を600 〜900ppm
とし、MgO 100 重量部に対し塩素化合物を塩素分として
0.01〜0.10重量部、及び／又はSb, Ｂ, Sr, Baの化合物
の１種あるいは２種以上を0.05〜2.0 重量部添加する、
焼鈍分離剤を塗布する技術が、開示されている。さら
に、特開平８−258319号公報にはMgO を主成分とする焼
鈍分離剤の塗布量を鋼板片面当たり５g/m2以上とする技
術が、特開平９−111346号公報には仕上げ焼鈍における
雰囲気ガス流量について雰囲気ガス流量／鋼帯総表面積
≧0.002(Nm3/h ・m2) とする技術が、特開平10−25516
号公報には焼鈍分離剤中のマグネシアのIg−loss値を0.
4 〜1.5 wt％にする技術が、特開平10−152725号公報で
は脱炭焼鈍後の鋼板表面の酸素目付量を550 〜850ppmに
する技術が、それぞれ開示されている。
【００１５】しかしながら、これらの技術は、例えばフ
ォルステライト形成反応（２MgO ＋SiO2→Mg2SiO4)を促
進させるなど、Bi存在下でのフォルステライト形成反応
を根本から変化させる方法ではないため、いずれも充分
なものでなく、コイルの全幅及び全長にわたって欠陥の
ない均一で密着性に優れた良好なフォルステライト質被
膜を安定して形成させることはできなかった。
ォルステライト形成反応（２MgO ＋SiO2→Mg2SiO4)を促
進させるなど、Bi存在下でのフォルステライト形成反応
を根本から変化させる方法ではないため、いずれも充分
なものでなく、コイルの全幅及び全長にわたって欠陥の
ない均一で密着性に優れた良好なフォルステライト質被
膜を安定して形成させることはできなかった。
【００１６】なお、鋼中にBiを含まない場合の良好な被
膜形成手段については、以下に挙げる技術が開示されて
いる。脱炭焼鈍に関しては、例えば、特開昭59−185725
号公報に開示された、脱炭焼鈍後鋼板の酸素含有量を制
御する方法、特公昭57−1575号公報に開示された、雰囲
気の酸化度を脱炭焼鈍の前部領域では0.15以上とし、引
き続く後部領域の酸化度を0.75以下でかつ前部領域より
も低くする方法、特開平２−240215号公報や特公昭54−
14686 号公報に開示された、脱炭焼鈍後に非酸化性雰囲
気中で850 〜1050℃の熱処理を行う方法、特公平３−57
167 号公報に開示された、脱炭焼鈍後の冷却を750 ℃以
下の温度域では酸化度を0.008 以下として冷却する方
法、特開平６−336616号公報に開示された、均熱過程に
おける水素分圧に対する水蒸気分圧の比を0.70未満に、
かつ昇温過程における水素分圧に対する水蒸気分圧の比
を均熱過程よりも低い値にする方法、そして特開平７−
278668号公報に開示された、昇温速度と焼鈍雰囲気を規
定する方法等、が知られている。
膜形成手段については、以下に挙げる技術が開示されて
いる。脱炭焼鈍に関しては、例えば、特開昭59−185725
号公報に開示された、脱炭焼鈍後鋼板の酸素含有量を制
御する方法、特公昭57−1575号公報に開示された、雰囲
気の酸化度を脱炭焼鈍の前部領域では0.15以上とし、引
き続く後部領域の酸化度を0.75以下でかつ前部領域より
も低くする方法、特開平２−240215号公報や特公昭54−
14686 号公報に開示された、脱炭焼鈍後に非酸化性雰囲
気中で850 〜1050℃の熱処理を行う方法、特公平３−57
167 号公報に開示された、脱炭焼鈍後の冷却を750 ℃以
下の温度域では酸化度を0.008 以下として冷却する方
法、特開平６−336616号公報に開示された、均熱過程に
おける水素分圧に対する水蒸気分圧の比を0.70未満に、
かつ昇温過程における水素分圧に対する水蒸気分圧の比
を均熱過程よりも低い値にする方法、そして特開平７−
278668号公報に開示された、昇温速度と焼鈍雰囲気を規
定する方法等、が知られている。
【００１７】また、フォルステライト質被膜の外観に大
きな影響を与えるものとして、部分的に地鉄が露出する
点状欠陥がある。この点状欠陥の発生を抑制する方法と
しては、例えば特開昭59−226115号公報に、素材中にMo
を0.003 〜0.1 wt％の範囲で含有させると共に、脱炭焼
鈍を、焼鈍温度：820 〜860 ℃でかつ、P(H2O)／P(H2)
で表される雰囲気酸化性：0.30〜0.50の条件下に行っ
て、鋼板表面に形成されるサブスケール中のシリカ（Si
O2）とファイヤライト（Fe2SiO4)の比 Fe2SiO4／SiO2を
0.05〜0.45の範囲に調整する技術が開示されている。
きな影響を与えるものとして、部分的に地鉄が露出する
点状欠陥がある。この点状欠陥の発生を抑制する方法と
しては、例えば特開昭59−226115号公報に、素材中にMo
を0.003 〜0.1 wt％の範囲で含有させると共に、脱炭焼
鈍を、焼鈍温度：820 〜860 ℃でかつ、P(H2O)／P(H2)
で表される雰囲気酸化性：0.30〜0.50の条件下に行っ
て、鋼板表面に形成されるサブスケール中のシリカ（Si
O2）とファイヤライト（Fe2SiO4)の比 Fe2SiO4／SiO2を
0.05〜0.45の範囲に調整する技術が開示されている。
【００１８】一方、上述した脱炭焼鈍に関する提案とは
別に、被膜特性の向上を目的に焼鈍分離剤中に配合され
るマグネシア以外の添加物としては、TiO2等のTi化合物
を含有させる技術が数多く提案されている。例えば特公
昭51−12451 号公報では、Mg化合物100 重量部に対しTi
化合物が２〜40重量部となるように配合することにより
フォルステライト質被膜の均一性と密着性を向上させる
方法が開示されている。また、特公昭56−15466 号公報
では、焼鈍分離剤に用いるTiO2を微細粒とすることによ
り、Ti化合物からなる黒点状付着物を消滅させる方法が
開示されている。さらに特公昭57−32716 号公報では、
フォルステライト質絶縁被膜を密着性が良くかつ優れた
均一性をもって形成させる方法として、Sr化合物をSr換
算で0.1〜10重量部配合する方法が提案されている。
別に、被膜特性の向上を目的に焼鈍分離剤中に配合され
るマグネシア以外の添加物としては、TiO2等のTi化合物
を含有させる技術が数多く提案されている。例えば特公
昭51−12451 号公報では、Mg化合物100 重量部に対しTi
化合物が２〜40重量部となるように配合することにより
フォルステライト質被膜の均一性と密着性を向上させる
方法が開示されている。また、特公昭56−15466 号公報
では、焼鈍分離剤に用いるTiO2を微細粒とすることによ
り、Ti化合物からなる黒点状付着物を消滅させる方法が
開示されている。さらに特公昭57−32716 号公報では、
フォルステライト質絶縁被膜を密着性が良くかつ優れた
均一性をもって形成させる方法として、Sr化合物をSr換
算で0.1〜10重量部配合する方法が提案されている。
【００１９】また、磁気特性の向上を目的に分離剤中に
添加する化合物に関しては、特公昭54−14567 号公報に
記載の、Cu, Sn, Ni, Coあるいはそれらを含む化合物を
0.01〜15重量部（金属元素として）添加する方法、特開
昭60−243282号公報に記載の、TiO2またはTiO を0.5 〜
10重量部とSrS, SnS, CuS を0.1 〜5.0 重量部、または
それに加えて硝酸アンチモンを0.05〜2.0 重量部添加す
る方法等、が知られている。
添加する化合物に関しては、特公昭54−14567 号公報に
記載の、Cu, Sn, Ni, Coあるいはそれらを含む化合物を
0.01〜15重量部（金属元素として）添加する方法、特開
昭60−243282号公報に記載の、TiO2またはTiO を0.5 〜
10重量部とSrS, SnS, CuS を0.1 〜5.0 重量部、または
それに加えて硝酸アンチモンを0.05〜2.0 重量部添加す
る方法等、が知られている。
【００２０】さらに、脱炭焼鈍時に生成するサブスケー
ルと焼鈍分離剤との相互関係を考慮して、それらを同時
に検討した技術としては、特開平９−291313号公報で磁
気特性と被膜特性の向上を目的に、脱炭焼鈍工程におけ
る均熱過程での水素分圧に対する水蒸気分圧の比を0.70
未満に、かつ昇温過程における水素分圧に対する水蒸気
分圧の比を均熱過程よりも低い値にする方法にし、かつ
MgO を主体とする焼鈍分離剤中にMgO 100 重量部に対し
て、TiO2を0.5 〜15重量部、SnO2を0.1 〜10重量部およ
びSr化合物をSr換算で0.1 〜10重量部の範囲で複合添加
する方法が開示されている。
ルと焼鈍分離剤との相互関係を考慮して、それらを同時
に検討した技術としては、特開平９−291313号公報で磁
気特性と被膜特性の向上を目的に、脱炭焼鈍工程におけ
る均熱過程での水素分圧に対する水蒸気分圧の比を0.70
未満に、かつ昇温過程における水素分圧に対する水蒸気
分圧の比を均熱過程よりも低い値にする方法にし、かつ
MgO を主体とする焼鈍分離剤中にMgO 100 重量部に対し
て、TiO2を0.5 〜15重量部、SnO2を0.1 〜10重量部およ
びSr化合物をSr換算で0.1 〜10重量部の範囲で複合添加
する方法が開示されている。
【００２１】しかしながら、鋼中にBiを含む場合は、や
はり上述した方法によって充分な成果を得ることはでき
ず、けい素鋼ストリップの幅方向あるいは長手方向でフ
ォルステライト質絶縁皮膜の密着性、厚みあるいは均一
性などが劣化し、優れた品質を有する製品を安定して生
産することはできなかった。
はり上述した方法によって充分な成果を得ることはでき
ず、けい素鋼ストリップの幅方向あるいは長手方向でフ
ォルステライト質絶縁皮膜の密着性、厚みあるいは均一
性などが劣化し、優れた品質を有する製品を安定して生
産することはできなかった。
【００２２】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記の問
題を有利に解決するものであり、鋼中にBiを0.005 〜0.
2 wtwt％含む場合であっても、コイルの全幅及び全長に
わたって欠陥のない均一で密着性に優れたフォルステラ
イト質被膜を有し、かつ磁気特性にも優れる方向性けい
素鋼板を得るための製造方法について、提案することを
目的とする。
題を有利に解決するものであり、鋼中にBiを0.005 〜0.
2 wtwt％含む場合であっても、コイルの全幅及び全長に
わたって欠陥のない均一で密着性に優れたフォルステラ
イト質被膜を有し、かつ磁気特性にも優れる方向性けい
素鋼板を得るための製造方法について、提案することを
目的とする。
【００２３】
【課題を解決するための手段】発明者らは、鋭意検討し
た結果、脱炭焼鈍時の昇温速度が被膜特性に大きな影響
を及ぼしていることを見出した。ここに、脱炭焼鈍時の
昇温速度に関しては過去に多くの検討がなされている。
例えば、特開昭60−121222号公報には、脱炭焼鈍の際に
400 ℃から750 ℃までの温度範囲を平均昇温速度10℃／
s 以上で急熱して、780 〜820 ℃の温度範囲においてH2
O 分圧P(H2O)およびH2分圧P(H2) の比P(H2O)／P(H2) が
0.4 〜0.7 の範囲内の酸化雰囲気中で50秒〜10分間焼鈍
した後、830 〜870 ℃の温度範囲内においてP(H2O)／P
(H2) が0.08〜0.4 の範囲内の酸化雰囲気中で10秒〜５
分間焼鈍する方法が、特開平４−160114号公報には、70
0 ℃までを30℃／s 以上の平均昇温速度で加熱し、700
℃から800 〜1000℃の温度域までをα単層の状態で加熱
する方法が、特開平６−128646号公報には、室温から65
0 〜850 ℃に到る昇温速度を50℃／s 以上とする方法
が、それぞれ開示されている。しかし、これらの技術は
いずれも、磁気特性向上の観点から検討されたものであ
って、被膜特性に着目したものではなかった。
た結果、脱炭焼鈍時の昇温速度が被膜特性に大きな影響
を及ぼしていることを見出した。ここに、脱炭焼鈍時の
昇温速度に関しては過去に多くの検討がなされている。
例えば、特開昭60−121222号公報には、脱炭焼鈍の際に
400 ℃から750 ℃までの温度範囲を平均昇温速度10℃／
s 以上で急熱して、780 〜820 ℃の温度範囲においてH2
O 分圧P(H2O)およびH2分圧P(H2) の比P(H2O)／P(H2) が
0.4 〜0.7 の範囲内の酸化雰囲気中で50秒〜10分間焼鈍
した後、830 〜870 ℃の温度範囲内においてP(H2O)／P
(H2) が0.08〜0.4 の範囲内の酸化雰囲気中で10秒〜５
分間焼鈍する方法が、特開平４−160114号公報には、70
0 ℃までを30℃／s 以上の平均昇温速度で加熱し、700
℃から800 〜1000℃の温度域までをα単層の状態で加熱
する方法が、特開平６−128646号公報には、室温から65
0 〜850 ℃に到る昇温速度を50℃／s 以上とする方法
が、それぞれ開示されている。しかし、これらの技術は
いずれも、磁気特性向上の観点から検討されたものであ
って、被膜特性に着目したものではなかった。
【００２４】そこで、発明者らは、脱炭焼鈍時の昇温過
程に関して詳細な検討を行ったところ、昇温速度につい
ては、常温から750 ℃までの温度域と、750 ℃から均熱
温度到達までの温度域とに分別して制御することが非常
に重要であり、特に後者の昇温速度が被膜特性に大きく
影響することを見出した。すなわち、この発明の要旨構
成は、次のとおりである。 (1) Ｃ：0.03〜0.12wt％，Si：2.0 〜4.5 wt％，酸可溶
性Al：0.01〜0.05wt％, Ｎ：0.004 〜0.012 wt％および
Bi：0.005 〜0.20wt％を含有する、鋼スラブに熱間圧延
を施し、その後１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷
間圧延を行い、次いで780 ℃以上880 ℃以下の均熱温度
で脱炭焼鈍を施した後、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布し
てから、二次再結晶焼鈍および純化焼鈍を施す一連の工
程からなる方向性けい素鋼板の製造方法において、脱炭
焼鈍は、常温から 750℃までの温度域を平均昇温速度：
12〜40℃／s および750 ℃から均熱温度までの温度域を
平均昇温速度：0.5 〜10℃／s にて行うことを特徴とす
る被膜特性および磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の
製造方法。
程に関して詳細な検討を行ったところ、昇温速度につい
ては、常温から750 ℃までの温度域と、750 ℃から均熱
温度到達までの温度域とに分別して制御することが非常
に重要であり、特に後者の昇温速度が被膜特性に大きく
影響することを見出した。すなわち、この発明の要旨構
成は、次のとおりである。 (1) Ｃ：0.03〜0.12wt％，Si：2.0 〜4.5 wt％，酸可溶
性Al：0.01〜0.05wt％, Ｎ：0.004 〜0.012 wt％および
Bi：0.005 〜0.20wt％を含有する、鋼スラブに熱間圧延
を施し、その後１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷
間圧延を行い、次いで780 ℃以上880 ℃以下の均熱温度
で脱炭焼鈍を施した後、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布し
てから、二次再結晶焼鈍および純化焼鈍を施す一連の工
程からなる方向性けい素鋼板の製造方法において、脱炭
焼鈍は、常温から 750℃までの温度域を平均昇温速度：
12〜40℃／s および750 ℃から均熱温度までの温度域を
平均昇温速度：0.5 〜10℃／s にて行うことを特徴とす
る被膜特性および磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の
製造方法。
【００２５】(2) 上記(1) において、鋼スラブが、さら
にＢを0.001 〜0.01wt％含むことを特徴とする被膜特性
および磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の製造方法。
にＢを0.001 〜0.01wt％含むことを特徴とする被膜特性
および磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の製造方法。
【００２６】(3) Ｃ：0.03〜0.12wt％，Si：2.0 〜4.5
wt％，Ｂ：0.001 〜0.01wt％, Ｎ：0.004 〜0.012 wt％
およびBi：0.005 〜0.20wt％を含有する、鋼スラブに熱
間圧延を施し、その後１回または中間焼鈍を挟む２回以
上の冷間圧延を行い、次いで780 ℃以上880 ℃以下の均
熱温度で脱炭焼鈍を施した後、鋼板表面に焼鈍分離剤を
塗布してから、二次再結晶焼鈍および純化焼鈍を施す一
連の工程からなる方向性けい素鋼板の製造方法におい
て、脱炭焼鈍は、常温から 750℃までの温度域を平均昇
温速度：12〜40℃／s および750 ℃から均熱温度までの
温度域を平均昇温速度：0.5 〜10℃／s にて行うことを
特徴とする被膜特性および磁気特性に優れる方向性けい
素鋼板の製造方法。
wt％，Ｂ：0.001 〜0.01wt％, Ｎ：0.004 〜0.012 wt％
およびBi：0.005 〜0.20wt％を含有する、鋼スラブに熱
間圧延を施し、その後１回または中間焼鈍を挟む２回以
上の冷間圧延を行い、次いで780 ℃以上880 ℃以下の均
熱温度で脱炭焼鈍を施した後、鋼板表面に焼鈍分離剤を
塗布してから、二次再結晶焼鈍および純化焼鈍を施す一
連の工程からなる方向性けい素鋼板の製造方法におい
て、脱炭焼鈍は、常温から 750℃までの温度域を平均昇
温速度：12〜40℃／s および750 ℃から均熱温度までの
温度域を平均昇温速度：0.5 〜10℃／s にて行うことを
特徴とする被膜特性および磁気特性に優れる方向性けい
素鋼板の製造方法。
【００２７】(4) 上記(1) 、(2) または(3) において、
鋼スラブが、さらにCrを0.05〜0.5wt％含むことを特徴
とする被膜特性および磁気特性に優れる方向性けい素鋼
板の製造方法。
鋼スラブが、さらにCrを0.05〜0.5wt％含むことを特徴
とする被膜特性および磁気特性に優れる方向性けい素鋼
板の製造方法。
【００２８】(5) 上記(1) 、(2) 、(3) または(4) にお
いて、焼鈍分離剤は、マグネシア：100 重量部に対し
て、SnO2，Fe2O3, Fe3O4, MoO3およびWO3 の中から選ば
れる１種あるいは２種以上を合計で0.5 〜15重量部、さ
らにTiO2を1.0 〜15重量部の範囲で複合添加したもので
あることを特徴とする被膜特性および磁気特性に優れる
方向性けい素鋼板の製造方法。
いて、焼鈍分離剤は、マグネシア：100 重量部に対し
て、SnO2，Fe2O3, Fe3O4, MoO3およびWO3 の中から選ば
れる１種あるいは２種以上を合計で0.5 〜15重量部、さ
らにTiO2を1.0 〜15重量部の範囲で複合添加したもので
あることを特徴とする被膜特性および磁気特性に優れる
方向性けい素鋼板の製造方法。
【００２９】
【発明の実施の形態】次に、この発明を導くに到った実
験結果について、詳しく述べる。 ［実験１］Ｃ：0.073 wt％、Si：3.41wt％、Mn：0.067
wt％、Se：0.019 wt％、Al：0.025 wt％、Ｎ：0.0086wt
％、Cu：0.10wt％、Sb：0.041 wt％およびBi：0.041 wt
％を含む、けい素鋼スラブを、1430℃の温度で20分間加
熱後、熱間圧延を施して2.6mm 厚の熱延板とした。次い
で、1000℃・１分間の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延
にて板厚1.8mm とし、1050℃・１分間の中間焼鈍のの
ち、２回目の冷間圧延により最終板厚0.23mmとした。そ
の後、これらの冷延板を脱脂して表面を清浄化したの
ち、H2−H2O −N2雰囲気にて850 ℃の温度で、片面当た
りの酸素目付量が0.3 〜1.0(g/m2) になるように脱炭焼
鈍を施した。この脱炭焼鈍の際、室温からＴ℃（Ｔ＝60
0, 650, 700, 750, 800, 850) までの昇温速度と、Ｔ℃
から850 ℃までの昇温速度とを、それぞれ独立に両者と
も0.2 〜50℃／s の範囲で変化させた。また、均熱時の
水蒸気分圧P(H2O)に対する水素分圧P(H2) の比P(H2O)／
P(H2) で表される、雰囲気酸化性は0.2 〜0.7 とした。
次いで、Mgo を主成分とし、マグネシア：100 重量部に
対してTiO2を10重量部配合した、焼鈍分離剤をスラリー
状にして、それぞれの脱炭焼鈍板コイルに塗布して乾燥
させたのち、窒素雰囲気中での880 ℃・20時間の保定に
続いて、窒素：25％および水素：75％の雰囲気中で10℃
／ｈの速度で1150℃まで昇温する、二次再結晶焼鈍を施
した後、水素雰囲気中で1200℃，５時間の仕上げ焼鈍を
行った。
験結果について、詳しく述べる。 ［実験１］Ｃ：0.073 wt％、Si：3.41wt％、Mn：0.067
wt％、Se：0.019 wt％、Al：0.025 wt％、Ｎ：0.0086wt
％、Cu：0.10wt％、Sb：0.041 wt％およびBi：0.041 wt
％を含む、けい素鋼スラブを、1430℃の温度で20分間加
熱後、熱間圧延を施して2.6mm 厚の熱延板とした。次い
で、1000℃・１分間の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延
にて板厚1.8mm とし、1050℃・１分間の中間焼鈍のの
ち、２回目の冷間圧延により最終板厚0.23mmとした。そ
の後、これらの冷延板を脱脂して表面を清浄化したの
ち、H2−H2O −N2雰囲気にて850 ℃の温度で、片面当た
りの酸素目付量が0.3 〜1.0(g/m2) になるように脱炭焼
鈍を施した。この脱炭焼鈍の際、室温からＴ℃（Ｔ＝60
0, 650, 700, 750, 800, 850) までの昇温速度と、Ｔ℃
から850 ℃までの昇温速度とを、それぞれ独立に両者と
も0.2 〜50℃／s の範囲で変化させた。また、均熱時の
水蒸気分圧P(H2O)に対する水素分圧P(H2) の比P(H2O)／
P(H2) で表される、雰囲気酸化性は0.2 〜0.7 とした。
次いで、Mgo を主成分とし、マグネシア：100 重量部に
対してTiO2を10重量部配合した、焼鈍分離剤をスラリー
状にして、それぞれの脱炭焼鈍板コイルに塗布して乾燥
させたのち、窒素雰囲気中での880 ℃・20時間の保定に
続いて、窒素：25％および水素：75％の雰囲気中で10℃
／ｈの速度で1150℃まで昇温する、二次再結晶焼鈍を施
した後、水素雰囲気中で1200℃，５時間の仕上げ焼鈍を
行った。
【００３０】かくして得られたコイルについて、フォル
ステライト質被膜の外観と曲げ密着性及び磁気特性とを
評価したが、室温から一定の速さで昇温する、Ｔ＝850
℃の場合はいずれも良好な被膜特性を得ることができな
かった。また、室温からＴ℃未満までの昇温速度がＴ℃
から850 ℃までの昇温速度より遅い場合も、良好な被膜
特性を得ることはできなかった。一方、室温からＴ℃ま
での昇温速度が、Ｔ℃から850 ℃までの昇温速度より速
い場合には、良好な被膜特性が得られたが、Ｔ≦700 ℃
の場合は良好な磁気特性を得ることができなかった。こ
れは、形成される１次再結晶集合組織への影響が大きい
ためと思われる。なお、以上の結果は脱炭焼鈍時の雰囲
気酸化性の違い（Ｐ（H2O）／Ｐ（H2）＝0.2 〜0.7 ）
によらなかった。
ステライト質被膜の外観と曲げ密着性及び磁気特性とを
評価したが、室温から一定の速さで昇温する、Ｔ＝850
℃の場合はいずれも良好な被膜特性を得ることができな
かった。また、室温からＴ℃未満までの昇温速度がＴ℃
から850 ℃までの昇温速度より遅い場合も、良好な被膜
特性を得ることはできなかった。一方、室温からＴ℃ま
での昇温速度が、Ｔ℃から850 ℃までの昇温速度より速
い場合には、良好な被膜特性が得られたが、Ｔ≦700 ℃
の場合は良好な磁気特性を得ることができなかった。こ
れは、形成される１次再結晶集合組織への影響が大きい
ためと思われる。なお、以上の結果は脱炭焼鈍時の雰囲
気酸化性の違い（Ｐ（H2O）／Ｐ（H2）＝0.2 〜0.7 ）
によらなかった。
【００３１】そして、比較的広い範囲で被膜特性および
磁気特性の両立が図れたのは、Ｔ＝750 ℃の場合であっ
た。ここで、Ｔ＝750 ℃の時の被膜特性と磁気特性との
評価結果を図１に示す。なお、被膜密着性は、被膜の曲
げ密着性として、５mm間隔の種々の径を有する丸棒に試
験片を巻き付け、被膜が剥離しない最少径を測定するこ
とによって評価した。
磁気特性の両立が図れたのは、Ｔ＝750 ℃の場合であっ
た。ここで、Ｔ＝750 ℃の時の被膜特性と磁気特性との
評価結果を図１に示す。なお、被膜密着性は、被膜の曲
げ密着性として、５mm間隔の種々の径を有する丸棒に試
験片を巻き付け、被膜が剥離しない最少径を測定するこ
とによって評価した。
【００３２】図１から、室温から750 ℃未満までの昇温
速度を12〜40℃／s にすると共に、750 〜850 ℃間の昇
温速度を0.5 〜10℃／s にすることにより、フォルステ
ライト質被膜の外観や密着性が良好で、かつ優れた磁気
特性が得られることがわかる。また、被膜特性の水準は
鋼中にBiを含まない場合とほぼ同等以上であった。
速度を12〜40℃／s にすると共に、750 〜850 ℃間の昇
温速度を0.5 〜10℃／s にすることにより、フォルステ
ライト質被膜の外観や密着性が良好で、かつ優れた磁気
特性が得られることがわかる。また、被膜特性の水準は
鋼中にBiを含まない場合とほぼ同等以上であった。
【００３３】なお、脱炭焼鈍時に、常温から 750℃まで
の昇温速度を12℃／s 〜35℃／s にすると共に、750 ℃
から均熱温度までの昇温速度を0.5 〜10℃／s にするこ
とによって被膜特性が向上する理由について、発明者ら
は次のように考えている。
の昇温速度を12℃／s 〜35℃／s にすると共に、750 ℃
から均熱温度までの昇温速度を0.5 〜10℃／s にするこ
とによって被膜特性が向上する理由について、発明者ら
は次のように考えている。
【００３４】すなわち、発明者らは予備実験を行って、
脱炭焼鈍板の５％HCl ・60℃・60秒間の酸洗条件での酸
洗減量を調べたところ、酸洗減量値とフォルステライト
質被膜特性との間には相関関係があり、酸洗減量値が少
ないほど被膜特性が向上する傾向にあることを見出し
た。この酸洗減量値は、サブスケール最表面の性質を反
映すると考えられるから、何らかのかたちで被膜形成初
期の反応を反映していると思われる。
脱炭焼鈍板の５％HCl ・60℃・60秒間の酸洗条件での酸
洗減量を調べたところ、酸洗減量値とフォルステライト
質被膜特性との間には相関関係があり、酸洗減量値が少
ないほど被膜特性が向上する傾向にあることを見出し
た。この酸洗減量値は、サブスケール最表面の性質を反
映すると考えられるから、何らかのかたちで被膜形成初
期の反応を反映していると思われる。
【００３５】そこで、脱炭焼鈍時の昇温速度と酸洗減量
値の関係を調べたところ、昇温速度を上述の範囲に制御
した場合は、そうでない場合に比べて酸洗減量値を低
く、具体的には、酸洗減量値を0.4 g/m2以下の低い値に
抑えられることがわかった。酸洗減量値が低いほど被膜
特性が向上する理由は正確には不明であるが、おそらく
酸洗減量値は鋼板表面での雰囲気との反応性、すなわち
活性度を表していると考えられる。従って、酸洗減量値
が低くて活性度が低いほど、雰囲気、つまり上述したBi
蒸気の影響を受けにくいからと考えられる。そして、昇
温速度を上述のように規定することで酸性減量値が低下
するのは、酸化初期の昇温速度を遅くすることで、酸化
初期に緻密なサブスケールが形成されるためと考えられ
る。
値の関係を調べたところ、昇温速度を上述の範囲に制御
した場合は、そうでない場合に比べて酸洗減量値を低
く、具体的には、酸洗減量値を0.4 g/m2以下の低い値に
抑えられることがわかった。酸洗減量値が低いほど被膜
特性が向上する理由は正確には不明であるが、おそらく
酸洗減量値は鋼板表面での雰囲気との反応性、すなわち
活性度を表していると考えられる。従って、酸洗減量値
が低くて活性度が低いほど、雰囲気、つまり上述したBi
蒸気の影響を受けにくいからと考えられる。そして、昇
温速度を上述のように規定することで酸性減量値が低下
するのは、酸化初期の昇温速度を遅くすることで、酸化
初期に緻密なサブスケールが形成されるためと考えられ
る。
【００３６】なお、この発明に従う脱炭焼鈍時の昇温速
度の場合に、均熱時のP(H2O)／P(H2) で表される雰囲気
酸化性が磁性に及ぼす影響を図２に示すが、この雰囲気
酸化性を0.3 〜0.5 の範囲にすることによって、さらに
磁性が向上し、また被膜の均一性も向上していることが
わかった。
度の場合に、均熱時のP(H2O)／P(H2) で表される雰囲気
酸化性が磁性に及ぼす影響を図２に示すが、この雰囲気
酸化性を0.3 〜0.5 の範囲にすることによって、さらに
磁性が向上し、また被膜の均一性も向上していることが
わかった。
【００３７】脱炭焼鈍の均熱時の雰囲気酸化性P(H2O)／
P(H2) を0.30〜0.50とすることによって磁気特性が向上
する理由について、発明者らは次のように考えている。
すなわち、脱炭焼鈍の均熱時の雰囲気酸化性の違いによ
って、サブスケール中SiO2層の構造が変化するが、鋼中
にBiを含む場合、上記の雰囲気酸化性の範囲で生成させ
た構造を有するサブスクールの場合に、二次再結晶焼鈍
中のインヒビター分解が磁性向上に有利に進行するから
である。
P(H2) を0.30〜0.50とすることによって磁気特性が向上
する理由について、発明者らは次のように考えている。
すなわち、脱炭焼鈍の均熱時の雰囲気酸化性の違いによ
って、サブスケール中SiO2層の構造が変化するが、鋼中
にBiを含む場合、上記の雰囲気酸化性の範囲で生成させ
た構造を有するサブスクールの場合に、二次再結晶焼鈍
中のインヒビター分解が磁性向上に有利に進行するから
である。
【００３８】ここで、脱炭焼鈍の均熱時の雰囲気酸化性
の違いによるサブスケール中SiO2層の構造の変化は、特
開平７−103938号公報、特開平８−218124号公報あるい
はCAMP−ISIJ 8(1995), 1591、CAMP−ISIJ 9(1996), 44
8 に開示されている、電気化学的なサブスケールの評価
法で把握することができる。この方法で得られる電圧−
時間曲線を図３に示すように、図３のIII 領域の幅は、
サブスケールSiO2量中のＯ量と比例するが、脱炭焼鈍の
均熱時の雰囲気酸化性が異なると、その関係が異なって
くることが新たにわかった。すなわち、図４に示すよう
に、III 領域の幅とサブスケールSiO2量中のＯ量との比
例関係は、焼鈍時の雰囲気酸化性が異なっても成り立つ
が、同一直線上に重なることはない。これはサブスケー
ル中SiO2層の構造が、脱炭焼鈍の均熱時の雰囲気酸化性
により異なることを反映していると考えられる。実際、
サブスケール断面を観察すると、脱炭焼鈍の均熱時の雰
囲気酸化性が高くなると、ラメラ（あるいはフィルム）
状のSiO2が多く観察された。従って、鋼中にBiを含む場
合に、脱炭焼鈍均熱時の雰囲気酸化性が0.30〜0.50の範
囲で生成した、サブスケールの有するラメラ状SiO2の割
合が、優れた磁気特性につながるインヒビター分解過程
をもたらすのに、適切なものになるのである。
の違いによるサブスケール中SiO2層の構造の変化は、特
開平７−103938号公報、特開平８−218124号公報あるい
はCAMP−ISIJ 8(1995), 1591、CAMP−ISIJ 9(1996), 44
8 に開示されている、電気化学的なサブスケールの評価
法で把握することができる。この方法で得られる電圧−
時間曲線を図３に示すように、図３のIII 領域の幅は、
サブスケールSiO2量中のＯ量と比例するが、脱炭焼鈍の
均熱時の雰囲気酸化性が異なると、その関係が異なって
くることが新たにわかった。すなわち、図４に示すよう
に、III 領域の幅とサブスケールSiO2量中のＯ量との比
例関係は、焼鈍時の雰囲気酸化性が異なっても成り立つ
が、同一直線上に重なることはない。これはサブスケー
ル中SiO2層の構造が、脱炭焼鈍の均熱時の雰囲気酸化性
により異なることを反映していると考えられる。実際、
サブスケール断面を観察すると、脱炭焼鈍の均熱時の雰
囲気酸化性が高くなると、ラメラ（あるいはフィルム）
状のSiO2が多く観察された。従って、鋼中にBiを含む場
合に、脱炭焼鈍均熱時の雰囲気酸化性が0.30〜0.50の範
囲で生成した、サブスケールの有するラメラ状SiO2の割
合が、優れた磁気特性につながるインヒビター分解過程
をもたらすのに、適切なものになるのである。
【００３９】さらに、発明者らは、鋼中にBiを含む場合
の被膜特性をより改善するためには、上述した方法に加
えて、鋼中にCrを0.05〜0.5 wt％の範囲で含有させるの
が有効であることも見出した。
の被膜特性をより改善するためには、上述した方法に加
えて、鋼中にCrを0.05〜0.5 wt％の範囲で含有させるの
が有効であることも見出した。
【００４０】ここで、素材中のCr量の影響に関して、例
えば特開平４−329829号公報や特開平４−329830号公報
には、「Crは脱炭焼鈍時の酸化挙動に大きく影響する元
素であるが、Sb（あるいはSn，Sb）と同時に添加すると
酸化層の質・量の変動を小さくし、仕上げ焼鈍における
被膜形成を安定化する。」という記述があり、Crを0.04
〜0.20wt％で素材中に含有させることが、記載されてい
る。
えば特開平４−329829号公報や特開平４−329830号公報
には、「Crは脱炭焼鈍時の酸化挙動に大きく影響する元
素であるが、Sb（あるいはSn，Sb）と同時に添加すると
酸化層の質・量の変動を小さくし、仕上げ焼鈍における
被膜形成を安定化する。」という記述があり、Crを0.04
〜0.20wt％で素材中に含有させることが、記載されてい
る。
【００４１】また、特開平８−176666号公報には、「Cr
は脱炭焼鈍時の酸化を促進する元素であるが、Snとの複
合添加で仕上げ焼鈍後のフォルステライト被膜形成に有
効に働く。」と記述されていて、Crを0.03〜0.30wt％で
素材中に含有させる技術が開示されている。特開平９−
49023 号公報には、「Crは、フォルステライト被膜形成
に必要な脱炭焼鈍後の酸素量を確保するために添加され
る。0.05wt％より少ないと本発明のように（Sn＋Sb）を
添加した場合酸素量が極端に少なくなる。また、0.30wt
％を超えると酸素量が極端に増加し、良好なフォルステ
ライトが形成されなくなる。また磁束密度も低下す
る。」と報告されており、Crを0.05〜0.30wt％素材中に
含有させる技術が開示されている。
は脱炭焼鈍時の酸化を促進する元素であるが、Snとの複
合添加で仕上げ焼鈍後のフォルステライト被膜形成に有
効に働く。」と記述されていて、Crを0.03〜0.30wt％で
素材中に含有させる技術が開示されている。特開平９−
49023 号公報には、「Crは、フォルステライト被膜形成
に必要な脱炭焼鈍後の酸素量を確保するために添加され
る。0.05wt％より少ないと本発明のように（Sn＋Sb）を
添加した場合酸素量が極端に少なくなる。また、0.30wt
％を超えると酸素量が極端に増加し、良好なフォルステ
ライトが形成されなくなる。また磁束密度も低下す
る。」と報告されており、Crを0.05〜0.30wt％素材中に
含有させる技術が開示されている。
【００４２】さらに、Crに関して特公昭63−1371号公報
には、「適当量のCrを鋼中に含有させることにより、高
磁束密度の得られる酸可溶性Al量の範囲が拡がることを
見い出した。さらにCr含有の素材から製造した成品は、
同一磁束密度下での鉄損が優れていることを見い出し
た」と記述されており、Crを0.07〜0.30wt％で素材中に
含有させる技術が開示されている。特開平５−78743 号
公報には、「Crは高磁束密度が得られるAl量の範囲を拡
げることを介して磁気特性を高める作用があり、そのた
めに0.04wt％以上必要である。」と記述されていて、Cr
を0.04〜0.25wt％で素材中に含有させる技術が開示され
ている。
には、「適当量のCrを鋼中に含有させることにより、高
磁束密度の得られる酸可溶性Al量の範囲が拡がることを
見い出した。さらにCr含有の素材から製造した成品は、
同一磁束密度下での鉄損が優れていることを見い出し
た」と記述されており、Crを0.07〜0.30wt％で素材中に
含有させる技術が開示されている。特開平５−78743 号
公報には、「Crは高磁束密度が得られるAl量の範囲を拡
げることを介して磁気特性を高める作用があり、そのた
めに0.04wt％以上必要である。」と記述されていて、Cr
を0.04〜0.25wt％で素材中に含有させる技術が開示され
ている。
【００４３】上記したCrの添加技術は、主にけい素鋼ス
ラブを1200℃あるいは1280℃以下の温度に加熱した後、
熱延・冷延等を施し、脱炭焼鈍後に窒化処理を行う技術
に関するものであるが、いずれも鋼中にBiを含まない場
合にCrを素材中に所定量添加して磁気特性・被膜特性を
向上させるものである。
ラブを1200℃あるいは1280℃以下の温度に加熱した後、
熱延・冷延等を施し、脱炭焼鈍後に窒化処理を行う技術
に関するものであるが、いずれも鋼中にBiを含まない場
合にCrを素材中に所定量添加して磁気特性・被膜特性を
向上させるものである。
【００４４】また、特開平10−46297 号公報では、鋼中
にSiを2.5 wt％以上4.5 wt％以下、Crを0.05〜0.25wt％
含有し、磁束密度がＢ8 ：1.92Ｔ以上である、板厚0.15
〜0.35mmの鋼板において、鋼板の平均結晶粒径が５〜50
mmの範囲にあり、製品の鉄損Ｗ17/50 をＡ、製品のフォ
ルステライト皮膜を除去したときの鉄損Ｗ17/50 をＢと
した場合、（Ｂ−Ａ）／Ａが0.15以上であることを特徴
とする、技術が開示されているが、この開示技術では、
鋼中にBiを含む場合については何ら述べられていない。
さらに、フォルステライト質被膜の除去方法により鉄損
が大きく異なることは既知であり、被膜除去方法が記載
されていない本技術はその意味で不明確である。
にSiを2.5 wt％以上4.5 wt％以下、Crを0.05〜0.25wt％
含有し、磁束密度がＢ8 ：1.92Ｔ以上である、板厚0.15
〜0.35mmの鋼板において、鋼板の平均結晶粒径が５〜50
mmの範囲にあり、製品の鉄損Ｗ17/50 をＡ、製品のフォ
ルステライト皮膜を除去したときの鉄損Ｗ17/50 をＢと
した場合、（Ｂ−Ａ）／Ａが0.15以上であることを特徴
とする、技術が開示されているが、この開示技術では、
鋼中にBiを含む場合については何ら述べられていない。
さらに、フォルステライト質被膜の除去方法により鉄損
が大きく異なることは既知であり、被膜除去方法が記載
されていない本技術はその意味で不明確である。
【００４５】ちなみに、鋼中にBiを含む場合について
は、例えば特開平３−87316 号公報の実施例４の中にみ
られるが、Cr量は0.009 wt％と少なく被膜特性について
も何ら述べられていない。また、特開平８−232020号公
報では、実施例３でCrを0.12wt％添加しているが、これ
はその後のAl2O3 を主成分とする焼鈍分離剤を塗布して
いることから、フォルステライト質被膜を形成させてい
ないと考えられる。さらに、特開平８−269572号公報で
は、Crを0.12wt％添加した実験例が記載されているが、
これは温度勾配を与えながら二次再結晶焼鈍を行う技術
に関したものであり、被膜特性に関しては何ら述べられ
ていない。
は、例えば特開平３−87316 号公報の実施例４の中にみ
られるが、Cr量は0.009 wt％と少なく被膜特性について
も何ら述べられていない。また、特開平８−232020号公
報では、実施例３でCrを0.12wt％添加しているが、これ
はその後のAl2O3 を主成分とする焼鈍分離剤を塗布して
いることから、フォルステライト質被膜を形成させてい
ないと考えられる。さらに、特開平８−269572号公報で
は、Crを0.12wt％添加した実験例が記載されているが、
これは温度勾配を与えながら二次再結晶焼鈍を行う技術
に関したものであり、被膜特性に関しては何ら述べられ
ていない。
【００４６】加えて、特開平９−279247号公報では、Cr
を0.12wt％添加した実験例があるが、Cr添加量について
はこの値のみで、またCr添加による被膜特性への影響も
何ら述べられていない。また、これはMgO を主体とする
水スラリーを塗布・乾燥後、焼鈍分離剤を静電塗装する
技術に関したものである。
を0.12wt％添加した実験例があるが、Cr添加量について
はこの値のみで、またCr添加による被膜特性への影響も
何ら述べられていない。また、これはMgO を主体とする
水スラリーを塗布・乾燥後、焼鈍分離剤を静電塗装する
技術に関したものである。
【００４７】上述の技術は、鋼中にBiを含まない場合は
いずれもフォルステライト被膜形成に必要な脱炭焼鈍後
の酸素目付量を確保するか、あるいは磁気特性を向上さ
せることを目的として鋼中Cr添加を行っている。また、
鋼中にBiを含む場合は、被膜特性向上を目的にしてCr添
加量を検討した例や、同時に脱炭焼鈍条件を検討した報
告はない。
いずれもフォルステライト被膜形成に必要な脱炭焼鈍後
の酸素目付量を確保するか、あるいは磁気特性を向上さ
せることを目的として鋼中Cr添加を行っている。また、
鋼中にBiを含む場合は、被膜特性向上を目的にしてCr添
加量を検討した例や、同時に脱炭焼鈍条件を検討した報
告はない。
【００４８】これらの従来技術に対して、発明者らは、
脱炭焼鈍後の酸素日付量が同一であっても鋼中にBiが含
まれる場合は、鋼中にCrを含有させることによってサブ
スケールの性状を変化させることが、良好なフォルステ
ライト質被膜を得るのに有効であることを新たに見出
し、この発明に適用するに到った。従って、この発明に
よる鋼中のCr添加は、従来技術とは大きく異なる。以下
に、その実験結果を説明する。
脱炭焼鈍後の酸素日付量が同一であっても鋼中にBiが含
まれる場合は、鋼中にCrを含有させることによってサブ
スケールの性状を変化させることが、良好なフォルステ
ライト質被膜を得るのに有効であることを新たに見出
し、この発明に適用するに到った。従って、この発明に
よる鋼中のCr添加は、従来技術とは大きく異なる。以下
に、その実験結果を説明する。
【００４９】［実験２］表１，２および３に示すよう
に、鋼中のCr量を変更した成分組成からなるけい素鋼ス
ラブを24種類用意し、1420℃の温度で20分間加熱後、熱
間圧延を施して2.2mm 厚の熱延板とした。次いで、1000
℃，１分間の熱延板焼鈍後、冷間圧延にて板厚1.5mm と
し、1050℃，１分間の中間焼鈍ののち、２回目の冷間圧
延により最終板厚0.23mmとした。その後、これらの冷延
板を脱脂して表面を清浄化したのち、H2−H2O −N2雰囲
気にて840 ℃の温度で、片面当たりの酸素目付量が0.4
〜0.8 g/m2になるように脱炭焼鈍を施した。この脱炭焼
鈍の際、室温から 750℃までの昇温速度を25℃／s にす
ると共に、750 ℃〜840 ℃間の昇混速度を３℃／s に
し、また均熱帯の雰囲気酸化性（P(H2O)／P(H2))は0.55
とした。次いで、MgO を主成分とし、マグネシア：100
重量部に対してTiO2を８重量部を配合した、焼鈍分離剤
をスラリー状にして、それぞれの脱炭焼鈍板コイルに塗
布して乾燥させたのち、窒素雰囲気中での900 ℃，50時
間の保定に続いて、窒素：25％，水素：75％の雰囲気中
で30℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する二次再結晶焼鈍
を施した後、水素雰囲気中で1200℃×５時間の仕上げ焼
鈍を行った。
に、鋼中のCr量を変更した成分組成からなるけい素鋼ス
ラブを24種類用意し、1420℃の温度で20分間加熱後、熱
間圧延を施して2.2mm 厚の熱延板とした。次いで、1000
℃，１分間の熱延板焼鈍後、冷間圧延にて板厚1.5mm と
し、1050℃，１分間の中間焼鈍ののち、２回目の冷間圧
延により最終板厚0.23mmとした。その後、これらの冷延
板を脱脂して表面を清浄化したのち、H2−H2O −N2雰囲
気にて840 ℃の温度で、片面当たりの酸素目付量が0.4
〜0.8 g/m2になるように脱炭焼鈍を施した。この脱炭焼
鈍の際、室温から 750℃までの昇温速度を25℃／s にす
ると共に、750 ℃〜840 ℃間の昇混速度を３℃／s に
し、また均熱帯の雰囲気酸化性（P(H2O)／P(H2))は0.55
とした。次いで、MgO を主成分とし、マグネシア：100
重量部に対してTiO2を８重量部を配合した、焼鈍分離剤
をスラリー状にして、それぞれの脱炭焼鈍板コイルに塗
布して乾燥させたのち、窒素雰囲気中での900 ℃，50時
間の保定に続いて、窒素：25％，水素：75％の雰囲気中
で30℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する二次再結晶焼鈍
を施した後、水素雰囲気中で1200℃×５時間の仕上げ焼
鈍を行った。
【００５０】
【表１】
【００５１】
【表２】
【００５２】
【表３】
【００５３】かくして得られたコイルの磁気特性および
フォルステライト質被膜の外観および曲げ密着性を評価
した結果について、表４，５および６に示す。なお、被
膜の曲げ密着性の評価方法は、前述のとおりである。表
４，５および６から、いずれの場合も良好な磁気特性と
被膜特性が得られているが、特に鋼中Cr量が0.05〜0.5
wt％であった素材で、さらに良好な被膜特性が得られて
いることがわかる。
フォルステライト質被膜の外観および曲げ密着性を評価
した結果について、表４，５および６に示す。なお、被
膜の曲げ密着性の評価方法は、前述のとおりである。表
４，５および６から、いずれの場合も良好な磁気特性と
被膜特性が得られているが、特に鋼中Cr量が0.05〜0.5
wt％であった素材で、さらに良好な被膜特性が得られて
いることがわかる。
【００５４】
【表４】
【００５５】
【表５】
【００５６】
【表６】
【００５７】なお、この理由について発明者らは次のよ
うに考えている。同一の雰囲気酸化性の下で脱炭焼鈍を
行ったとき、鋼中Cr量が増すと脱炭焼鈍時に形成される
サブスケールの酸素量は増大する。これは、特開平８−
176666号公報の明細書中にも述べられているように、Cr
が脱炭焼鈍時の酸化を促進する元素であるからと考えら
れる。しかし、発明者らは、鋼中にBiが含有される場
合、Crは脱炭焼鈍時の酸化を促進するだけでなく、サブ
スケールの構造を変えていることを新たに見出した。こ
のサブスケール構造の変化は、前述したような脱炭焼鈍
の均熱時の雰囲気酸化性で決定されるものとは異なる。
つまり、鋼中Cr量が異なる素材を用いて、同一雰囲気酸
化性下で脱炭焼鈍を行う際、均熱時間等を変えて両者の
酸素目付量を同一にしても、両者のサブスケール構造は
異なっている。理由は不明であるが、この変化がフォル
ステライト質被膜の形成に有利に作用したと思われる。
うに考えている。同一の雰囲気酸化性の下で脱炭焼鈍を
行ったとき、鋼中Cr量が増すと脱炭焼鈍時に形成される
サブスケールの酸素量は増大する。これは、特開平８−
176666号公報の明細書中にも述べられているように、Cr
が脱炭焼鈍時の酸化を促進する元素であるからと考えら
れる。しかし、発明者らは、鋼中にBiが含有される場
合、Crは脱炭焼鈍時の酸化を促進するだけでなく、サブ
スケールの構造を変えていることを新たに見出した。こ
のサブスケール構造の変化は、前述したような脱炭焼鈍
の均熱時の雰囲気酸化性で決定されるものとは異なる。
つまり、鋼中Cr量が異なる素材を用いて、同一雰囲気酸
化性下で脱炭焼鈍を行う際、均熱時間等を変えて両者の
酸素目付量を同一にしても、両者のサブスケール構造は
異なっている。理由は不明であるが、この変化がフォル
ステライト質被膜の形成に有利に作用したと思われる。
【００５８】脱炭焼鈍で生成するサブスケール構造の変
化は、前述したような特開平７−103938号公報や特開平
８−218124号公報等に開示されている、電気化学的なサ
ブスケールの評価法で把握することができる。この方法
で得られる電圧−時間曲線は既に図３に示したが、鋼中
にBiが含有される場合、Cr添加（0.05〜0.50wt％）によ
り変化するのはIII 領域の初めとIII 領域の終わり（IV
領域の初め）の電位差（V34 とする）であった。すなわ
ち、鋼中にCrを添加しない（0.05wt％未満）場合、V34
値はおよそ−0.07〜0.02Ｖの範囲であったが、鋼中にCr
を添加した（0.05〜0.50wt％）場合、V34 値はおよそ0.
05〜0.2 Ｖとなった。おそらく、サブスケール中のSiO2
層の分布等に違いが生じて、このような結果になると思
われるが、いずれにしろこの変化が被膜形成に有利に作
用したものと考えられる。
化は、前述したような特開平７−103938号公報や特開平
８−218124号公報等に開示されている、電気化学的なサ
ブスケールの評価法で把握することができる。この方法
で得られる電圧−時間曲線は既に図３に示したが、鋼中
にBiが含有される場合、Cr添加（0.05〜0.50wt％）によ
り変化するのはIII 領域の初めとIII 領域の終わり（IV
領域の初め）の電位差（V34 とする）であった。すなわ
ち、鋼中にCrを添加しない（0.05wt％未満）場合、V34
値はおよそ−0.07〜0.02Ｖの範囲であったが、鋼中にCr
を添加した（0.05〜0.50wt％）場合、V34 値はおよそ0.
05〜0.2 Ｖとなった。おそらく、サブスケール中のSiO2
層の分布等に違いが生じて、このような結果になると思
われるが、いずれにしろこの変化が被膜形成に有利に作
用したものと考えられる。
【００５９】また、発明者らは、フォルステライト質被
膜が、脱炭焼鈍時に生成するサブスケールを一方の原料
として、MgO を主体とする焼鈍分離剤を他方の原料とし
て形成されるものであるから、その両者を制御すること
が良好なフォルステライト質被膜を生成させるのに必要
と考え、焼鈍分離剤組成についても詳細な検討を行っ
た。
膜が、脱炭焼鈍時に生成するサブスケールを一方の原料
として、MgO を主体とする焼鈍分離剤を他方の原料とし
て形成されるものであるから、その両者を制御すること
が良好なフォルステライト質被膜を生成させるのに必要
と考え、焼鈍分離剤組成についても詳細な検討を行っ
た。
【００６０】すなわち、仕上げ焼鈍中のフォルステライ
ト生成過程を調べたところ、鋼中にBiを含有する場合、
約1050〜1150℃の比較的高温域でのフォルステライト生
成反応が抑制されているばかりか、約850 〜950 ℃の比
較的低温域でのフォルステライト生成反応も鋼中にBiを
含有しない場合に比べて抑制されていることがわかっ
た。この原因としては、鋼板間にBi蒸気が濃化する影
響、Bi系酸化物とSi系酸化物との反応の影響などが考え
られる。従って、鋼中にBiを含有する場合に良好なフォ
ルステライト質被膜を得るには、約1050〜1150℃の比較
的高温域ばかりでなく、約850 〜950 ℃の比較的低温域
でのフォルステライト生成反応も促進させる必要がある
と考えた。
ト生成過程を調べたところ、鋼中にBiを含有する場合、
約1050〜1150℃の比較的高温域でのフォルステライト生
成反応が抑制されているばかりか、約850 〜950 ℃の比
較的低温域でのフォルステライト生成反応も鋼中にBiを
含有しない場合に比べて抑制されていることがわかっ
た。この原因としては、鋼板間にBi蒸気が濃化する影
響、Bi系酸化物とSi系酸化物との反応の影響などが考え
られる。従って、鋼中にBiを含有する場合に良好なフォ
ルステライト質被膜を得るには、約1050〜1150℃の比較
的高温域ばかりでなく、約850 〜950 ℃の比較的低温域
でのフォルステライト生成反応も促進させる必要がある
と考えた。
【００６１】ここで、約1050〜1150℃の高温域でフォル
ステライト生成反応を促進させる化合物としては、従来
公知のTiO2が挙げられ、その促進程度については、例え
ばCAMP−ISIJ vol.6(1993)1829 に報告されている。し
かしながら、約850 〜950 ℃の低温域でフォルステライ
ト生成を促進させる化合物に関する報告はほとんどな
い。わずかに特開平９−291313号公報に、焼鈍分離剤中
にMgO 100 重量部に対してTiO2を0.5 〜15重量部、SnO2
を0.1 〜10重量部およびSr化合物をSr換算で0.1〜10重
量部の範囲で複合添加した場合に、仕上げ焼鈍中975 ℃
以上の温度でフォルステライト生成が促進されていると
の報告が、特開平８−232019号公報に、MgO 100 重量部
に対し塩素化合物を塩素分として0.01〜0.10重量部、及
び／又はSb, Ｂ, Sr, Baの化合物の１種又は２種類以上
を0.05〜2.0 重量部添加する焼鈍分離剤を塗布すること
でグラス被膜形成を低温化できるとの報告が、成されて
いる程度である。
ステライト生成反応を促進させる化合物としては、従来
公知のTiO2が挙げられ、その促進程度については、例え
ばCAMP−ISIJ vol.6(1993)1829 に報告されている。し
かしながら、約850 〜950 ℃の低温域でフォルステライ
ト生成を促進させる化合物に関する報告はほとんどな
い。わずかに特開平９−291313号公報に、焼鈍分離剤中
にMgO 100 重量部に対してTiO2を0.5 〜15重量部、SnO2
を0.1 〜10重量部およびSr化合物をSr換算で0.1〜10重
量部の範囲で複合添加した場合に、仕上げ焼鈍中975 ℃
以上の温度でフォルステライト生成が促進されていると
の報告が、特開平８−232019号公報に、MgO 100 重量部
に対し塩素化合物を塩素分として0.01〜0.10重量部、及
び／又はSb, Ｂ, Sr, Baの化合物の１種又は２種類以上
を0.05〜2.0 重量部添加する焼鈍分離剤を塗布すること
でグラス被膜形成を低温化できるとの報告が、成されて
いる程度である。
【００６２】そこで、発明者らは、約850 〜950 ℃の低
温域でフォルステライト生成を促進する化合物を見出す
ために、以下に述べるような基礎的な検討を行った。 ［実験３］MgO 粉末とSiO2粉末とをモル比で２：１で含
有し、さらに表７に示す各種化合物をMgO 100 重量部に
対し10重量部添加した後、混合・成型したものを、H2雰
囲気中で950 ℃，１時間焼成した。焼成後の試料は粉砕
したのち、Ｘ線回折測定を行い、Mg2SiO4 (211) ピ−ク
の強度（I1）とMgO (200) ピークの強度（I2）を求め、
両者の比I1／I2を添加物無しの場合と比べることによっ
て、フォルステライト生成が促進されているかどうかを
調べた。その結果を図５に示す。これから、900 ℃の焼
成でフォルステライト生成を大きく促進する化合物とし
て、SnO2, V2O5, Fe2O3, Fe3O4 , MoO3 および WO3があ
ることがわかった。
温域でフォルステライト生成を促進する化合物を見出す
ために、以下に述べるような基礎的な検討を行った。 ［実験３］MgO 粉末とSiO2粉末とをモル比で２：１で含
有し、さらに表７に示す各種化合物をMgO 100 重量部に
対し10重量部添加した後、混合・成型したものを、H2雰
囲気中で950 ℃，１時間焼成した。焼成後の試料は粉砕
したのち、Ｘ線回折測定を行い、Mg2SiO4 (211) ピ−ク
の強度（I1）とMgO (200) ピークの強度（I2）を求め、
両者の比I1／I2を添加物無しの場合と比べることによっ
て、フォルステライト生成が促進されているかどうかを
調べた。その結果を図５に示す。これから、900 ℃の焼
成でフォルステライト生成を大きく促進する化合物とし
て、SnO2, V2O5, Fe2O3, Fe3O4 , MoO3 および WO3があ
ることがわかった。
【００６３】
【表７】
【００６４】［実験４］上記の結果から、焼鈍分離剤中
にSnO2, V2O5, Fe2O3, Fe3O4 , MoO3, WO3を添加するこ
とで、鋼中にBiを含有する場合でも、非常に良好なフォ
ルステライト質被膜が形成できる可能性があると考えら
れたため、引き続き以下に示す実験を行った。
にSnO2, V2O5, Fe2O3, Fe3O4 , MoO3, WO3を添加するこ
とで、鋼中にBiを含有する場合でも、非常に良好なフォ
ルステライト質被膜が形成できる可能性があると考えら
れたため、引き続き以下に示す実験を行った。
【００６５】Ｃ：0.067 wt％，Si：3.25wt％，Mn：0.07
2 wt％，Se：0.018 wt％，酸可溶性Al：0.024 wt％，
Ｎ：0.0090wt％，Sb：0.025 wt％，Mo：0.012 wt％およ
びBi：0.020 wt％を含むけい素鋼スラブを、1410℃の温
度で30分間加熱後、熱間圧延を施して2.2mm 厚の熱延板
とした。次いで1000℃，１分間の熱延板焼鈍後、冷間圧
延にて板厚1.6mm とし、1000℃，１分間の中間焼鈍のの
ち、２回目の冷間圧延により最終板厚0.23mmとした。そ
の後、これらの冷延板を脱脂して表面を清浄化したの
ち、H2−H2O −N2雰囲気にて820 ℃の温度で、片面当た
りの酸素日付量が0.4 〜0.8 g/m2になるように、脱炭焼
鈍を施した。この脱炭焼鈍の際、 750℃までの昇温速度
は20℃／s とし、750 ℃から820 ℃までの昇温速度は５
℃／s とした。また、均熱帯の雰囲気酸化性（P(H2O)／
P(H2))は、0.40とした。次いで MgOを主成分とし、マグ
ネシア：100 重量部に対してTiO2を0.5 〜20重量部で配
合し、かつSnO2, V2O5, Fe2O3, Fe3O4 , MoO3, WO3の中
から選ばれる１種あるいは２種以上を合計で0.2 〜20重
量部配合した組成の焼鈍分離剤をスラリー状にして、そ
れぞれの脱炭焼鈍板コイルに塗布して乾燥させたのち、
窒素雰囲気中で850 ℃まで焼鈍してから、窒素：25％，
水素：75％の雰囲気中で20℃／ｈの速度で1150℃まで昇
温する、二次再結晶焼鈍を施した後、水素雰囲気中で12
00℃，５時間の仕上げ焼鈍を行った。
2 wt％，Se：0.018 wt％，酸可溶性Al：0.024 wt％，
Ｎ：0.0090wt％，Sb：0.025 wt％，Mo：0.012 wt％およ
びBi：0.020 wt％を含むけい素鋼スラブを、1410℃の温
度で30分間加熱後、熱間圧延を施して2.2mm 厚の熱延板
とした。次いで1000℃，１分間の熱延板焼鈍後、冷間圧
延にて板厚1.6mm とし、1000℃，１分間の中間焼鈍のの
ち、２回目の冷間圧延により最終板厚0.23mmとした。そ
の後、これらの冷延板を脱脂して表面を清浄化したの
ち、H2−H2O −N2雰囲気にて820 ℃の温度で、片面当た
りの酸素日付量が0.4 〜0.8 g/m2になるように、脱炭焼
鈍を施した。この脱炭焼鈍の際、 750℃までの昇温速度
は20℃／s とし、750 ℃から820 ℃までの昇温速度は５
℃／s とした。また、均熱帯の雰囲気酸化性（P(H2O)／
P(H2))は、0.40とした。次いで MgOを主成分とし、マグ
ネシア：100 重量部に対してTiO2を0.5 〜20重量部で配
合し、かつSnO2, V2O5, Fe2O3, Fe3O4 , MoO3, WO3の中
から選ばれる１種あるいは２種以上を合計で0.2 〜20重
量部配合した組成の焼鈍分離剤をスラリー状にして、そ
れぞれの脱炭焼鈍板コイルに塗布して乾燥させたのち、
窒素雰囲気中で850 ℃まで焼鈍してから、窒素：25％，
水素：75％の雰囲気中で20℃／ｈの速度で1150℃まで昇
温する、二次再結晶焼鈍を施した後、水素雰囲気中で12
00℃，５時間の仕上げ焼鈍を行った。
【００６６】かくして得られたコイルについて、そのフ
ォルステライト質被膜の外観を評価した。その結果を表
８，９に示す。マグネシア：100 重量部に対してSnO2,
Fe2O 3, Fe3O4 , MoO3 および WO3の中から選ばれる、１
種類あるいは２種類以上を0.5 〜15重量部とTiO2を1.0
〜15重量部複合添加した組成の焼鈍分離剤を用いること
によって、非常に良好なフォルステライト被膜が得られ
ることがわかった。なお、V2O5の添加は、実験３の基礎
検討でフォルステライト生成を促進したものの、実際の
コイルではフォルステライト被膜の特性を向上させるこ
とはなかった。
ォルステライト質被膜の外観を評価した。その結果を表
８，９に示す。マグネシア：100 重量部に対してSnO2,
Fe2O 3, Fe3O4 , MoO3 および WO3の中から選ばれる、１
種類あるいは２種類以上を0.5 〜15重量部とTiO2を1.0
〜15重量部複合添加した組成の焼鈍分離剤を用いること
によって、非常に良好なフォルステライト被膜が得られ
ることがわかった。なお、V2O5の添加は、実験３の基礎
検討でフォルステライト生成を促進したものの、実際の
コイルではフォルステライト被膜の特性を向上させるこ
とはなかった。
【００６７】
【表８】
【００６８】
【表９】
【００６９】以上の一連の実験結果より、まず、脱炭焼
鈍は、常温から750 ℃未満までの昇温速度を12℃／s 〜
40℃／s にすると共に、750 ℃から均熱温度までの昇温
速度を0.5 〜10℃／s にすることにより、Biを0.005 〜
0.2 wt％含有する場合でも、良好な被膜特性および磁気
特性を有する方向性けい素鋼板が製造できることがわか
った。加えて、鋼スラブ中に、Crを0.05〜0.5 wt％含有
させることによって、さらに優れた被膜特性が得られる
こともわかった。
鈍は、常温から750 ℃未満までの昇温速度を12℃／s 〜
40℃／s にすると共に、750 ℃から均熱温度までの昇温
速度を0.5 〜10℃／s にすることにより、Biを0.005 〜
0.2 wt％含有する場合でも、良好な被膜特性および磁気
特性を有する方向性けい素鋼板が製造できることがわか
った。加えて、鋼スラブ中に、Crを0.05〜0.5 wt％含有
させることによって、さらに優れた被膜特性が得られる
こともわかった。
【００７０】また、焼鈍分離剤は、マグネシア：100 重
量部に対して、低温時の被膜形成促進助剤としてSnO2,
Fe2O3, Fe3O4, MoO3およびWO3 の中から選ばれる１種あ
るいは２種以上を合計で0.5 〜15重量部、そして高温時
の被膜形成促進助剤としてTiO2を1.0 〜15重量部の範囲
で複合添加したものを用いることによって、非常に良好
な被膜特性が得られることがわかった。
量部に対して、低温時の被膜形成促進助剤としてSnO2,
Fe2O3, Fe3O4, MoO3およびWO3 の中から選ばれる１種あ
るいは２種以上を合計で0.5 〜15重量部、そして高温時
の被膜形成促進助剤としてTiO2を1.0 〜15重量部の範囲
で複合添加したものを用いることによって、非常に良好
な被膜特性が得られることがわかった。
【００７１】以下に、この発明の成分組成の限定理由お
よび好適範囲について述べる。この発明の対象とするけ
い素鋼板用スラブの成分組成については、Ｃ：0.03〜0.
12wt％，Si：2.0 〜4.5 wt％，酸可溶性Al：0.01〜0.05
wt％，Ｎ：0.004 〜0.012 wt％，Bi：0.05〜0.20wt％を
含有することが必要である。また、酸可溶性Alとの組み
合わせにて、Ｂを0.001 〜0.01wt％含有するか、あるい
は酸可溶性Alに代えて、Ｂを0.001 〜0.01wt％含有す
る、組成とすることも可能である。さらに、Crを0.05〜
0.5 wt％で添加することも、被膜特性の改善に有効に作
用する。その他、必要に応じて、Mn：0.02〜0.20wt％，
Ｓ及びSeのうちから選んだ少なくとも一種：0.010 〜0.
040 wt％, Sb：0.01〜0.20wt％，Cu：0.01〜0.20wt％，
Mo：0.01〜0.10wt％，Sn：0.02〜0.30wt％，Ge：0.02〜
0.30wt％，Ni：0.01〜0.50wt％，Ｐ：0.002 〜0.30wt
％，Nb：0.003 〜0.10wt％およびＶ：0.003 〜0.10wt％
の各成分を含有させることもできる。
よび好適範囲について述べる。この発明の対象とするけ
い素鋼板用スラブの成分組成については、Ｃ：0.03〜0.
12wt％，Si：2.0 〜4.5 wt％，酸可溶性Al：0.01〜0.05
wt％，Ｎ：0.004 〜0.012 wt％，Bi：0.05〜0.20wt％を
含有することが必要である。また、酸可溶性Alとの組み
合わせにて、Ｂを0.001 〜0.01wt％含有するか、あるい
は酸可溶性Alに代えて、Ｂを0.001 〜0.01wt％含有す
る、組成とすることも可能である。さらに、Crを0.05〜
0.5 wt％で添加することも、被膜特性の改善に有効に作
用する。その他、必要に応じて、Mn：0.02〜0.20wt％，
Ｓ及びSeのうちから選んだ少なくとも一種：0.010 〜0.
040 wt％, Sb：0.01〜0.20wt％，Cu：0.01〜0.20wt％，
Mo：0.01〜0.10wt％，Sn：0.02〜0.30wt％，Ge：0.02〜
0.30wt％，Ni：0.01〜0.50wt％，Ｐ：0.002 〜0.30wt
％，Nb：0.003 〜0.10wt％およびＶ：0.003 〜0.10wt％
の各成分を含有させることもできる。
【００７２】ここで、酸可溶AlおよびＮは、AlN インヒ
ビターを形成させるために必要である。良好な二次再結
晶を実現するには、酸可溶性Alを0.01〜0.05wt％および
Ｎを0.004 〜0.012 wt％の範囲で含有することが要求さ
れる。すなわち、これらの上限をこえる量では、AlN の
粗大化を招いて抑制力を失い、一方下限未満ではAlNの
量が不足する。
ビターを形成させるために必要である。良好な二次再結
晶を実現するには、酸可溶性Alを0.01〜0.05wt％および
Ｎを0.004 〜0.012 wt％の範囲で含有することが要求さ
れる。すなわち、これらの上限をこえる量では、AlN の
粗大化を招いて抑制力を失い、一方下限未満ではAlNの
量が不足する。
【００７３】また、AlN インヒビターの代わりにBNイン
ヒビターを用いることもできる。この場合、良好な二次
再結晶を実現するには、Ｂを0.001 〜0.01wt％およびＮ
を0.004 〜0.012 wt％の範囲で含有することが要求され
る。すなわち、これらの上限をこえる量では、BNの粗大
化を招いて抑制力を失い、一方下限未満ではBNの量が不
足する。なお、BNインヒビターは、AlN インヒビターと
共存させて用いることもできるし、単独で用いることも
できる。
ヒビターを用いることもできる。この場合、良好な二次
再結晶を実現するには、Ｂを0.001 〜0.01wt％およびＮ
を0.004 〜0.012 wt％の範囲で含有することが要求され
る。すなわち、これらの上限をこえる量では、BNの粗大
化を招いて抑制力を失い、一方下限未満ではBNの量が不
足する。なお、BNインヒビターは、AlN インヒビターと
共存させて用いることもできるし、単独で用いることも
できる。
【００７４】次に、Biは磁気特性を大きく向上させて高
磁束密度の素材を得るのに必要な元素である。しかし、
その含有量が0.20wt％をこえると、良好な一次再結晶組
織が得られずに磁束密度の向上が達成できず、一方0.00
5 wt％未満では所期した効果が得られないため、0.005
〜0.20wt％の範囲に限定する。
磁束密度の素材を得るのに必要な元素である。しかし、
その含有量が0.20wt％をこえると、良好な一次再結晶組
織が得られずに磁束密度の向上が達成できず、一方0.00
5 wt％未満では所期した効果が得られないため、0.005
〜0.20wt％の範囲に限定する。
【００７５】また、Crは被膜特性の更なる改善に有効で
ある。しかし、0.05wt％未満では目立った改善効果が得
られず、一方0.50wt％をこえると磁気特性が劣化するた
め、0.05〜0.50wt％の範囲に限定する。
ある。しかし、0.05wt％未満では目立った改善効果が得
られず、一方0.50wt％をこえると磁気特性が劣化するた
め、0.05〜0.50wt％の範囲に限定する。
【００７６】Ｃは、熱間圧延時のα−γ変態を利用して
結晶組織の改善を行うために重要な成分である。しか
し、含有量が0.03wt％に満たないと良好な一次再結晶組
織が得られず、一方0.12wt％をこえると、脱炭が難しく
なって脱炭不良となり磁気特性が劣化するため、0.03〜
0.12wt％に限定した。
結晶組織の改善を行うために重要な成分である。しか
し、含有量が0.03wt％に満たないと良好な一次再結晶組
織が得られず、一方0.12wt％をこえると、脱炭が難しく
なって脱炭不良となり磁気特性が劣化するため、0.03〜
0.12wt％に限定した。
【００７７】Siは、製品の電気抵抗を高め、渦電流損を
低減させる上で重要な成分である。含有量が2.0 wt％に
満たないと最終仕上げ焼鈍中にα−γ変態によって結晶
方位が損なわれ、4.5 wt％を超えると冷延性に問題があ
るため、2.0 〜4.5 wt％に限定した。
低減させる上で重要な成分である。含有量が2.0 wt％に
満たないと最終仕上げ焼鈍中にα−γ変態によって結晶
方位が損なわれ、4.5 wt％を超えると冷延性に問題があ
るため、2.0 〜4.5 wt％に限定した。
【００７８】MnとSeおよびＳとも、インヒビターとして
機能する成分であり、Mn量が0.02wt％未満、またはＳお
よびSeのいずれか単独もしくは合計量が0.010 wt％未満
であると、インヒビター機能が不充分となり、一方Mn量
が0.20wt％をこえるか、またはＳおよびSeのいずれか単
独もしくは合計量が0.040 wt％をこえると、スラブ加熱
の際に必要とする温度が高すぎて実用的ではないため、
Mnは0.02〜0.20wt％、ＳおよびSeは単独あるいは合計量
として0.010 〜0.040 wt％の範囲であることが好まし
い。
機能する成分であり、Mn量が0.02wt％未満、またはＳお
よびSeのいずれか単独もしくは合計量が0.010 wt％未満
であると、インヒビター機能が不充分となり、一方Mn量
が0.20wt％をこえるか、またはＳおよびSeのいずれか単
独もしくは合計量が0.040 wt％をこえると、スラブ加熱
の際に必要とする温度が高すぎて実用的ではないため、
Mnは0.02〜0.20wt％、ＳおよびSeは単独あるいは合計量
として0.010 〜0.040 wt％の範囲であることが好まし
い。
【００７９】さらに、磁束密度を向上させるためにSb，
Cu，Sn，Ge，Ni，Ｐ，Nb，Ｖなどを単独または複合して
添加することが可能である。Sbは含有量が、0.20wt％を
こえると脱炭性が著しく劣化し、一方0.01wt％に満たな
いと効果がないため、その添加量は0.01〜0.20wt％とす
ることが好ましい。Cuは、0.20wt％をこえると酸洗性が
悪化し、0.01wt％に満たないと効果がないため、0.01〜
0.20wt％の範囲とすることが好ましい。SnおよびGeは、
0.30wt％をこえると良好な一次再結晶組織が得られず、
一方0.02wt％未満では効果がないため、それぞれ0.02〜
0.30wt％の範囲とすることが好ましい。Niは、0.50wt％
をこえると熱間強度が低下し、一方0.01wt％未満では効
果がないため、0.01〜0.50wt％の範囲とすることが好ま
しい。Ｐは、0.30wt％をこえると良好な一次再結晶組織
が得られず、一方0.002 wt％未満では効果がないため、
0.002 〜0.30wt％とすることが好ましい。NbおよびＶ
は、0.10wt％をこえると脱炭性が著しく劣化し、一方0.
003 wt％に満たないと効果がないため、0.003 〜0.10wt
％とすることが好ましい。
Cu，Sn，Ge，Ni，Ｐ，Nb，Ｖなどを単独または複合して
添加することが可能である。Sbは含有量が、0.20wt％を
こえると脱炭性が著しく劣化し、一方0.01wt％に満たな
いと効果がないため、その添加量は0.01〜0.20wt％とす
ることが好ましい。Cuは、0.20wt％をこえると酸洗性が
悪化し、0.01wt％に満たないと効果がないため、0.01〜
0.20wt％の範囲とすることが好ましい。SnおよびGeは、
0.30wt％をこえると良好な一次再結晶組織が得られず、
一方0.02wt％未満では効果がないため、それぞれ0.02〜
0.30wt％の範囲とすることが好ましい。Niは、0.50wt％
をこえると熱間強度が低下し、一方0.01wt％未満では効
果がないため、0.01〜0.50wt％の範囲とすることが好ま
しい。Ｐは、0.30wt％をこえると良好な一次再結晶組織
が得られず、一方0.002 wt％未満では効果がないため、
0.002 〜0.30wt％とすることが好ましい。NbおよびＶ
は、0.10wt％をこえると脱炭性が著しく劣化し、一方0.
003 wt％に満たないと効果がないため、0.003 〜0.10wt
％とすることが好ましい。
【００８０】さらに、表面性状を改善するために、Moを
添加することができる。しかし、含有量が0.10wt％をこ
えると脱炭性が劣化し、0.01wt％に満たないと効果がな
いため、0.01〜0.10wt％とすることが好ましい。
添加することができる。しかし、含有量が0.10wt％をこ
えると脱炭性が劣化し、0.01wt％に満たないと効果がな
いため、0.01〜0.10wt％とすることが好ましい。
【００８１】次に、この発明で対象とする方向性けい素
鋼板の製造条件について述べる。すなわち、従来用いら
れている製鋼法で、上記成分組成に調整した溶鋼を連続
鋳造法あるいは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程
を挟んでスラブとし、その後1100〜1450℃の温度範囲で
スラブ加熱を行って熱間圧延を行う。次いで、必要に応
じて熱延板焼鈍を行ったのち、１回ないしは中間焼鈍を
挟む２回以上の冷間圧延により、最終板厚の冷延板とす
る。
鋼板の製造条件について述べる。すなわち、従来用いら
れている製鋼法で、上記成分組成に調整した溶鋼を連続
鋳造法あるいは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程
を挟んでスラブとし、その後1100〜1450℃の温度範囲で
スラブ加熱を行って熱間圧延を行う。次いで、必要に応
じて熱延板焼鈍を行ったのち、１回ないしは中間焼鈍を
挟む２回以上の冷間圧延により、最終板厚の冷延板とす
る。
【００８２】その後、この発明に従う昇温速度で脱炭焼
鈍を行う。その際、均熱温度は780〜880 ℃の範囲に限
定する。この範囲に対して均熱温度が低くても高くて
も、脱炭に要する時間が、実操業を考えた場合に実際的
でないほど長くなるからである。また、均熱時の雰囲気
酸化性P(H2O)／P(H2) を0.3 〜0.5 の範囲にすること
は、さらなる磁性向上に有効である。
鈍を行う。その際、均熱温度は780〜880 ℃の範囲に限
定する。この範囲に対して均熱温度が低くても高くて
も、脱炭に要する時間が、実操業を考えた場合に実際的
でないほど長くなるからである。また、均熱時の雰囲気
酸化性P(H2O)／P(H2) を0.3 〜0.5 の範囲にすること
は、さらなる磁性向上に有効である。
【００８３】この脱炭焼鈍を施した鋼板表面に、MgO を
主成分にした焼鈍分離剤をスラリー状にして塗布した後
乾燥する。ここで、焼鈍分離剤に用いるマグネシアは、
水和量（20℃，６分間にて水和後、1000℃，１時間の強
熱による減量）が１〜５％の範囲のものを用いるのがよ
い。これは、マグネシアの水和量が１％未満ではフォル
ステライト質被膜の生成が不充分となり、一方５％をこ
えるとコイル層間への持ち込み水分量が多くなりすぎて
鋼板の追加酸化量が多くなるため、良好なフォルステラ
イト質被膜が得られなくなるおそれがあるからである。
また、30℃でのクエン酸活性度 (CAA40)は30秒から160
秒のものを用いることが好ましい。なぜなら、30秒未満
では反応性が強すぎてフォルステライトが急激に生成し
て剥落しやすく、一方160 秒をこえると反応性が弱すぎ
てフォルステライト生成が進行しないからである。
主成分にした焼鈍分離剤をスラリー状にして塗布した後
乾燥する。ここで、焼鈍分離剤に用いるマグネシアは、
水和量（20℃，６分間にて水和後、1000℃，１時間の強
熱による減量）が１〜５％の範囲のものを用いるのがよ
い。これは、マグネシアの水和量が１％未満ではフォル
ステライト質被膜の生成が不充分となり、一方５％をこ
えるとコイル層間への持ち込み水分量が多くなりすぎて
鋼板の追加酸化量が多くなるため、良好なフォルステラ
イト質被膜が得られなくなるおそれがあるからである。
また、30℃でのクエン酸活性度 (CAA40)は30秒から160
秒のものを用いることが好ましい。なぜなら、30秒未満
では反応性が強すぎてフォルステライトが急激に生成し
て剥落しやすく、一方160 秒をこえると反応性が弱すぎ
てフォルステライト生成が進行しないからである。
【００８４】さらに、焼鈍分離剤は、鋼板片面当たり４
〜10g/m2の範囲で塗布するのが好ましい。これは、塗布
量が４g/m2より少ないとフォルステライトの生成が不充
分となり、一方10g/m2をこえるとフォルステライト質被
膜が過剰に生成し厚くなるため、占積率の低下をきたす
からである。
〜10g/m2の範囲で塗布するのが好ましい。これは、塗布
量が４g/m2より少ないとフォルステライトの生成が不充
分となり、一方10g/m2をこえるとフォルステライト質被
膜が過剰に生成し厚くなるため、占積率の低下をきたす
からである。
【００８５】また、焼鈍分離剤には、マグネシア：100
重量部に対してSnO2, Fe2O3, Fe3O4, MoO3, WO3 の中か
ら選ばれる１種あるいは２種以上を合計で0.5 〜15重量
部、そしてTiO2を1.0 〜15重量部の範囲で複合添加した
ものを用いることによって、さらに良好なフォルステラ
イト質被膜を得ることができる。
重量部に対してSnO2, Fe2O3, Fe3O4, MoO3, WO3 の中か
ら選ばれる１種あるいは２種以上を合計で0.5 〜15重量
部、そしてTiO2を1.0 〜15重量部の範囲で複合添加した
ものを用いることによって、さらに良好なフォルステラ
イト質被膜を得ることができる。
【００８６】なお、被膜特性の一層の均一性向上を目的
として、焼鈍分離剤中に、さらにCaO のような酸化物、
MgSO4 やSnSO4 のような硫化物、Na2B4O7 のようなＢ系
化合物、Sb2O3 やSb2(SO4)3 のようなSb系化合物あるい
はSrSO4, Sr(OH)2のようなSr化合物の１種または２種以
上を、それぞれ単独または複合して添加してもよい。
として、焼鈍分離剤中に、さらにCaO のような酸化物、
MgSO4 やSnSO4 のような硫化物、Na2B4O7 のようなＢ系
化合物、Sb2O3 やSb2(SO4)3 のようなSb系化合物あるい
はSrSO4, Sr(OH)2のようなSr化合物の１種または２種以
上を、それぞれ単独または複合して添加してもよい。
【００８７】その後、二次再結晶焼鈍および純化焼鈍か
らなる最終仕上げ焼鈍を行った後、りん酸塩系の絶縁コ
ーティング、好ましくは張力を有する絶縁コーティング
を施して製品とする。二次再結晶焼鈍は、焼鈍中700 〜
1000℃のある温度で10〜70時間の保定焼鈍を行ってから
昇温する方法、あるいは保定を行わずに焼鈍する方法の
どちらでもよい。
らなる最終仕上げ焼鈍を行った後、りん酸塩系の絶縁コ
ーティング、好ましくは張力を有する絶縁コーティング
を施して製品とする。二次再結晶焼鈍は、焼鈍中700 〜
1000℃のある温度で10〜70時間の保定焼鈍を行ってから
昇温する方法、あるいは保定を行わずに焼鈍する方法の
どちらでもよい。
【００８８】ちなみに、最終冷延後、最終仕上げ焼鈍後
あるいは絶縁コーティングの被成後に、既知の磁区細分
化処理を行うことも可能であり、さらなる鉄損の低減に
有効である。
あるいは絶縁コーティングの被成後に、既知の磁区細分
化処理を行うことも可能であり、さらなる鉄損の低減に
有効である。
【００８９】
【実施例】［実施例１］ Ｃ：0.065 wt％，Si：3.45wt％，Mn：0.069 wt％，酸可
溶性Al：0.025 wt％，Ｎ：0.0090wt％，Se：0.020 wt
％，Cu：0.10wt％、Sb：0.043 wt％，Ni：0.2wt％，B
i：0.035 wt％およびCr：0.18wt％を含む鋼スラブを、1
430℃で30分間加熱後、熱間圧延を施して、2.5mm 厚の
熱延板とした。次いで、1000℃，１分間の熱延板焼鈍
後、冷間圧延にて板厚1.7mm とし、1100℃，１分間の中
間焼鈍ののち、２回目の冷間圧延により最終板厚0.23mm
に仕上げた。
溶性Al：0.025 wt％，Ｎ：0.0090wt％，Se：0.020 wt
％，Cu：0.10wt％、Sb：0.043 wt％，Ni：0.2wt％，B
i：0.035 wt％およびCr：0.18wt％を含む鋼スラブを、1
430℃で30分間加熱後、熱間圧延を施して、2.5mm 厚の
熱延板とした。次いで、1000℃，１分間の熱延板焼鈍
後、冷間圧延にて板厚1.7mm とし、1100℃，１分間の中
間焼鈍ののち、２回目の冷間圧延により最終板厚0.23mm
に仕上げた。
【００９０】これらの冷延板に、H2−H2O −N2雰囲気に
て、830 ℃の脱炭焼鈍を施した。この際、750 ℃未満ま
での昇温速度を８〜50℃／s の範囲に、750 ℃から830
℃までの昇温速度を0.2 〜30℃／s の範囲に変化させる
と共に、均熱帯の雰囲気酸化性(P(H2O) ／P(H2))を0.2
〜0.7 の範囲で変化させた。また、均熱時間、最終冷延
後（脱炭焼鈍前）の電解脱脂条件（有無を含めて）等を
適宜変更して、酸素目付量（片面当たり）が0.4 g/m2以
上0.8 g/m2以下になるようにした。
て、830 ℃の脱炭焼鈍を施した。この際、750 ℃未満ま
での昇温速度を８〜50℃／s の範囲に、750 ℃から830
℃までの昇温速度を0.2 〜30℃／s の範囲に変化させる
と共に、均熱帯の雰囲気酸化性(P(H2O) ／P(H2))を0.2
〜0.7 の範囲で変化させた。また、均熱時間、最終冷延
後（脱炭焼鈍前）の電解脱脂条件（有無を含めて）等を
適宜変更して、酸素目付量（片面当たり）が0.4 g/m2以
上0.8 g/m2以下になるようにした。
【００９１】次いで、MgO を主成分とし、マグネシア：
100 重量部に対して TiO2 を９重量部、 Sr(OH)2・8H2O
を３重量部配合した焼鈍分離剤をスラリーとして脱炭焼
鈍板コイルにそれぞれ塗布して乾燥させたのち、窒素雰
囲気中で850 ℃まで昇温した後、窒素20％、水素80％の
雰囲気中で15℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する、二次
再結晶焼鈍を施したのち、1200℃の水素雰囲気中で５時
間の純化焼鈍を行った。しかるのち、りん酸マグネシウ
ムとコロイダルシリカを主成分とするコーティングを施
した。
100 重量部に対して TiO2 を９重量部、 Sr(OH)2・8H2O
を３重量部配合した焼鈍分離剤をスラリーとして脱炭焼
鈍板コイルにそれぞれ塗布して乾燥させたのち、窒素雰
囲気中で850 ℃まで昇温した後、窒素20％、水素80％の
雰囲気中で15℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する、二次
再結晶焼鈍を施したのち、1200℃の水素雰囲気中で５時
間の純化焼鈍を行った。しかるのち、りん酸マグネシウ
ムとコロイダルシリカを主成分とするコーティングを施
した。
【００９２】かくして得られた各製品コイルの磁気特性
(磁束密度Ｂ8 ，鉄鎖Ｗ17/50)と被膜の曲げ密着性およ
び被膜外観を調査した。これらの調査結果を表10に示す
ように、この発明に従う条件で製造した発明例は、いず
れも良好な被膜特性および磁気特性を示した。
(磁束密度Ｂ8 ，鉄鎖Ｗ17/50)と被膜の曲げ密着性およ
び被膜外観を調査した。これらの調査結果を表10に示す
ように、この発明に従う条件で製造した発明例は、いず
れも良好な被膜特性および磁気特性を示した。
【００９３】
【表１０】
【００９４】［実施例２］ Ｃ：0.068 wt％，Si：3.24wt％，Mn：0.074 wt％，酸可
溶性Al：0.015 wt％，Ｂ：0.0020wt％，Ｎ：0.0083wt
％，Se：0.018 wt％，Cu：0.10wt％，Sb：0.024wt％お
よびBi：0.025 wt％を含む、けい素鋼スラブを、1420℃
で30分間加熱後、熱間圧延を施して、2.2mm 厚の熱延板
とした。次いで、1000℃，１分間の熱延板焼鈍後、冷間
圧延にて板厚1.5mm とし、1050℃，１分間の中間焼鈍の
のち、２回目の冷間圧延により最終板厚0.23mmに仕上げ
た。
溶性Al：0.015 wt％，Ｂ：0.0020wt％，Ｎ：0.0083wt
％，Se：0.018 wt％，Cu：0.10wt％，Sb：0.024wt％お
よびBi：0.025 wt％を含む、けい素鋼スラブを、1420℃
で30分間加熱後、熱間圧延を施して、2.2mm 厚の熱延板
とした。次いで、1000℃，１分間の熱延板焼鈍後、冷間
圧延にて板厚1.5mm とし、1050℃，１分間の中間焼鈍の
のち、２回目の冷間圧延により最終板厚0.23mmに仕上げ
た。
【００９５】これらの冷延板に、H2−H2O −N2雰囲気に
て820 ℃の脱炭焼鈍を施した。この際、 750℃までの昇
温速度を10〜50℃／s の範囲に、750 ℃から820 ℃まで
の昇温速度を0.5 〜20℃／s の範囲に変化させると共
に、均熱帯の雰囲気酸化性(P(H 2O) ／P(H2))を0.2 〜0.
7 の範囲で変化させた。また、均熱時間・最終冷延後
（脱炭焼鈍前）の電解脱脂条件（有無を含めて）等を適
宜変更して、酸素目付量（片面当たり）が0.3g/m2 以上
1.0g/m2 以下になるようにした。
て820 ℃の脱炭焼鈍を施した。この際、 750℃までの昇
温速度を10〜50℃／s の範囲に、750 ℃から820 ℃まで
の昇温速度を0.5 〜20℃／s の範囲に変化させると共
に、均熱帯の雰囲気酸化性(P(H 2O) ／P(H2))を0.2 〜0.
7 の範囲で変化させた。また、均熱時間・最終冷延後
（脱炭焼鈍前）の電解脱脂条件（有無を含めて）等を適
宜変更して、酸素目付量（片面当たり）が0.3g/m2 以上
1.0g/m2 以下になるようにした。
【００９６】次いで、MgO を主成分とし、マグネシア：
100 重量部に対して、SnO2, Fe2O3,Fe3O4, MoO3およびW
O3 の中から選ばれる１種類あるいは２種類以上を０〜2
0重量部、TiO2を０〜20重量部の範囲で添加した組成の
焼鈍分離剤を、スラリーとして脱炭焼鈍板コイルにそれ
ぞれ塗布して乾燥させたのち、窒素雰囲気中での880
℃，50時間の保定に続いて、水素100 ％の雰囲気中で30
℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する二次再結晶焼鈍を施
したのち、1200℃の水素雰囲気中で５時間の純化焼鈍を
行った。しかるのち、りん酸マグネシウムとコロイダル
シリカを主成分とするコーティングを施した。
100 重量部に対して、SnO2, Fe2O3,Fe3O4, MoO3およびW
O3 の中から選ばれる１種類あるいは２種類以上を０〜2
0重量部、TiO2を０〜20重量部の範囲で添加した組成の
焼鈍分離剤を、スラリーとして脱炭焼鈍板コイルにそれ
ぞれ塗布して乾燥させたのち、窒素雰囲気中での880
℃，50時間の保定に続いて、水素100 ％の雰囲気中で30
℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する二次再結晶焼鈍を施
したのち、1200℃の水素雰囲気中で５時間の純化焼鈍を
行った。しかるのち、りん酸マグネシウムとコロイダル
シリカを主成分とするコーティングを施した。
【００９７】かくして得られた各製品コイルの磁気特性
(磁束密度Ｂ8 ・鉄損Ｗ17/50)と被膜の曲げ密着性・被
膜外観を調査した。これらの調査結果を表11に示すよう
に、この発明に従う条件で製造した発明例は、いずれも
良好な被膜特性および磁気特性を示している。
(磁束密度Ｂ8 ・鉄損Ｗ17/50)と被膜の曲げ密着性・被
膜外観を調査した。これらの調査結果を表11に示すよう
に、この発明に従う条件で製造した発明例は、いずれも
良好な被膜特性および磁気特性を示している。
【００９８】
【表１１】
【００９９】［実施例３］ Ｃ：0.070 wt％，Si：3.28wt％，Mn：0.069 wt％，酸可
溶性Al：0.024 wt％，Ｎ：0.0086wt％，Se：0.019 wt
％，Cu：0.12wt％，Sb：0.024 wt％，Bi：0.045wt％を
含むけい素鋼スラブを、1410℃で40分間加熱後、熱間圧
延を施して、2.2mm 厚の熱延板とした。次いで、1100℃
・１分間の熱延板焼鈍後、冷間圧延にて最終板厚0.23mm
に仕上げた。
溶性Al：0.024 wt％，Ｎ：0.0086wt％，Se：0.019 wt
％，Cu：0.12wt％，Sb：0.024 wt％，Bi：0.045wt％を
含むけい素鋼スラブを、1410℃で40分間加熱後、熱間圧
延を施して、2.2mm 厚の熱延板とした。次いで、1100℃
・１分間の熱延板焼鈍後、冷間圧延にて最終板厚0.23mm
に仕上げた。
【０１００】これらの冷延板に、H2−H2O −N2雰囲気に
て850 ℃の脱炭焼鈍を施した。この際、750 ℃までの昇
温速度を５〜50℃／s の範囲に、750 ℃から850 ℃まで
の昇温速度を0.2 〜20℃／s の範囲に変化させると共
に、均熱帯の雰用気酸化性(P(H 2O) ／P(H2))を0.2 〜0.
7 の範囲で変化させた。また、均熱時間・最終冷延後
（脱炭焼鈍前）の電解脱脂条件（有無を含めて）等を適
宜変更して、酸素目付量（片面当たり）が0.35g/m2以上
0.9g/m2 以下になるようにした。
て850 ℃の脱炭焼鈍を施した。この際、750 ℃までの昇
温速度を５〜50℃／s の範囲に、750 ℃から850 ℃まで
の昇温速度を0.2 〜20℃／s の範囲に変化させると共
に、均熱帯の雰用気酸化性(P(H 2O) ／P(H2))を0.2 〜0.
7 の範囲で変化させた。また、均熱時間・最終冷延後
（脱炭焼鈍前）の電解脱脂条件（有無を含めて）等を適
宜変更して、酸素目付量（片面当たり）が0.35g/m2以上
0.9g/m2 以下になるようにした。
【０１０１】次いで、MgO を主成分とし、マグネシア：
100 重量部に対して、SnO2, Fe2O3,Fe3O4, MoO3, WO3
の中から選ばれる１種類あるいは２種類以上を０〜20重
量部、TiO2を０〜20重量部の範囲で添加した組成の焼鈍
分離剤を、スラリーとして脱炭焼鈍板コイルにそれぞれ
塗布して乾燥させたのち、窒素雰囲気中での850 ℃，20
時間の保定に続いて、窒素30％、水素70％の雰囲気中で
20℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する、二次再結晶焼鈍
を施したのち、1200℃の水素雰囲気中で５時間の鈍化焼
鈍を行った。しかるのち、りん酸マグネシウムとコロイ
ダルシリカを主成分とするコーティングを施した。
100 重量部に対して、SnO2, Fe2O3,Fe3O4, MoO3, WO3
の中から選ばれる１種類あるいは２種類以上を０〜20重
量部、TiO2を０〜20重量部の範囲で添加した組成の焼鈍
分離剤を、スラリーとして脱炭焼鈍板コイルにそれぞれ
塗布して乾燥させたのち、窒素雰囲気中での850 ℃，20
時間の保定に続いて、窒素30％、水素70％の雰囲気中で
20℃／ｈの速度で1150℃まで昇温する、二次再結晶焼鈍
を施したのち、1200℃の水素雰囲気中で５時間の鈍化焼
鈍を行った。しかるのち、りん酸マグネシウムとコロイ
ダルシリカを主成分とするコーティングを施した。
【０１０２】かくして得られた各製品コイルの磁気特性
(磁束密度Ｂ8 ・鉄損Ｗ17/50)と被膜の曲げ密着性およ
び被膜外観を調査した。これらの調査結果を表12に示す
ように、この発明に従う条件で製造した発明例は、いず
れも良好な被膜特性および磁気特性を示している。
(磁束密度Ｂ8 ・鉄損Ｗ17/50)と被膜の曲げ密着性およ
び被膜外観を調査した。これらの調査結果を表12に示す
ように、この発明に従う条件で製造した発明例は、いず
れも良好な被膜特性および磁気特性を示している。
【０１０３】
【表１２】
【０１０４】［実施例４］表13に示す種々の成分組成か
らなるけい素鋼スラブを用意した。これらのけい素鋼ス
ラブを1430℃で30分間加熱後、熱間圧延を施して、2.3m
m 厚の熱延板とした。次いで、1000℃，１分間の熱延板
焼鈍後、冷間圧延にて板厚1.6mm とし、1050℃，１分間
の中間焼鈍ののち、２回目の冷間圧延により最終板厚0.
23mmに仕上げた。
らなるけい素鋼スラブを用意した。これらのけい素鋼ス
ラブを1430℃で30分間加熱後、熱間圧延を施して、2.3m
m 厚の熱延板とした。次いで、1000℃，１分間の熱延板
焼鈍後、冷間圧延にて板厚1.6mm とし、1050℃，１分間
の中間焼鈍ののち、２回目の冷間圧延により最終板厚0.
23mmに仕上げた。
【０１０５】これらの冷延板に、H2−H2O −N2雰囲気に
て840 ℃の脱炭焼鈍を施した。この際、750 ℃未満まで
の昇温速度を８〜50℃／s の範囲に、750 ℃から840 ℃
までの昇温速度を0.2 〜15℃／s の範囲に変化させると
共に、均熱帯の雰囲気酸化性(P(H2O) ／P(H2))を0.2 〜
0.7 の範囲で変化させた。また、均熱時間・最終冷延後
（脱炭焼鈍前）の電解脱脂条件（有無を含めて）等を適
宜変更して、酸素目付量（片面当たり）が0.4g/m2 以上
1.00g/m2以下になるようにした。
て840 ℃の脱炭焼鈍を施した。この際、750 ℃未満まで
の昇温速度を８〜50℃／s の範囲に、750 ℃から840 ℃
までの昇温速度を0.2 〜15℃／s の範囲に変化させると
共に、均熱帯の雰囲気酸化性(P(H2O) ／P(H2))を0.2 〜
0.7 の範囲で変化させた。また、均熱時間・最終冷延後
（脱炭焼鈍前）の電解脱脂条件（有無を含めて）等を適
宜変更して、酸素目付量（片面当たり）が0.4g/m2 以上
1.00g/m2以下になるようにした。
【０１０６】次いで、MgO を主成分とする焼鈍分離剤を
スラリーとして脱炭焼鈍板コイルにそれぞれ塗布し乾燥
させたのち、窒素雰囲気中での870 ℃・25時間の保定に
続いて、窒素25％、水素75％の雰囲気中で15℃／ｈの速
度で1150℃まで昇温する二次再結晶焼鈍を施したのち、
1200℃の水素雰囲気中で５時間の純化焼鈍を行った。し
かるのち、リん酸マグネシウムとコロイタルシリカを主
成分とするコーティングを施した。
スラリーとして脱炭焼鈍板コイルにそれぞれ塗布し乾燥
させたのち、窒素雰囲気中での870 ℃・25時間の保定に
続いて、窒素25％、水素75％の雰囲気中で15℃／ｈの速
度で1150℃まで昇温する二次再結晶焼鈍を施したのち、
1200℃の水素雰囲気中で５時間の純化焼鈍を行った。し
かるのち、リん酸マグネシウムとコロイタルシリカを主
成分とするコーティングを施した。
【０１０７】かくして得られた各製品コイルの磁気特性
(磁束密度Ｂ8 ・鉄損Ｗ17/50)と被膜の曲げ密着性・被
膜外観を調査した。これらの調査結果を表14に示すよう
に、この発明に従う条件で製造した発明例は、いずれも
良好な被膜特性および磁気特性を示している。
(磁束密度Ｂ8 ・鉄損Ｗ17/50)と被膜の曲げ密着性・被
膜外観を調査した。これらの調査結果を表14に示すよう
に、この発明に従う条件で製造した発明例は、いずれも
良好な被膜特性および磁気特性を示している。
【０１０８】
【表１３】
【０１０９】
【表１４】
【０１１０】
【発明の効果】この発明は、補助インヒビターとしてBi
を含有する方向性けい素鋼板の製造において、脱炭焼鈍
時の昇温速度を制御することによって、良好な被膜特性
と優れた磁気特性の両立をはかることができる。
を含有する方向性けい素鋼板の製造において、脱炭焼鈍
時の昇温速度を制御することによって、良好な被膜特性
と優れた磁気特性の両立をはかることができる。
【図１】脱炭焼鈍時の昇温速度が被膜特性に及ばす影響
を示す図である。
を示す図である。
【図２】脱炭焼鈍均熱時のP(H2O)／P(H2) で表される雰
囲気の酸化性ポテンシャルが磁性に及ぼす影響を示す図
である。
囲気の酸化性ポテンシャルが磁性に及ぼす影響を示す図
である。
【図３】特開平７−10398 号公報などに開示されている
サブスケールの評価法によって得られる電圧−時間曲線
の模式図である。
サブスケールの評価法によって得られる電圧−時間曲線
の模式図である。
【図４】サブスケールのSiO2量中のＯ量と脱炭焼鈍時の
雰囲気酸化性が図２の電圧−時間曲線の領域III 幅に及
ぼす影響を示す図である。
雰囲気酸化性が図２の電圧−時間曲線の領域III 幅に及
ぼす影響を示す図である。
【図５】各種化合物がフォルステライト生成に及ぼす影
響を示した図である。
響を示した図である。
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｂ (72)発明者 黒沢 光正 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K033 AA02 BA01 CA06 HA01 HA03 JA04 JA05 LA01 RA04 SA02 TA02 5E041 AA02 AA11 AA19 BC01 CA02 HB05 HB07 HB11 HB14 NN01 NN05 NN17 NN18
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｃ：0.03〜0.12wt％，Si：2.0 〜4.5 wt
％，酸可溶性Al：0.01〜0.05wt％, Ｎ：0.004 〜0.012
wt％およびBi：0.005 〜0.20wt％を含有する、鋼スラブ
に熱間圧延を施し、その後１回または中間焼鈍を挟む２
回以上の冷間圧延を行い、次いで780 ℃以上880 ℃以下
の均熱温度で脱炭焼鈍を施した後、鋼板表面に焼鈍分離
剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍および純化焼鈍を施
す一連の工程からなる方向性けい素鋼板の製造方法にお
いて、 脱炭焼鈍は、常温から750 ℃までの温度域を平均昇温速
度：12〜40℃／s および750 ℃から均熱温度までの温度
域を平均昇温速度：0.5 〜10℃／s にて行うことを特徴
とする被膜特性および磁気特性に優れる方向性けい素鋼
板の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１において、鋼スラブが、さらに
Ｂを0.001 〜0.01wt％含むことを特徴とする被膜特性お
よび磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 Ｃ：0.03〜0.12wt％，Si：2.0 〜4.5 wt
％，Ｂ：0.001 〜0.01wt％, Ｎ：0.004 〜0.012 wt％お
よびBi：0.005 〜0.20wt％を含有する、鋼スラブに熱間
圧延を施し、その後１回または中間焼鈍を挟む２回以上
の冷間圧延を行い、次いで780 ℃以上880 ℃以下の均熱
温度で脱炭焼鈍を施した後、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗
布してから、二次再結晶焼鈍および純化焼鈍を施す一連
の工程からなる方向性けい素鋼板の製造方法において、 脱炭焼鈍は、常温から750 ℃までの温度域を平均昇温速
度：12〜40℃／s および750 ℃から均熱温度までの温度
域を平均昇温速度：0.5 〜10℃／s にて行うことを特徴
とする被膜特性および磁気特性に優れる方向性けい素鋼
板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１、２または３において、鋼スラ
ブが、さらにCrを0.05〜0.5 wt％含むことを特徴とする
被膜特性および磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の製
造方法。 - 【請求項５】 請求項１、２、３または４において、焼
鈍分離剤は、マグネシア：100 重量部に対して、SnO2，
Fe2O3, Fe3O4, MoO3およびWO3 の中から選ばれる１種あ
るいは２種以上を合計で0.5 〜15重量部、さらにTiO2を
1.0 〜15重量部の範囲で複合添加したものであることを
特徴とする被膜特性および磁気特性に優れる方向性けい
素鋼板の製造方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26476598A JP3312000B2 (ja) | 1998-09-18 | 1998-09-18 | 被膜特性および磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の製造方法 |
| DE69913624T DE69913624T2 (de) | 1998-09-18 | 1999-09-16 | Kornorientieres Siliziumstahlblech und Herstellungsverfahren dafür |
| EP99117963A EP0987343B1 (en) | 1998-09-18 | 1999-09-16 | Grain-oriented silicon steel sheet and process for production thereof |
| KR1019990040106A KR100597772B1 (ko) | 1998-09-18 | 1999-09-17 | 피막특성 및 자기특성이 우수한 방향성 규소강판 및 그 제조방법 |
| US09/398,586 US6287392B1 (en) | 1998-09-18 | 1999-09-17 | Grain-oriented silicon steel sheet and process for production thereof |
| CN99125018A CN1104507C (zh) | 1998-09-18 | 1999-09-18 | 覆膜特性和磁特性优越的晶粒取向硅钢板及其制造方法 |
| US09/908,269 US6475304B2 (en) | 1998-09-18 | 2001-07-18 | Grain-oriented silicon steel sheet and process for production thereof |
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|---|---|---|---|
| JP26476598A JP3312000B2 (ja) | 1998-09-18 | 1998-09-18 | 被膜特性および磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000096149A true JP2000096149A (ja) | 2000-04-04 |
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|---|---|---|---|
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Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003096520A (ja) * | 2001-09-21 | 2003-04-03 | Nippon Steel Corp | 皮膜特性と高磁場鉄損に優れる高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| KR100544637B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 자기적 성질이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법 |
| KR100650554B1 (ko) | 2005-07-29 | 2006-11-29 | 주식회사 포스코 | 두께가 두꺼운 방향성 전기강판의 제조방법 |
| US7981223B2 (en) | 2001-07-16 | 2011-07-19 | Nippon Steel Corporation | Ultra-high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet excellent in iron loss at a high magnetic flux density and film properties and method for producing the same |
| JP2018188733A (ja) * | 2013-08-27 | 2018-11-29 | エーケー スティール プロパティ−ズ、インク． | 改良されたフォルステライト被膜特性を有する方向性珪素鋼の製造方法 |
-
1998
- 1998-09-18 JP JP26476598A patent/JP3312000B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7981223B2 (en) | 2001-07-16 | 2011-07-19 | Nippon Steel Corporation | Ultra-high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet excellent in iron loss at a high magnetic flux density and film properties and method for producing the same |
| JP2003096520A (ja) * | 2001-09-21 | 2003-04-03 | Nippon Steel Corp | 皮膜特性と高磁場鉄損に優れる高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| KR100544637B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 자기적 성질이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법 |
| KR100650554B1 (ko) | 2005-07-29 | 2006-11-29 | 주식회사 포스코 | 두께가 두꺼운 방향성 전기강판의 제조방법 |
| JP2018188733A (ja) * | 2013-08-27 | 2018-11-29 | エーケー スティール プロパティ−ズ、インク． | 改良されたフォルステライト被膜特性を有する方向性珪素鋼の製造方法 |
| US11942247B2 (en) | 2013-08-27 | 2024-03-26 | Cleveland-Cliffs Steel Properties Inc. | Grain oriented electrical steel with improved forsterite coating characteristics |
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