JP2620171B2 - グラス被膜を有しない高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
グラス被膜を有しない高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法Info
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Description
ライト被膜)を有しない方向性電磁鋼板の製造方法に関
するものである。切断性、打ち抜き性等の加工性の著し
く優れた高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法を提供す
る。
て、主としてトランスその他の電機機器の鉄心として使
用されるもので、磁気特性として、励磁特性と鉄心特性
が良好なものが要求される。良好な磁気特性を得るため
には、磁化容易軸である<001>軸を圧延方向に高度
に揃えることが重要である。また、板厚、結晶粒度、固
有抵抗、被膜等も磁気特性に大きい影響を与えるため、
重要である。
インヒビターとして利用した高圧下最終冷延を特徴とす
る方法により大幅に向上し、現在では磁束密度が理論値
に近いものまで製造されるようになってきた。一方、方
向性電磁鋼板の需要家における使用時に、磁気特性と共
に重要なのは被膜特性と加工性である。通常、方向性電
磁鋼板は最終仕上焼鈍時に形成するグラス被膜と絶縁被
膜の二層被膜によって表面が処理されている。グラス被
膜は焼鈍分離剤のMgOと脱炭焼鈍時に形成するSiO
2 の反応物であるフォルステライト(Mg2 SiO4 )
が主成分の被膜である。このセラミック被膜は硬質で摩
耗性が強く、電磁鋼板加工時のスリット、切断、打ち抜
き等の際の工具類の耐久性に著しい悪影響を及ぼす。例
えば、グラス被膜を有する方向性電磁鋼板の打ち抜き加
工を行う場合には、金型の摩耗が生じ、数千回程度の打
ち抜きによって、打ち抜いた時のシートの返りが大きく
なり、使用時に問題が生じる程の返りが生じる。このた
め、金型の再研磨、新品との取換えが必要になる。これ
は、需要家における鉄心加工時の作業能率を低下させ、
またコスト上昇を招く結果にもなる。また、電磁鋼板自
体の磁気特性に対しては、たしかに被膜張力による鉄損
の改善効果があるが、形成状態によっては被膜厚みの増
加等によって、非磁性体による磁束密度の低下の問題が
ある。このため、鋼板板厚の厚い材料のように被膜張力
による鉄損改善効果が期待できないような材料や、他の
手段で磁区細分化を行い、鉄損が改善できるケース等で
は、むしろ前記問題からグラス被膜を有しない方向性電
磁鋼板が望まれる。
て、光学的、機械的、化学的な手段による技術が発達
し、グラス被膜の張力なしでも鉄損の改善が得られるよ
うになり、むしろグラス被膜を有しない方向性電磁鋼板
の方が、磁化の際の磁壁移動のピンニング現象を起こす
グラス被膜の内部酸化層等の悪影響がないため有利であ
ることも分かってきた。このため、グラス被膜を有しな
い高磁束密度方向性電磁鋼板の開発は、需要家での種々
の使用条件を考える際に重要で、ニーズが高まってい
る。
造方法としては、例えば特開昭53−22113号公報
に開示のものがある。この方法では、脱炭焼鈍において
酸化膜の厚みを3μm以下とし、焼鈍分離剤として含水
珪酸塩鉱物粉末を5〜40%含有する微粒子のアルミナ
を用い、これを鋼板に塗布し、仕上焼鈍する。この方法
によると、酸化膜を薄くし、さらに含水珪酸塩鉱物を配
合することによって、剥離しやすいグラス被膜が形成さ
れ、金属光沢を有するものが得られるとされている。焼
鈍分離剤によりグラス被膜の形成を抑制する方法として
は、特開昭56−65983号公報に開示された、水酸
化アルミニウムに不純物除去用添加物20重量部、抑制
物質10重量部を配合した焼鈍分離剤を鋼板に塗布し、
0.5μm以下の薄いグラス被膜を形成する方法があ
る。また、特開昭59−96278号公報には、脱炭焼
鈍で形成した酸化層のSiO2 との反応が弱いAl2 O
3 と、1300℃以上の高温で焼成し、活性を低下させ
たMgOとからなる焼鈍分離剤が開示されており、これ
によると、フォルステライトの形成が抑制されるという
ものである。
ントコアと呼ばれる磁束密度が1.88以下と低い低級
の方向性電磁鋼板をベースとする技術であり、本発明の
ように高磁束密度の方向性電磁鋼板を安定して得る技術
を開発するまでには至っていない。
性、スリット性、切断性等に著しく優れた、グラス被膜
を有しない高磁束密度方向性電磁鋼板の工業的に安価な
製造方法を提供することを目的とする。
性電磁鋼板の製造方法は、重量で、C:0.021〜
0.075%、Si:2.5〜4.5%、酸可溶Al:
0.010〜0.040、N:0.0030〜0.01
30%、S≦0.014%、Mn:0.05〜0.45
%を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる素材ス
ラブを1280℃未満の温度に加熱後、熱延し、熱延板
焼鈍しあるいは熱延板焼鈍することなく、1回又は中間
焼鈍を挟む2回以上の冷延を行い、最終板厚とした後、
次いで脱炭焼鈍し、窒化処理し、焼鈍分離剤を塗布して
高温仕上焼鈍することからなる。
ではインヒビター元素、例えばAl、N、Mn、S等の
鋼中への溶解を完全に行わず、脱炭焼鈍後、材料を強還
元雰囲気中で窒化処理をすることによって(Al、S
i)Nを主成分とするインヒビターを形成させ、仕上焼
鈍過程で良好な二次再結晶を発達させることを基本工程
とする。
程によりグラス被膜を有しない高磁束密度方向性電磁鋼
板を得る本発明の製造方法においては、脱炭焼鈍〜仕上
焼鈍過程での処理方法に特徴がある。最終板厚に冷延さ
れた素材は、連続ラインにおいて脱炭焼鈍される。この
脱炭焼鈍により鋼中のCの除去と一次再結晶が行われ、
同時に鋼板表面にSiO2 を主成分とする酸化膜の形成
が行われる。この際の鋼板の酸化量は、本発明の第一の
要素技術であり、〔O〕量として900ppm以下で、
且つFeO/SiO2≦0.20とする。脱炭焼鈍は、
温度は800〜875℃、雰囲気はN2 +H2中で、露
点をコントロールして行われる。次いで脱炭焼鈍の後半
あるいは終了後もしくはその両方の段階で同一ライン又
は別に設けたラインで窒化処理が行われる。この際の最
適の窒化量は一次再結晶粒径にもよるが、好ましくは1
50〜300ppmとして処理される。
取り、最終仕上焼鈍する。この際の焼鈍分離剤の組成は
本発明の第二の要素技術であり、グラス被膜の形成制御
や分解反応に重要な役割を持つ。本発明に用いる焼鈍分
離剤として、まずMgOについては、粒径は10μm以
下のものが30%以上で、CAA値は50〜300秒、
且つ水和水分は5%以下であるものが用いられる。この
MgOへ、添加剤として、Li、K、Na、Ba、C
a、Mg、Zn、Fe、Zr、Sn、Sr、Al等の塩
化物、炭酸塩、硝酸塩、硫酸塩、硫化物の1種又は2種
以上を2〜30重量部添加たものを焼鈍分離剤として用
いる。
は第三の要素技術である最終仕上焼鈍の条件である。本
発明者等は、本発明のように脱炭焼鈍後に窒化処理を行
い、インヒビターとして(Al、Si)Nを主成分とす
るインヒビターを形成し、焼鈍分離剤と最終仕上焼鈍条
件によってグラス被膜の形成制御、分解反応を起こさせ
る工程においては、焼鈍雰囲気条件が二次再結晶の安定
化と高磁束密度化に重要な要素となることを膨大な実験
と研究の結果つきとめた。
てMnSを殆ど使用せず、(Al、Si)N系のインヒ
ビターを利用する工程においては、二次再結晶開始温度
が1100℃前後で、従来の高磁束密度方向性電磁鋼板
の製造法によるものより高い。このため、二次再結晶開
始温度領域までグラス被膜形成の抑制、分解反応を行い
ながらインヒビターの強度を一定レベルに保つ必要があ
る。
被膜の形成が始まり、次いで分解反応を誘起する工程で
は、グラス被膜の分解反応が開始する時期から鋼中のイ
ンヒビターの分解が急速に進行するからである。このた
め、本発明のように特定条件下で仕上焼鈍を行わないと
良好な二次再結晶と高磁束密度が得られない。仕上焼鈍
条件としては、グラス被膜の分解反応が開始する700
℃以後の雰囲気をN2 30%以上として行われる。これ
により、二次再結晶開始時期まで(Al、Si)Nの安
定化が保たれる。
をかねて連続焼鈍ラインで800〜900℃でヒートフ
ラットニングされる。この際には、後の使用目的に応じ
て種々の絶縁被膜剤が塗布され、焼付処理される。絶縁
被膜剤としては、被膜張力の付与を目的とする場合に
は、特公昭53−28375号公報に記載されるよう
に、リン酸塩〜コロイダルシリカ系の被膜剤が塗布さ
れ、焼付処理される。また、後の需要家での使用工程で
良加工性を必要とする場合には、ヒートフラットニング
後の鋼板上に有機被膜剤を塗布して焼付処理してもよい
し、無機被膜剤を塗布して焼付処理した後、有機系被膜
剤を塗布して焼付処理し、二層被膜としてもよい。
ポリビニル、酢酸ビニル、エポキシ、スチレン等の樹脂
及び/又はこれらの重合体、架橋体の1種又は2種以上
の全有機被膜剤か、(2)前記(1)における樹脂とク
ロム酸塩、燐酸、燐酸塩、ホウ酸、ホウ酸塩等の1種又
は2種以上の混合物からなる半有機系被膜を用い、これ
を塗布して150〜450℃の温度で焼付処理する。
より、打ち抜き性、スリット性、切断性等が著しく改善
される。本発明によれば、従来のグラス被膜を有する製
品の打ち抜き性が鋼製ダイスを使用する場合には5千回
程度であるのに対し、グラス被膜を有しない製品では、
無機絶縁被膜剤を塗布・焼付処理した場合、約10万
回、さらにこの上に半有機系被膜剤を塗布・焼付処理し
た場合には、200万回程度まで打ち抜き性が向上す
る。
について述べる。まず、出発材として使用する電磁鋼ス
ラブの成分組成の限定理由は次の通りである。Cはその
含有料が0.021%未満では、二次再結晶が不安定に
なり、二次再結晶した場合にも製品の磁束密度がB8で
1.80Tesla程度と低いものになる。一方、0.
075%超になると、脱炭焼鈍工程で長時間を要するた
め、生産性を阻害する。
する。2.5%未満では良好な鉄損値が得られない。一
方4.5%超と多くなり過ぎると冷延時に材料の割れ、
破断が多発し、安定した冷延作業を不可能にする。本発
明の出発材の成分系における特徴の一つは、Sを0.0
14%以下とすることにある。従来の公知技術は、例え
ば、特公昭47−25220号公報に開示されている技
術においては、SはMnSとして二次再結晶を生起させ
るに必要な元素の一つで、前記公知技術においてSが最
も効果を発現する含有範囲があり、それは熱延に先立っ
て行われるスラブ加熱段階でMnSを固溶できる量とし
て規定されていた。しかし、近年の研究において、二次
再結晶に必要な析出物として(Al、Si)Nを用いる
一方向性電磁鋼板の製造プロセスにおいて、素材中のS
i量の多いスラブを低温でスラブ加熱して熱延する場
合、Sが二次再結晶不良を助長することが見出された。
素材中のSi量が4.5%以下の場合、S含有量は0.
014%以下、好ましくは0.0070%以下であれば
二次再結晶不良の発生は全く生じない。
て(Al、Si)Nを用いる。従って、必要最低限のA
lNを確保するためには、酸可溶Alとして0.010
%以上、Nは0.0030%以上必要である。しかしな
がら、酸可溶Alが多過ぎると熱延中のAlNが不適切
となり、二次再結晶が不安定となるため、0.010〜
0.040%に制限される。一方、Nの含有量は、0.
0130%を超えるとブリスターと呼ばれる鋼板表面の
割れが発生する。また、一次再結晶の粒径が調整できな
いため問題である。
安定となる。しかし、多くなるとB 8値は高くなるが、
一定量以上添加してもコスト面で不利となる。このた
め、0.05〜0.45%に制限される。本発明におけ
る脱炭焼鈍は、酸化量が〔O〕量で900ppm以下、
且つFeO/SiO2 が0.20以下に限定される。
〔O〕量が900ppm超では、必然的に酸化膜中のS
iO2 量、FeO量が多くなり、酸化膜の厚みも増すた
め、最終仕上焼鈍中でのグラス被膜分解反応を行うに際
して不利となる。即ち、表面直下にSiO2 が残留し、
加工性向上効果を弱めたり、完全に鏡面的なグラスレス
の表面状態が得られないばかりでなく、磁性劣化の原因
になる。さらに、過剰のSiO2 の形成は、二次再結晶
開始以前に鋼中のインヒビターのAlN等のSiO2 に
よる分解反応を促進するため、良好な方位を有する方向
性が得られなくなるという問題がある。しかし、極端に
酸化量を抑制しようとすると、脱炭時間が長くなるとい
う問題があり、生産性を阻害する。好ましい範囲は
〔O〕量で400〜700ppmである。
20以下とする。0.20超になると、仕上焼鈍前半の
グラス被膜形成反応性が極端に増し、前半でのフォルス
テライト形成量が増大するため、後のフォルステライト
の分解反応工程で十分に反応が進行しない。FeO/S
iO2 ≦0.20であればMgOへの添加物等の効果に
よって、仕上焼鈍後に、ほぼ完全にグラス被膜を有しな
い鋼板が得られる。
以上である。これは、本発明の工程で安定して良好な二
次再結晶粒を得るためのインヒビター(Al、Si)N
を形成するに必要な条件である。150ppm未満で
は、二次再結晶が不安定となり、細粒等が発生しやす
い。一方、300ppm超では、後の脱N等の反応の際
に表面に肌あれ状のむらが生じたり、後の純化工程で不
利になるので、300ppm以下が望ましい。
径、CAA値、水和水分が制限される。本発明によるグ
ラスレス化は、仕上焼鈍昇温時前段で形成した適度のグ
ラス被膜を昇温時後段で化学反応により分解除去するこ
とにより行われる。これは、仕上焼鈍前段の二次再結晶
開始までのインヒビターの安定化のためには、この時期
における適度な量のグラス被膜による追加酸化、窒化等
の抑制効果が、同時に磁気特性の優れた鋼板を得ようと
する場合に非常に重要だからである。
を持っていることが重要である。即ち、MgOの反応性
が極端に悪いと、昇温過程前半でのフォルステライトの
形成反応が進行せず、被膜による雰囲気のシール効果が
生じない。このような場合、二次再結晶が生じても、極
端に結晶方位が悪くなったり、追加酸化により鋼板表面
直下に残留SiO2 、Al2 O3 或いはこれらのスピネ
ルが生じて、鉄損値の劣化をもたらす。
のものが30%以上存在するように制限される。この粒
子径のものが30%未満では極端に反応性が悪くなって
前記効果が発揮できない。また、MgOのCAA値は5
0〜300秒に制限される。50秒未満では工業的に使
用する際、極端に水和の進行が早くなって、コントロー
ルが困難になる。また、このような活性の強いMgOの
使用は、表面にむらを発生しやすい。逆に300秒超で
は、MgO粒子の反応性が極度が低下し、仕上焼鈍前段
の適度なフォルステライトの形成が生じなくなるため制
限される。さらに、MgOの水和水分は5%以下に制限
される。5%超になると、鋼板間の露点が高くなって、
昇温時前段で追加酸化を生じ、表面に酸化膜のむらを生
じて、均一なグラスレス状態をつくることが困難にな
る。また、極端な場合には、インヒビターに影響を与え
て二次再結晶不良が生じる。
a、Ba、Ca、Mg、Zn、Fe、Zr、Sn、S
r、Al等の塩化物、炭酸塩、硝酸塩、硫酸塩、硫化物
の中から選ばれる1種又は2種以上がMgO100重量
部に対し2〜30重量部添加配合される。これらの化合
物の添加により、まず仕上焼鈍昇温時前段で鋼板表面に
適度の薄いフォルステライト被膜を形成し、次いでフォ
ルステライトの形成を抑制しながら昇温時後段に被膜直
下の地鉄部のエッチング分解反応により、グラスレス化
をもたらす。添加量が2%未満では、前段で形成したフ
ォルステライトの分解反応が十分に進行せず、グラス被
膜が残留するため好ましくない。一方、30%超では添
加剤中の成分元素が鋼板中に拡散侵入して、粒界をエッ
チングしたり、インヒビターに影響を与えたり、後の純
化処理に影響を与えるため好ましくない。最も好ましい
範囲は5〜15%である。
終焼鈍過程でグラス被膜の適度な形成と分解を行う工程
においては非常に重要である。通常、方向性電磁鋼板の
最終仕上焼鈍においては、雰囲気ガスはN2 、H2 或い
はこれらの混合ガスが用いられるが、表面の酸化制御と
コストの問題からN2+H2 が有利である。本発明の場
合、グラスレス化反応の過程の中でインヒビターの強度
を制御するため、700〜1200℃をN2 30%以上
の雰囲気で焼鈍する。N2 分圧力が30%未満では、グ
ラスレス化の反応過程で生じる(Al、Si)Nの弱体
化反応の防止効果がなく、高磁束密度材が安定して得ら
れない。しかし、H2 100%の如き雰囲気条件では著
しい磁気特性の劣化をもたらす。また、N2 100%の
ような場合には、MgOの物性値によっては、鋼板間の
酸化度の上昇による酸化現象によって、鋼板表面にむら
が生じることがある。好ましくはN2 30〜90%の範
囲である。
700℃以後である。仕上焼鈍過程で窒化や(Al、S
i)Nの分解が生じるのは700℃以後であり、この時
期に雰囲気ガスをコントロールすれば良好な二次再結晶
が得られる。また、700℃以前にN2 分圧が高くなる
と、この時期にはコイル板間では、水和水分が十分に除
去されていないため、酸化度が上昇し、表面の追加酸化
を生じるので好ましくない。
束密度方向性電磁鋼板が得られるメカニズムとしては次
のように考えられる。本発明では、脱炭焼鈍で形成した
適正量の反応性を有する酸化膜と反応性をコントロール
したMgOと特定の添加物により、まず仕上焼鈍昇温時
前段でグラス被膜を形成し、次いで昇温時後段で地鉄の
エッチングとグラス被膜の分解反応により、グラスレス
化が得られる。また、この際の仕上焼鈍昇温時の雰囲気
ガスのN2 分圧をコントロールすることにより、グラス
被膜分解過程でインヒビターが安定化され(図1)、グ
ラスレスで且つ高磁束密度の方向性電磁鋼板が得られる
と考えられる。
るインヒビター元素Al、Nの焼鈍途中における変化を
示す図、図2(A)、(B)、(C)は最終仕上焼鈍条
件を示す図である。本発明に従った成分組成のスラブを
出発材とし、脱炭焼鈍〜焼鈍分離剤塗布の工程を経たも
のは、焼鈍時の昇温雰囲気がN2 25%(焼鈍条件
(図2(C))ではAl、Nの分解が著しく早く、これ
に対して昇温時後段雰囲気のN2 分圧を高めた本発明の
条件(焼鈍条件(図2A))によるものは分解が早期
に生じず、AlNが安定に保たれていることが判る。
ス被膜を有しないにも拘らず、良好な鉄損値が得られる
理由としては、前述の被膜層のエッチング反応が、Mg
Oへの添加物によるケミカルエッチングと、その反応が
高温時に行われることからもたらされるサーマルエッチ
ングによるものとの相乗効果による鋼板表面の鏡面化に
よるものと考えられる。
0.12%、酸可溶Al:0.030%、N:0.00
70%、S:0.0080%を含有し、残部Feおよび
不可避不純物からなる高磁束密度方向性電磁鋼板用素材
を2.3mmに熱延し、1120℃で2分間焼鈍し、酸
洗し、冷延して最終板厚0.225mmとした。
0℃中で850℃で3分間脱炭焼鈍した。この時の鋼板
の酸素量は700ppmであった。この鋼板をN2 25
%+H2 75%+NH3 雰囲気中で750℃で30秒
間、N量が220ppmになるように窒化処理を行い、
供試材とした。この鋼板上に、表1に示す組成の焼鈍分
離剤を塗布し、図2(A)、(B)、(C)に示す最終
仕上焼鈍条件、、で焼鈍を行った。この時の鋼板
の表面状況及び磁気特性の結果を表2に示す。
を示す図で、図の如く700℃以後のN2 分圧を30%
以上とする。これにより、インヒビターが安定化し、良
好な磁性が得られる。図2(C)は比較例の従来の焼鈍
条件を示す図である。このような条件では安定して高磁
束密度は得られない。
全面的にグラス被膜を形成しないか、ほとんどグラス被
膜の形成がなく、グラスレス化が顕著であった。一方、
比較材には、非常に均一で、厚いグラス被膜が形成され
た。磁気特性は、本発明の場合、最終仕上焼鈍条件、
のように昇温時後段雰囲気ガスのN2 分圧を増したも
のは、いずれも高磁束密度が得られたが、最終仕上焼鈍
条件のようにN2 分圧の低いケースでは、やや細粒が
混在し、高磁束密度が得られなかった。
焼鈍条件を本発明に従って特定した場合のみ、グラスレ
ス化と高磁束密度化を両立させ得ることが分かった。 実施例2 実施例1と同一の素材を実施例1と同様にして処理し、
最終板厚0.29mmとした。次いで、N2 25%+H
2 75%、露点65℃の雰囲気中で、850℃で3.5
分間、脱炭焼鈍を行った。この時の鋼板の酸素量は55
0ppmであった。次いで、N2 25%+H2 75%+
NH3 の雰囲気中で鋼板のN量が170ppmになるよ
うに窒化処理を行い、供試材とした。
を塗布し、図2 (A)に示す条件で最終仕上焼鈍を行っ
た。次いで連続ラインにおいて、2%硫酸溶液で80℃
×10秒の軽酸洗処理を行い、活性化処理後、50%A
l(H2 PO4 )3 50L+30%コロイダルシリカ7
0L+CrO3 5kgからなる絶縁被膜剤を塗布し、8
50℃×30秒の焼付けとヒートフラットニング処理を
行った。この時の製品の被膜特性及び磁気特性の結果を
表4に示す。
化が顕著で、表面から見た場合には、金属光沢を呈して
おり、実施例9、10では特に鏡面的な光沢を呈する製
品が得られた。磁気特性も最終仕上焼鈍の雰囲気のN2
分圧を上昇した本発明では、良好な高磁束密度が得ら
れ、鉄損値もかなり良好な結果が得られた。
発明によるものは、いずれもかなり大幅に改善されて良
好な値を示した。
加工性の良好な高磁束密度方向性電磁鋼板を安価に製造
することができる。
Nの焼鈍途中における変化を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項1】 重量で、C:0.021〜0.075
%、Si:2.5〜4.5%、酸可溶Al:0.010
〜0.040%、N:0.0030〜0.0130%、
S≦0.014%、Mn:0.05〜0.45%を含有
し、残部がFe及び不可避の不純物からなるスラブを1
280℃未満の温度で加熱した後、熱延し、引続き熱延
板焼鈍しあるいは熱延板焼鈍することなく、1回又は焼
鈍を挟む2回以上の冷延により最終板厚とし、次いで脱
炭焼鈍をした後あるいは脱炭焼鈍の後半でもしくはその
両方の段階で窒化処理をし、次いで焼鈍分離剤を塗布
し、高温仕上焼鈍を行うことからなる方向性電磁鋼板の
製造方法において、焼鈍分離剤として、MgO100重
量部に対し、Li、K、Na、Ba、Ca、Mg、Z
n、Fe、Zr、Sn、Sr、Al等の塩化物、炭酸
塩、硝酸塩、硫酸塩、硫化物の中から選ばれる1種又は
2種以上2〜30重量部を添加した分離剤を塗布し、次
いで最終仕上焼鈍条件として、昇温時700〜1200
℃においてN2 :30%以上の雰囲気ガスで焼鈍するこ
とを特徴とするグラス被膜を有しない高磁束密度方向性
電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項2】 脱炭焼鈍における鋼板酸素目付量が90
0ppm以下で、且つ酸化膜中のFeO/SiO2 ≦
0.20であることを特徴とする請求項1記載のグラス
被膜を有しない高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項3】 窒化処理における窒化量が150ppm
以上であることを特徴とする請求項1記載のグラス被膜
を有しない高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項4】 焼鈍分離剤に使用するMgOのうち粒子
径が10μm以下のものが30%以上で、且つクエン酸
活性度CAA値が50〜300秒(30℃測定値)であ
ることを特徴とする請求項1記載のグラス被膜を有しな
い高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
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---|---|---|---|
JP4021451A JP2620171B2 (ja) | 1992-02-06 | 1992-02-06 | グラス被膜を有しない高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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---|---|---|---|
JP4021451A JP2620171B2 (ja) | 1992-02-06 | 1992-02-06 | グラス被膜を有しない高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
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