JPH05222489A - 加工性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents
加工性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板及びその製造方法Info
- Publication number
- JPH05222489A JPH05222489A JP4021452A JP2145292A JPH05222489A JP H05222489 A JPH05222489 A JP H05222489A JP 4021452 A JP4021452 A JP 4021452A JP 2145292 A JP2145292 A JP 2145292A JP H05222489 A JPH05222489 A JP H05222489A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- annealing
- flux density
- magnetic flux
- oriented electrical
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
- H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/147—Alloys characterised by their composition
- H01F1/14766—Fe-Si based alloys
- H01F1/14775—Fe-Si based alloys in the form of sheets
Landscapes
- Physics & Mathematics (AREA)
- Electromagnetism (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Dispersion Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明はグラス皮膜を有しない加工性の良好
な高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板とその製造方法を
提供する。 【構成】 重量で、Ｓｉ：２．５〜４．５％を含み、ヒ
ートフラットニングの前又は後にレーザー、歯型ロー
ル、プレス、ケガキ、局部エッチング等により鋼板表面
に線状又は点状キズを付与して磁区細分化した方向性電
磁鋼板において、鋼板表面のフォルステライト量が０．
５ｇ／ｍ2 以下であり、磁束密度Ｂ8値≧１．８８Ｔｅ
ｓｌａであることを特徴とする加工性の優れた高磁束密
度超低鉄損方向性電磁鋼板。
な高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板とその製造方法を
提供する。 【構成】 重量で、Ｓｉ：２．５〜４．５％を含み、ヒ
ートフラットニングの前又は後にレーザー、歯型ロー
ル、プレス、ケガキ、局部エッチング等により鋼板表面
に線状又は点状キズを付与して磁区細分化した方向性電
磁鋼板において、鋼板表面のフォルステライト量が０．
５ｇ／ｍ2 以下であり、磁束密度Ｂ8値≧１．８８Ｔｅ
ｓｌａであることを特徴とする加工性の優れた高磁束密
度超低鉄損方向性電磁鋼板。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はグラス被膜（フォルステ
ライト被膜）を有しない方向性電磁鋼板、特に切断性、
打ち抜き性等の加工性に著しく優れた高磁束密度超低鉄
損方向性電磁鋼板とその製造方法に関する。
ライト被膜）を有しない方向性電磁鋼板、特に切断性、
打ち抜き性等の加工性に著しく優れた高磁束密度超低鉄
損方向性電磁鋼板とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】方向性電磁鋼板は一般に軟磁性材料とし
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。
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。
【０００３】結晶の方向性については、ＡｌＮ、ＭｎＳ
を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共に加工性である。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
ＳｉＯ2 の反応物であるフォルステライト（Ｍｇ2 Ｓｉ
Ｏ4 ）が主成分の被膜である。このセラミック被膜は硬
質で磨耗性が強く、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、金型の磨耗が生じ、数千回程
度の打ち抜きによって、打ち抜いた時にシートの返りが
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。
を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共に加工性である。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
ＳｉＯ2 の反応物であるフォルステライト（Ｍｇ2 Ｓｉ
Ｏ4 ）が主成分の被膜である。このセラミック被膜は硬
質で磨耗性が強く、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、金型の磨耗が生じ、数千回程
度の打ち抜きによって、打ち抜いた時にシートの返りが
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。
【０００４】とりわけ、近年では磁区細分化技術とし
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。
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。
【０００５】グラス被膜を有しない方向性電磁鋼板の製
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。これは、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、仕上焼鈍することからなる。
これによると、酸化膜を薄くし、さらに含水珪酸塩鉱物
の配合によって、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号公報に示されるように、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提案されている。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。
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。これは、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、仕上焼鈍することからなる。
これによると、酸化膜を薄くし、さらに含水珪酸塩鉱物
の配合によって、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号公報に示されるように、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提案されている。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。
【０００６】これらの先行技術は、いずれも通常のオリ
エントコアと呼ばれる磁束密度が１．８８Ｔｅｓｌａ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。
エントコアと呼ばれる磁束密度が１．８８Ｔｅｓｌａ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。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、打ち抜き
性、スリット性、切断性等が極めて優れた、ほぼ均一に
グラス被膜のない高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板及
び該鋼板を工業的に安価に製造する方法を提供すること
を目的とする。
性、スリット性、切断性等が極めて優れた、ほぼ均一に
グラス被膜のない高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板及
び該鋼板を工業的に安価に製造する方法を提供すること
を目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは下記のとおりである。 （１） 重量で、Ｓｉ：２．５〜４．５％を含み、ヒー
トフラットニングの前又は後にレーザー、歯型ロール、
プレス、ケガキ、局部エッチング等により鋼板表面に線
状又は点状キズを付与して磁区細分化した方向性電磁鋼
板において、鋼板表面のフォルステライト量が０．５ｇ
／ｍ2 以下であり、磁束密度Ｂ8値≧１．８８Ｔｅｓｌ
ａであることを特徴とする加工性の優れた高磁束密度超
低鉄損方向性電磁鋼板。
ろは下記のとおりである。 （１） 重量で、Ｓｉ：２．５〜４．５％を含み、ヒー
トフラットニングの前又は後にレーザー、歯型ロール、
プレス、ケガキ、局部エッチング等により鋼板表面に線
状又は点状キズを付与して磁区細分化した方向性電磁鋼
板において、鋼板表面のフォルステライト量が０．５ｇ
／ｍ2 以下であり、磁束密度Ｂ8値≧１．８８Ｔｅｓｌ
ａであることを特徴とする加工性の優れた高磁束密度超
低鉄損方向性電磁鋼板。
【０００９】（２） 重量で、Ｃ：０．０２１〜０．０
７５％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、酸可溶Ａｌ：０．０
１０〜０．０４０％、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、１２８０℃未満の温度で加熱した後、熱延し、引続
き熱延板焼鈍し又はすることなく、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、次いで脱炭焼鈍し
た後又は脱炭焼鈍の後半で若しくはこれらの両段階で窒
化処理した後に、焼鈍分離剤を塗布し、高温仕上焼鈍
し、ヒートフラットニングの前又は後に鋼板表面に線状
又は点状キズを付与し、磁区細分化することからなる方
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、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、均熱
までの雰囲気を少なくともＮ2 ：３０％以上のＮ2 ＋Ｈ
2 で焼鈍し、ヒートフラットニングの前又は後に、レー
ザー、歯型ロール、プレス、ケガキ、局部エッチング等
により線状又は点状キズを圧延方向に対して４５〜９０
度の方向に付与した後、絶縁被膜処理を行うことからな
る加工性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板の
製造方法。
７５％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、酸可溶Ａｌ：０．０
１０〜０．０４０％、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、１２８０℃未満の温度で加熱した後、熱延し、引続
き熱延板焼鈍し又はすることなく、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、次いで脱炭焼鈍し
た後又は脱炭焼鈍の後半で若しくはこれらの両段階で窒
化処理した後に、焼鈍分離剤を塗布し、高温仕上焼鈍
し、ヒートフラットニングの前又は後に鋼板表面に線状
又は点状キズを付与し、磁区細分化することからなる方
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、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、均熱
までの雰囲気を少なくともＮ2 ：３０％以上のＮ2 ＋Ｈ
2 で焼鈍し、ヒートフラットニングの前又は後に、レー
ザー、歯型ロール、プレス、ケガキ、局部エッチング等
により線状又は点状キズを圧延方向に対して４５〜９０
度の方向に付与した後、絶縁被膜処理を行うことからな
る加工性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板の
製造方法。
【００１０】（３） 脱炭焼鈍における鋼板酸素目付量
が９００ｐｐｍ以下で、且つ酸化膜中のＦｅＯ／ＳｉＯ
2 が０．２０以下であることを特徴とする前項２記載の
加工性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板の製
造方法。 （４） 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前項２記載の加工性の優れた高磁
束密度超低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法。
が９００ｐｐｍ以下で、且つ酸化膜中のＦｅＯ／ＳｉＯ
2 が０．２０以下であることを特徴とする前項２記載の
加工性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板の製
造方法。 （４） 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前項２記載の加工性の優れた高磁
束密度超低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１１】（５） 焼鈍分離剤に使用するＭｇＯは、
粒子径が１０μｍ以下のものを３０％以上含み、クエン
酸活性度ＣＡＡ値が５０〜３００秒（３０℃測定値）、
水和水分が５％以下であることを特徴とする前項２記載
の加工性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板の
製造方法。 （６） 線状又は点状キズの付与条件が、製品を鉄心加
工する際に、歪取焼鈍を行わない場合には深さ５μｍ未
満、歪取焼鈍を行う場合には深さ５〜５０μｍ、間隔２
〜１５ｍｍとし、且つ圧延方向に対して４５〜９０度の
方向に線状又は点状に処理することを特徴とする前項２
記載の加工性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼
板の製造方法。
粒子径が１０μｍ以下のものを３０％以上含み、クエン
酸活性度ＣＡＡ値が５０〜３００秒（３０℃測定値）、
水和水分が５％以下であることを特徴とする前項２記載
の加工性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板の
製造方法。 （６） 線状又は点状キズの付与条件が、製品を鉄心加
工する際に、歪取焼鈍を行わない場合には深さ５μｍ未
満、歪取焼鈍を行う場合には深さ５〜５０μｍ、間隔２
〜１５ｍｍとし、且つ圧延方向に対して４５〜９０度の
方向に線状又は点状に処理することを特徴とする前項２
記載の加工性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼
板の製造方法。
【００１２】（７） 絶縁被膜剤の塗布に際し、無機、
有機、半有機のうち、いずれかを用いて１回又は２回以
上の焼付処理を行うことを特徴とする前項２記載の加工
性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板の製造方
法。 以下、本発明を詳細に説明する。本発明の高磁束密度超
低鉄損方向性電磁鋼板の製造工程では、スラブ加熱段階
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た後、磁区細分化
することを基本工程とする。
有機、半有機のうち、いずれかを用いて１回又は２回以
上の焼付処理を行うことを特徴とする前項２記載の加工
性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板の製造方
法。 以下、本発明を詳細に説明する。本発明の高磁束密度超
低鉄損方向性電磁鋼板の製造工程では、スラブ加熱段階
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た後、磁区細分化
することを基本工程とする。
【００１３】前記した成分組成の出発材と工程による本
発明の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、酸素目付量として９００ｐｐｍ以下、且つＦｅＯ／
ＳｉＯ2≦０．２０とされる。
発明の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、酸素目付量として９００ｐｐｍ以下、且つＦｅＯ／
ＳｉＯ2≦０．２０とされる。
【００１４】脱炭焼鈍は８００〜８７５℃、雰囲気はＮ
2 ＋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若しくはこれらの両段階
において、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、１５０ｐｐｍ以上、好ましくは１５０〜３０
０ｐｐｍとして処理される。
2 ＋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若しくはこれらの両段階
において、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、１５０ｐｐｍ以上、好ましくは１５０〜３０
０ｐｐｍとして処理される。
【００１５】この後焼鈍分離剤を塗布し、乾燥して巻き
取り、最終仕上焼鈍される。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
分離剤としては、まず、ＭｇＯは、粒径１０μｍ以下の
ものが３０％以上であり、ＣＡＡ値が５０〜３００秒、
水和水分が５％以下のものとする。このＭｇＯへの添加
剤としては、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１種又は２種以上を２〜
３０重量部用いる。
取り、最終仕上焼鈍される。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
分離剤としては、まず、ＭｇＯは、粒径１０μｍ以下の
ものが３０％以上であり、ＣＡＡ値が５０〜３００秒、
水和水分が５％以下のものとする。このＭｇＯへの添加
剤としては、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１種又は２種以上を２〜
３０重量部用いる。
【００１６】本発明において焼鈍分離剤と共に重要なの
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
る工程を採る場合においては、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。
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
る工程を採る場合においては、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。
【００１７】即ち、本発明のようにインヒビターとして
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。
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。
【００１８】これは、焼鈍分離剤によって、一旦グラス
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昇温
時、均熱温度に到達するまでの雰囲気を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。
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昇温
時、均熱温度に到達するまでの雰囲気を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。
【００１９】仕上焼鈍された鋼板は形状矯正、歪取焼鈍
をかねて連続焼鈍ラインで８００〜９００℃で絶縁被膜
剤の焼付けとヒートフラットニングされる。このヒート
フラットニングの前又は後にレーザー、歯型ロール、プ
レス、ケガキ、局部エッチング等により、深さ５〜５０
μｍ、間隔２〜１５ｍｍで圧延方向に対して４５〜９０
度の方向に線状キズ又は点状キズが導入される。この
後、需要家における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。絶縁被膜剤として被膜張
力の付与を目的とする場合には、特公昭５３−２８３７
５号公報に示されるような、燐酸塩〜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又は半有機
被膜剤を塗布・焼付処理して使用してもよいし、無機被
膜剤を塗布・焼付処理した後、有機系被膜剤を塗布・焼
付処理して二層被膜を形成して使用してもよい。有機系
被膜剤としては、（１）アクリル、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剤を１５０〜４５０℃の温度で塗
布・焼付処理して使用する。
をかねて連続焼鈍ラインで８００〜９００℃で絶縁被膜
剤の焼付けとヒートフラットニングされる。このヒート
フラットニングの前又は後にレーザー、歯型ロール、プ
レス、ケガキ、局部エッチング等により、深さ５〜５０
μｍ、間隔２〜１５ｍｍで圧延方向に対して４５〜９０
度の方向に線状キズ又は点状キズが導入される。この
後、需要家における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。絶縁被膜剤として被膜張
力の付与を目的とする場合には、特公昭５３−２８３７
５号公報に示されるような、燐酸塩〜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又は半有機
被膜剤を塗布・焼付処理して使用してもよいし、無機被
膜剤を塗布・焼付処理した後、有機系被膜剤を塗布・焼
付処理して二層被膜を形成して使用してもよい。有機系
被膜剤としては、（１）アクリル、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剤を１５０〜４５０℃の温度で塗
布・焼付処理して使用する。
【００２０】これらの有機系被膜剤の塗布・焼付処理に
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、スチール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・焼付した場
合には、２００万回程度まで打ち抜き性が向上する。
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、スチール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・焼付した場
合には、２００万回程度まで打ち抜き性が向上する。
【００２１】次に、本発明における構成要件の限定理由
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
含有量が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。
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
含有量が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。
【００２２】Ｓｉはその含有量によって固有抵抗が変化
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
に必要な析出物を形成する元素で、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Ｓｉ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は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。
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
に必要な析出物を形成する元素で、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Ｓｉ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は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。
【００２３】本発明では二次再結晶に必要な析出物とし
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は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０．０４０％を超えると熱延中のＡｌ
Ｎ量が不適切となり、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し、また一次再結晶の粒径が調
整できないため、０．００３０〜０．０１３０％に限定
する。
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は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０．０４０％を超えると熱延中のＡｌ
Ｎ量が不適切となり、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し、また一次再結晶の粒径が調
整できないため、０．００３０〜０．０１３０％に限定
する。
【００２４】Ｍｎは０．０５％未満では二次再結晶が不
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、酸素目付量で９００ｐｐｍ以下、且つＦ
ｅＯ／ＳｉＯ2 が０．２０以下に限定される。酸素目付
量が９００ｐｐｍ超では、必然的に酸化膜中のＳｉＯ2
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ＳｉＯ 2 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。好ましい範囲は酸素目付
量で４００〜７００ｐｐｍ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、酸素目付量で９００ｐｐｍ以下、且つＦ
ｅＯ／ＳｉＯ2 が０．２０以下に限定される。酸素目付
量が９００ｐｐｍ超では、必然的に酸化膜中のＳｉＯ2
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ＳｉＯ 2 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。好ましい範囲は酸素目付
量で４００〜７００ｐｐｍである。
【００２５】また、酸化膜中のＦｅＯ／ＳｉＯ2 は０．
２０以下と規定する。０．２０超になると仕上焼鈍前半
でのグラス被膜形成反応性が極端に増加し、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
分解工程で十分に反応が進行しない。ＦｅＯ／ＳｉＯ2
≦０．２０であればＭｇＯへの添加物等の効果によって
最終仕上焼鈍後では、ほぼ完全にグラス被膜を有しない
鋼板が得られる。
２０以下と規定する。０．２０超になると仕上焼鈍前半
でのグラス被膜形成反応性が極端に増加し、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
分解工程で十分に反応が進行しない。ＦｅＯ／ＳｉＯ2
≦０．２０であればＭｇＯへの添加物等の効果によって
最終仕上焼鈍後では、ほぼ完全にグラス被膜を有しない
鋼板が得られる。
【００２６】脱炭焼鈍後の鋼板の窒化量は１５０ｐｐｍ
以上とする。これは、本発明の工程で安定して良好な二
次再結晶を得るためにインヒビター（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎを
形成するために必要な条件である。１５０ｐｐｍ未満で
は二次再結晶が不安定になり、細粒の発生が生じやす
い。しかし、３００ｐｐｍ超では後の脱Ｎ等の反応の際
に表面に肌あれ状のムラを生じたり、後の純化工程で不
利になる場合があるので、３００ｐｐｍ以下とするのが
望ましい。
以上とする。これは、本発明の工程で安定して良好な二
次再結晶を得るためにインヒビター（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎを
形成するために必要な条件である。１５０ｐｐｍ未満で
は二次再結晶が不安定になり、細粒の発生が生じやす
い。しかし、３００ｐｐｍ超では後の脱Ｎ等の反応の際
に表面に肌あれ状のムラを生じたり、後の純化工程で不
利になる場合があるので、３００ｐｐｍ以下とするのが
望ましい。
【００２７】次に焼鈍分離剤に使用するＭｇＯは粒子
径、ＣＡＡ値、水和水分量が制限される。本発明の技術
では、グラスレス化は仕上焼鈍の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。即ち、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、
窒化等の抑制効果を利用する必要があり、磁気特性の優
れたグラスレスの製品を得るために重要だからである。
径、ＣＡＡ値、水和水分量が制限される。本発明の技術
では、グラスレス化は仕上焼鈍の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。即ち、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、
窒化等の抑制効果を利用する必要があり、磁気特性の優
れたグラスレスの製品を得るために重要だからである。
【００２８】このためには、焼鈍分離剤のベースとなる
ＭｇＯ自体が適度の反応性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、仕上焼鈍の
昇温過程前半のフォルステライトの形成反応が進行せ
ず、被膜による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 、Ａ
ｌ2 Ｏ3 或いはこれらのスピネルが生じて鉄損の劣化を
もたらす。このため、ＭｇＯの粒子径は１０μｍ以下の
ものが３０％以上であるように制限される。これが３０
％未満では、極端に反応性が悪くなって前記効果を発揮
できない。またＭｇＯのＣＡＡ値は５０〜３００秒に規
定する。この値が５０秒未満では工業的に使用する際に
極端に水和の進行が早くなって、水和水分のコントロー
ルが困難になり、他方３００秒超では、ＭｇＯ粒子の反
応性が極度に低下して、仕上焼鈍前段での適度なフォル
ステライトの形成が生じなくなる。また、ＭｇＯの水和
水分は５％以下に制限される。これが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、均一なグラスレス化状態を作ることが困難になり、
極端な場合にはインヒビターにまで影響を与えて二次再
結晶不良が生じる。
ＭｇＯ自体が適度の反応性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、仕上焼鈍の
昇温過程前半のフォルステライトの形成反応が進行せ
ず、被膜による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 、Ａ
ｌ2 Ｏ3 或いはこれらのスピネルが生じて鉄損の劣化を
もたらす。このため、ＭｇＯの粒子径は１０μｍ以下の
ものが３０％以上であるように制限される。これが３０
％未満では、極端に反応性が悪くなって前記効果を発揮
できない。またＭｇＯのＣＡＡ値は５０〜３００秒に規
定する。この値が５０秒未満では工業的に使用する際に
極端に水和の進行が早くなって、水和水分のコントロー
ルが困難になり、他方３００秒超では、ＭｇＯ粒子の反
応性が極度に低下して、仕上焼鈍前段での適度なフォル
ステライトの形成が生じなくなる。また、ＭｇＯの水和
水分は５％以下に制限される。これが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、均一なグラスレス化状態を作ることが困難になり、
極端な場合にはインヒビターにまで影響を与えて二次再
結晶不良が生じる。
【００２９】ＭｇＯへの添加物としては、Ｌｉ、Ｋ、Ｎ
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
部に対して２〜３０重量部配合される。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が形成され、次いでフォ
ルステライトの形成抑制と、追加酸化が防止され、昇温
時後段に被膜層中のＦｅのエッチング反応により、被膜
層が分解され、グラスレス化される。これらの化合物の
添加量が２重量部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
るため好ましくなく、一方３０重量部超では添加剤中の
成分元素が鋼板中に拡散侵入して粒界エッチングを起こ
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重量部である。
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
部に対して２〜３０重量部配合される。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が形成され、次いでフォ
ルステライトの形成抑制と、追加酸化が防止され、昇温
時後段に被膜層中のＦｅのエッチング反応により、被膜
層が分解され、グラスレス化される。これらの化合物の
添加量が２重量部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
るため好ましくなく、一方３０重量部超では添加剤中の
成分元素が鋼板中に拡散侵入して粒界エッチングを起こ
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重量部である。
【００３０】最終仕上焼鈍の条件は、本発明のように最
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、昇温中の雰囲気ガスとして少なくとも
Ｎ2 ３０％以上のＮ2 、Ｈ2 及び他の不活性ガスからな
る雰囲気が用いられる。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
体化の抑制効果がなく、高磁束密度材が安定して得られ
ない。特にＮ2 ２０％以下のような雰囲気条件では著し
い磁気特性の劣化をもたらす。しかし、Ｎ2 １００％の
ような場合には、ＭｇＯの物性値によっては、鋼板間の
酸化度の上昇によって、酸化が生じて、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。
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、昇温中の雰囲気ガスとして少なくとも
Ｎ2 ３０％以上のＮ2 、Ｈ2 及び他の不活性ガスからな
る雰囲気が用いられる。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
体化の抑制効果がなく、高磁束密度材が安定して得られ
ない。特にＮ2 ２０％以下のような雰囲気条件では著し
い磁気特性の劣化をもたらす。しかし、Ｎ2 １００％の
ような場合には、ＭｇＯの物性値によっては、鋼板間の
酸化度の上昇によって、酸化が生じて、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。
【００３１】Ｎ2 ３０％以上のガスの使用に当たって昇
温時全体をこの雰囲気中で焼鈍してもよいが、ＭｇＯの
条件等によっては追加酸化が生じることがあり、（Ａ
ｌ、Ｓｉ）Ｎの安定化に最も効果的な温度である７００
℃以後に切り替えるのが好ましい。最終仕上焼鈍におけ
る均熱温度は本発明においては１１８０〜１２５０℃と
するのが有利である。本発明においては、最終仕上焼鈍
の均熱に到達した時点でグラスレス化が実現しており、
この時期の温度によってはさらに熱的なエッチングによ
り、鋼板表面の鏡面化が得られる。均熱温度が１１８０
℃未満ではこの効果が弱く、また、純化に対して不利と
なる。一方、１２５０℃超では、鏡面化効果に限界があ
ることと、コイル形状が悪くなったり、エッジ部の焼付
きが発生することがある。
温時全体をこの雰囲気中で焼鈍してもよいが、ＭｇＯの
条件等によっては追加酸化が生じることがあり、（Ａ
ｌ、Ｓｉ）Ｎの安定化に最も効果的な温度である７００
℃以後に切り替えるのが好ましい。最終仕上焼鈍におけ
る均熱温度は本発明においては１１８０〜１２５０℃と
するのが有利である。本発明においては、最終仕上焼鈍
の均熱に到達した時点でグラスレス化が実現しており、
この時期の温度によってはさらに熱的なエッチングによ
り、鋼板表面の鏡面化が得られる。均熱温度が１１８０
℃未満ではこの効果が弱く、また、純化に対して不利と
なる。一方、１２５０℃超では、鏡面化効果に限界があ
ることと、コイル形状が悪くなったり、エッジ部の焼付
きが発生することがある。
【００３２】この後、得られた鋼板に絶縁被膜剤を塗布
し、ヒートフラットニングするに際し、ヒートフラット
ニングの前又は後にレーザー、歯型ロール、プレス、ケ
ガキ、局部エッチング等により、鋼板表面に線状キズを
付与する。線状キズの条件は、電磁鋼板の用途によって
異なる。需要家で鉄心を加工する際に歪取焼鈍を行わず
に使用する場合は、適度な歪みによる効果を利用するた
め、深さは５μｍ未満のような浅い条件でよい。一方、
歪取焼鈍工程を必要とする巻き鉄心の場合には、線状キ
ズの状態が重要で深さ５〜５０μｍ、間隔２〜１５ｍ
ｍ、で圧延方向に対して４５〜９０度である。線状キズ
の幅は特に特定するものではないが、できるだけ狭いほ
うがよい。深さが５μｍ未満では焼鈍後の鉄損値の改善
効果が小さく、５０μｍ超では磁束密度の低下が大きく
なり、高磁場での特性を考えると不利になる。線状キズ
の方向はこの領域を外れると鉄損の改善効果が得られな
かったり、劣化が生じる。
し、ヒートフラットニングするに際し、ヒートフラット
ニングの前又は後にレーザー、歯型ロール、プレス、ケ
ガキ、局部エッチング等により、鋼板表面に線状キズを
付与する。線状キズの条件は、電磁鋼板の用途によって
異なる。需要家で鉄心を加工する際に歪取焼鈍を行わず
に使用する場合は、適度な歪みによる効果を利用するた
め、深さは５μｍ未満のような浅い条件でよい。一方、
歪取焼鈍工程を必要とする巻き鉄心の場合には、線状キ
ズの状態が重要で深さ５〜５０μｍ、間隔２〜１５ｍ
ｍ、で圧延方向に対して４５〜９０度である。線状キズ
の幅は特に特定するものではないが、できるだけ狭いほ
うがよい。深さが５μｍ未満では焼鈍後の鉄損値の改善
効果が小さく、５０μｍ超では磁束密度の低下が大きく
なり、高磁場での特性を考えると不利になる。線状キズ
の方向はこの領域を外れると鉄損の改善効果が得られな
かったり、劣化が生じる。
【００３３】次いで、塗布・焼付処理される絶縁被膜剤
としては使用目的によって、無機、有機、半有機被膜等
が用いられる。張力効果と耐熱性を要求されるケースで
は、コロイド状シリカと燐酸塩を主成分とする処理剤や
燐酸塩単独の処理剤が塗布・焼付処理され、加工性を要
求されるケースでは、無機、有機、半有機被膜剤を１回
又は２回以上塗布・焼付処理される。
としては使用目的によって、無機、有機、半有機被膜等
が用いられる。張力効果と耐熱性を要求されるケースで
は、コロイド状シリカと燐酸塩を主成分とする処理剤や
燐酸塩単独の処理剤が塗布・焼付処理され、加工性を要
求されるケースでは、無機、有機、半有機被膜剤を１回
又は２回以上塗布・焼付処理される。
【００３４】本発明によりグラス被膜を有しない超低鉄
損材が得られるメカニズムは、以下のようであると考え
られる。本発明においては、脱炭焼鈍で形成した反応性
を制御した適正量の酸化膜と反応性を制御したＭｇＯ及
び添加材により、まず仕上焼鈍の昇温過程前段で適正量
のグラス被膜を形成する。これにより鋼板表面に適度の
シール効果が生じ、ＡｌＮ、ＭｎＳ等のインヒビターの
安定化が図れる。次いで仕上焼鈍昇温時後段で、ＭｇＯ
に配合された塩化物、炭酸塩、硫酸塩、硝酸塩、硫化物
等の添加物の作用によってグラス被膜のエッチング、分
解反応が進行する。この後、さらに仕上焼鈍の高温均熱
段階で、サーマルエッチング効果が生じる。この段階に
おいては、冷延時の表面荒れ、脱炭焼鈍での酸化膜の不
均一化等によって生じた鋼板地鉄面の凹凸が平滑化され
て鏡面的な表面となる。これは、グラスレス化すること
により、高温熱処理時の表面の原子の移動が容易にな
り、表面張力を下げる結果、表面の平滑化がもたらされ
からである。このような反応過程では、二次再結晶開始
前までは、インヒビターの安定化、強化が重要であり、
この対策として、本発明においてはＮ2 分圧をコントロ
ールする。これにより、インヒビターの安定化が保た
れ、高磁束密度の方向性電磁鋼板が得られる。
損材が得られるメカニズムは、以下のようであると考え
られる。本発明においては、脱炭焼鈍で形成した反応性
を制御した適正量の酸化膜と反応性を制御したＭｇＯ及
び添加材により、まず仕上焼鈍の昇温過程前段で適正量
のグラス被膜を形成する。これにより鋼板表面に適度の
シール効果が生じ、ＡｌＮ、ＭｎＳ等のインヒビターの
安定化が図れる。次いで仕上焼鈍昇温時後段で、ＭｇＯ
に配合された塩化物、炭酸塩、硫酸塩、硝酸塩、硫化物
等の添加物の作用によってグラス被膜のエッチング、分
解反応が進行する。この後、さらに仕上焼鈍の高温均熱
段階で、サーマルエッチング効果が生じる。この段階に
おいては、冷延時の表面荒れ、脱炭焼鈍での酸化膜の不
均一化等によって生じた鋼板地鉄面の凹凸が平滑化され
て鏡面的な表面となる。これは、グラスレス化すること
により、高温熱処理時の表面の原子の移動が容易にな
り、表面張力を下げる結果、表面の平滑化がもたらされ
からである。このような反応過程では、二次再結晶開始
前までは、インヒビターの安定化、強化が重要であり、
この対策として、本発明においてはＮ2 分圧をコントロ
ールする。これにより、インヒビターの安定化が保た
れ、高磁束密度の方向性電磁鋼板が得られる。
【００３５】このようにして得られたグラスレスで、且
つ高磁束密度方向性電磁鋼板は、磁区細分化処理により
通常のグラス被膜付きの高磁束密度の方向性電磁鋼板に
比べて大きな鉄損改善効果が得られる。これは、１つは
グラス被膜を有する製品に見られるグラス被膜及び内部
酸化層がないことと、もう１つは凹凸が少ないスムーズ
な表面であることの２つの効果によって、磁区細分化の
時の磁壁移動の際にピンニング現象がないため、高磁束
密度の効果と相まって大きな効果を生み、超低鉄損材が
得られるものと考えられる。
つ高磁束密度方向性電磁鋼板は、磁区細分化処理により
通常のグラス被膜付きの高磁束密度の方向性電磁鋼板に
比べて大きな鉄損改善効果が得られる。これは、１つは
グラス被膜を有する製品に見られるグラス被膜及び内部
酸化層がないことと、もう１つは凹凸が少ないスムーズ
な表面であることの２つの効果によって、磁区細分化の
時の磁壁移動の際にピンニング現象がないため、高磁束
密度の効果と相まって大きな効果を生み、超低鉄損材が
得られるものと考えられる。
【００３６】
実施例１ 重量でＣ：０．０５６％、Ｓｉ：３．３５％、Ｍｎ：
０．１０％、酸可溶Ａｌ：０．２７％、Ｎ：０．００７
０％、Ｓ：０．００６５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可
避不純物からなる素材を２．０ｍｍに熱延し、１１２０
℃で２分間焼鈍し、酸洗し、冷延して最終板厚０．２２
５ｍｍとした。次いで、Ｎ2 ２５％＋Ｈ2７５％、露点
５５℃の雰囲気中で８５０℃で３分間の脱炭焼鈍を行っ
た。この時の鋼板の酸素目付量は６００ｐｐｍであっ
た。次いで、Ｎ2 ２５％＋Ｈ2 ７５％＋ＮＨ3 の雰囲気
中で７７０℃で鋼板Ｎ量が２２０ｐｐｍになるように窒
化処理を行い、供試材とした。
０．１０％、酸可溶Ａｌ：０．２７％、Ｎ：０．００７
０％、Ｓ：０．００６５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可
避不純物からなる素材を２．０ｍｍに熱延し、１１２０
℃で２分間焼鈍し、酸洗し、冷延して最終板厚０．２２
５ｍｍとした。次いで、Ｎ2 ２５％＋Ｈ2７５％、露点
５５℃の雰囲気中で８５０℃で３分間の脱炭焼鈍を行っ
た。この時の鋼板の酸素目付量は６００ｐｐｍであっ
た。次いで、Ｎ2 ２５％＋Ｈ2 ７５％＋ＮＨ3 の雰囲気
中で７７０℃で鋼板Ｎ量が２２０ｐｐｍになるように窒
化処理を行い、供試材とした。
【００３７】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）に示す雰囲気条
件で最終仕上焼鈍を行った。次いで、この鋼板に歯幅３
０μｍの歯型ロールで深さ１５μｍになるように間隔５
ｍｍで鋼板の圧延方向と直角方向に線状キズを付与した
後、絶縁被膜処理剤として、２０％コロイド状シリカ１
００ｍｌ＋５０％Ａｌ（Ｈ2 ＰＯ4 ）3 ５０ｍｌ＋Ｃｒ
Ｏ3 ５ｇからなる溶液を乾燥後重量で６ｇ／ｍ2 となる
ように塗布し、８８０℃で４５秒間のヒートフラットニ
ングと焼付処理を行った。この時の鋼板表面の被膜特性
及び磁気特性を表２に示す。
を塗布し、図２（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）に示す雰囲気条
件で最終仕上焼鈍を行った。次いで、この鋼板に歯幅３
０μｍの歯型ロールで深さ１５μｍになるように間隔５
ｍｍで鋼板の圧延方向と直角方向に線状キズを付与した
後、絶縁被膜処理剤として、２０％コロイド状シリカ１
００ｍｌ＋５０％Ａｌ（Ｈ2 ＰＯ4 ）3 ５０ｍｌ＋Ｃｒ
Ｏ3 ５ｇからなる溶液を乾燥後重量で６ｇ／ｍ2 となる
ように塗布し、８８０℃で４５秒間のヒートフラットニ
ングと焼付処理を行った。この時の鋼板表面の被膜特性
及び磁気特性を表２に示す。
【００３８】この結果本発明によるものは、いずれもほ
ぼ全面的にグラス被膜が形成せず、金属光沢を呈してお
り、打ち抜き性が良好であった。また、磁気特性は昇温
雰囲気のＮ2 分圧の高い本発明の焼鈍条件（Ａ）、
（Ｂ）によるものは非常に良好であった。しかし、焼鈍
分離剤を本発明のものを用いても焼鈍条件が（Ｃ）の条
件によるものは、いずれも磁束密度が低く、良好な磁性
は得られなかった。
ぼ全面的にグラス被膜が形成せず、金属光沢を呈してお
り、打ち抜き性が良好であった。また、磁気特性は昇温
雰囲気のＮ2 分圧の高い本発明の焼鈍条件（Ａ）、
（Ｂ）によるものは非常に良好であった。しかし、焼鈍
分離剤を本発明のものを用いても焼鈍条件が（Ｃ）の条
件によるものは、いずれも磁束密度が低く、良好な磁性
は得られなかった。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】実施例２ 実施例１と同一の素材コイルを同様にして処理し、最終
板厚０．２２ｍｍの冷延板を得た。次いで、Ｎ2 ２５％
＋Ｈ2 ７５％中で露点を変更して酸素目付量（１）５０
０ｐｐｍ、（２）７５０ｐｐｍ、（３）１２００ｐｐｍ
となるように脱炭焼鈍し、次いでＮ2 ２５％＋Ｈ2 ７５
％＋ＮＨ3 雰囲気中で窒素量が２５０ｐｐｍとなるよう
に窒化処理を行って出発材とした。
板厚０．２２ｍｍの冷延板を得た。次いで、Ｎ2 ２５％
＋Ｈ2 ７５％中で露点を変更して酸素目付量（１）５０
０ｐｐｍ、（２）７５０ｐｐｍ、（３）１２００ｐｐｍ
となるように脱炭焼鈍し、次いでＮ2 ２５％＋Ｈ2 ７５
％＋ＮＨ3 雰囲気中で窒素量が２５０ｐｐｍとなるよう
に窒化処理を行って出発材とした。
【００４２】この鋼板に表３に示す組成の焼鈍分離剤を
塗布し、最終仕上焼鈍を図２（Ａ）に示すサイクルで行
った。この後、この鋼板に歯幅２０μｍのプレスロール
で間隔４ｍｍ、深さ１０μｍの条件で圧延方向に直角な
方向に線状キズを付与し、５％Ｈ2 ＳＯ4 で８０℃で１
０秒間の軽酸洗をし、絶縁被膜処理剤として、２０％コ
ロイダルシリカ１００ｍｌ＋５０％Ａｌ（Ｈ2 ＰＯ4 ）
3 ５０ｍｌ＋ＣｒＯ3５ｇからなる処理剤を乾燥後の重
量で４．５ｇ／ｍ2 になるように塗布した後、８９０℃
で３０秒間のヒートフラットニングと焼付処理を行っ
た。
塗布し、最終仕上焼鈍を図２（Ａ）に示すサイクルで行
った。この後、この鋼板に歯幅２０μｍのプレスロール
で間隔４ｍｍ、深さ１０μｍの条件で圧延方向に直角な
方向に線状キズを付与し、５％Ｈ2 ＳＯ4 で８０℃で１
０秒間の軽酸洗をし、絶縁被膜処理剤として、２０％コ
ロイダルシリカ１００ｍｌ＋５０％Ａｌ（Ｈ2 ＰＯ4 ）
3 ５０ｍｌ＋ＣｒＯ3５ｇからなる処理剤を乾燥後の重
量で４．５ｇ／ｍ2 になるように塗布した後、８９０℃
で３０秒間のヒートフラットニングと焼付処理を行っ
た。
【００４３】この製品板に別のラインでアクリル系樹脂
をベースとする半有機被膜剤を乾燥後の重量で０．３ｇ
／ｍ2 になるように塗布し、３００℃で３０秒間焼付処
理を行った。この時の鋼板表面状況及び磁気特性を表４
に示す。
をベースとする半有機被膜剤を乾燥後の重量で０．３ｇ
／ｍ2 になるように塗布し、３００℃で３０秒間焼付処
理を行った。この時の鋼板表面状況及び磁気特性を表４
に示す。
【００４４】
【表３】
【００４５】
【表４】
【００４６】この結果、本発明によるものは脱炭後の酸
素目付量５００ｐｐｍ、７５０ｐｐｍの材料はいずれも
グラスレス化が顕著で、グラス被膜量の定量の結果でも
ほとんどフォルステライトが形成されていないことが確
認された。また、打ち抜き性の試験結果においても非常
に良好な結果が得られた。また、磁気特性も酸素目付量
５００ｐｐｍ、７５０ｐｐｍの条件では本発明の焼鈍分
離剤のものは、いずれも高磁束密度で、良好な鉄損値が
得られた。
素目付量５００ｐｐｍ、７５０ｐｐｍの材料はいずれも
グラスレス化が顕著で、グラス被膜量の定量の結果でも
ほとんどフォルステライトが形成されていないことが確
認された。また、打ち抜き性の試験結果においても非常
に良好な結果が得られた。また、磁気特性も酸素目付量
５００ｐｐｍ、７５０ｐｐｍの条件では本発明の焼鈍分
離剤のものは、いずれも高磁束密度で、良好な鉄損値が
得られた。
【００４７】実施例３ 重量で、Ｃ：０．０６０％、Ｓｉ：３．４０％、Ｍｎ：
０．１４０％、酸可溶Ａｌ：０．０２６％、Ｎ：０．０
０７５％、Ｓ：０．０７５％を含有し、残部Ｆｅ及び不
可避不純物からなる素材を熱延し、１１２０℃で２分間
焼鈍し、酸洗し、冷延して最終板厚０．１７０ｍｍとし
た。次いで、脱炭焼鈍条件としてＮ2 ２５％＋Ｈ2 ７５
％、露点６５℃にて８５０℃×１．５分間の焼鈍を行っ
た。この時の鋼板の酸素目付量は５５０ｐｐｍであっ
た。次いで、実施例１、２と同様にして窒素量が２００
ｐｐｍになるように窒化処理を行って出発材とした。
０．１４０％、酸可溶Ａｌ：０．０２６％、Ｎ：０．０
０７５％、Ｓ：０．０７５％を含有し、残部Ｆｅ及び不
可避不純物からなる素材を熱延し、１１２０℃で２分間
焼鈍し、酸洗し、冷延して最終板厚０．１７０ｍｍとし
た。次いで、脱炭焼鈍条件としてＮ2 ２５％＋Ｈ2 ７５
％、露点６５℃にて８５０℃×１．５分間の焼鈍を行っ
た。この時の鋼板の酸素目付量は５５０ｐｐｍであっ
た。次いで、実施例１、２と同様にして窒素量が２００
ｐｐｍになるように窒化処理を行って出発材とした。
【００４８】この鋼板に表５に示す組成の焼鈍分離剤を
塗布し、図２（Ｂ）に示す条件で最終仕上焼鈍を行っ
た。この後２％Ｈ2 ＳＯ4 、８０℃で１５秒間の条件で
軽酸洗を行い、絶縁被膜剤として２０％コロイダルシリ
カ１００ｍｌ＋５０％Ａｌ（Ｈ 2 ＰＯ4 ）3 ５０ｍｌ＋
ＣｒＯ3 ５ｇの組成の処理剤を乾燥後の重量で６ｇ／ｍ
2 の割合で塗布し、８５０℃で３０秒間のヒートフラッ
トニングと焼付処理を行った。
塗布し、図２（Ｂ）に示す条件で最終仕上焼鈍を行っ
た。この後２％Ｈ2 ＳＯ4 、８０℃で１５秒間の条件で
軽酸洗を行い、絶縁被膜剤として２０％コロイダルシリ
カ１００ｍｌ＋５０％Ａｌ（Ｈ 2 ＰＯ4 ）3 ５０ｍｌ＋
ＣｒＯ3 ５ｇの組成の処理剤を乾燥後の重量で６ｇ／ｍ
2 の割合で塗布し、８５０℃で３０秒間のヒートフラッ
トニングと焼付処理を行った。
【００４９】この製品板にレーザーを用いて鋼板の圧延
方向と直角方向に間隔５ｍｍ、照射幅０．１５ｍｍ、照
射痕の深さ２．０μｍの条件で歪み付与処理を行って最
終製品とした。この時の鋼板表面状況と磁気特性の結果
を表６に示す。
方向と直角方向に間隔５ｍｍ、照射幅０．１５ｍｍ、照
射痕の深さ２．０μｍの条件で歪み付与処理を行って最
終製品とした。この時の鋼板表面状況と磁気特性の結果
を表６に示す。
【００５０】
【表５】
【００５１】
【表６】
【００５２】この結果、本発明によるものは、いずれも
グラスレス化が顕著で、レーザー処理による磁区制御を
行った製品の特性が良好であった。特に、ＭｇＯのＣＡ
Ａ値２８０秒のＭｇＯを使用したものは良好な結果が得
られた。一方、比較材の条件では厚いグラス被膜を形成
したが、磁区制御後の特性がやや悪い結果となった。
グラスレス化が顕著で、レーザー処理による磁区制御を
行った製品の特性が良好であった。特に、ＭｇＯのＣＡ
Ａ値２８０秒のＭｇＯを使用したものは良好な結果が得
られた。一方、比較材の条件では厚いグラス被膜を形成
したが、磁区制御後の特性がやや悪い結果となった。
【００５３】
【発明の効果】本発明によれば、グラス被膜を有しない
加工性の良好な高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板を提
供することができる。
加工性の良好な高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板を提
供することができる。
【図１】最終仕上焼鈍におけるインヒビター元素Ａｌの
変化（ａ）及びＮの変化（ｂ）を示す図である。
変化（ａ）及びＮの変化（ｂ）を示す図である。
【図２】最終仕上焼鈍条件を示す図で、（Ａ）、（Ｂ）
は本発明の焼鈍条件の例を示す図、（Ｃ）は従来の焼鈍
条件を示す図である。
は本発明の焼鈍条件の例を示す図、（Ｃ）は従来の焼鈍
条件を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 原谷 勤 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 石橋 希瑞 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社八幡製鐵所内
Claims (7)
- 【請求項１】 重量で、Ｓｉ：２．５〜４．５％を含
み、ヒートフラットニングの前又は後にレーザー、歯型
ロール、プレス、ケガキ、局部エッチング等により鋼板
表面に線状又は点状キズを付与して磁区細分化した方向
性電磁鋼板において、鋼板表面のフォルステライト量が
０．５ｇ／ｍ2 以下であり、磁束密度Ｂ 8値≧１．８８
Ｔｅｓｌａであることを特徴とする加工性の優れた高磁
束密度超低鉄損方向性電磁鋼板。 - 【請求項２】 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、
１２８０℃未満の温度で加熱した後、熱延し、引続き熱
延板焼鈍し又はすることなく、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、次いで脱炭焼鈍した後
又は脱炭焼鈍の後半で若しくはこれらの両段階で窒化処
理した後に、焼鈍分離剤を塗布し、高温仕上焼鈍し、ヒ
ートフラットニングの前又は後に鋼板表面に線状又は点
状キズを付与し、磁区細分化する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、ＭｇＯ
１００重量部に対し、Ｌｉ、Ｋ、Ｎａ、Ｂａ、Ｃａ、Ｍ
ｇ、Ｚｎ、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、均熱まで
の雰囲気を少なくともＮ2 ：３０％以上のＮ2 ＋Ｈ2 で
焼鈍し、ヒートフラットニングの前又は後に、レーザ
ー、歯型ロール、プレス、ケガキ、局部エッチング等に
より線状又は点状キズを圧延方向に対して４５〜９０度
の方向に付与した後、絶縁被膜処理を行うことからなる
加工性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板の製
造方法。 - 【請求項３】 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 が
０．２０以下であることを特徴とする請求項２記載の加
工性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板の製造
方法。 - 【請求項４】 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２記載の加工性の優
れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 焼鈍分離剤に使用するＭｇＯは、粒子径
が１０μｍ以下のものを３０％以上含み、クエン酸活性
度ＣＡＡ値が５０〜３００秒（３０℃測定値）、水和水
分が５％以下であることを特徴とする請求項２記載の加
工性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板の製造
方法。 - 【請求項６】 線状又は点状キズの付与条件が、製品を
鉄心加工する際に、歪取焼鈍を行わない場合には深さ５
μｍ未満、歪取焼鈍を行う場合には深さ５〜５０μｍ、
間隔２〜１５ｍｍとし、且つ圧延方向に対して４５〜９
０度の方向に線状又は点状に処理することを特徴とする
請求項２記載の加工性の優れた高磁束密度超低鉄損方向
性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項７】 絶縁被膜剤の塗布に際し、無機、有機、
半有機のうち、いずれかを用いて１回又は２回以上の焼
付処理を行うことを特徴とする請求項２記載の加工性の
優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4021452A JP2603170B2 (ja) | 1992-02-06 | 1992-02-06 | 加工性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4021452A JP2603170B2 (ja) | 1992-02-06 | 1992-02-06 | 加工性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05222489A true JPH05222489A (ja) | 1993-08-31 |
| JP2603170B2 JP2603170B2 (ja) | 1997-04-23 |
Family
ID=12055358
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4021452A Expired - Fee Related JP2603170B2 (ja) | 1992-02-06 | 1992-02-06 | 加工性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2603170B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2018066061A (ja) * | 2016-10-18 | 2018-04-26 | 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 |
| JP2019508577A (ja) * | 2015-12-22 | 2019-03-28 | ポスコＰｏｓｃｏ | 方向性電磁鋼板および方向性電磁鋼板の製造方法 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59205420A (ja) * | 1983-05-02 | 1984-11-21 | Kawasaki Steel Corp | 一方向性珪素鋼板の製造方法 |
| JPS60145382A (ja) * | 1984-01-09 | 1985-07-31 | Nippon Steel Corp | 磁気特性、皮膜特性とも優れた方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPS61117218A (ja) * | 1984-11-10 | 1986-06-04 | Nippon Steel Corp | 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPS6462417A (en) * | 1987-08-31 | 1989-03-08 | Nippon Steel Corp | Production of grain oriented electrical steel sheet having metallic luster |
| JPH0222421A (ja) * | 1988-07-11 | 1990-01-25 | Kawasaki Steel Corp | 超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法 |
| JPH0230740A (ja) * | 1988-04-23 | 1990-02-01 | Nippon Steel Corp | 鉄損の著しく優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
-
1992
- 1992-02-06 JP JP4021452A patent/JP2603170B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59205420A (ja) * | 1983-05-02 | 1984-11-21 | Kawasaki Steel Corp | 一方向性珪素鋼板の製造方法 |
| JPS60145382A (ja) * | 1984-01-09 | 1985-07-31 | Nippon Steel Corp | 磁気特性、皮膜特性とも優れた方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPS61117218A (ja) * | 1984-11-10 | 1986-06-04 | Nippon Steel Corp | 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPS6462417A (en) * | 1987-08-31 | 1989-03-08 | Nippon Steel Corp | Production of grain oriented electrical steel sheet having metallic luster |
| JPH0230740A (ja) * | 1988-04-23 | 1990-02-01 | Nippon Steel Corp | 鉄損の著しく優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板及びその製造方法 |
| JPH0222421A (ja) * | 1988-07-11 | 1990-01-25 | Kawasaki Steel Corp | 超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2019508577A (ja) * | 2015-12-22 | 2019-03-28 | ポスコＰｏｓｃｏ | 方向性電磁鋼板および方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US11508501B2 (en) | 2015-12-22 | 2022-11-22 | Posco | Grain-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing grain-oriented electrical steel sheet |
| JP2018066061A (ja) * | 2016-10-18 | 2018-04-26 | 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 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2603170B2 (ja) | 1997-04-23 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH0717961B2 (ja) | 磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| US5507883A (en) | Grain oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density and ultra low iron loss and process for production the same | |
| EP0577124B1 (en) | Grain oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density and ultra low iron loss and process for producing the same | |
| JP2620171B2 (ja) | 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 | |
| JP3489945B2 (ja) | 鏡面一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2667082B2 (ja) | グラス被膜を有さない超低鉄損方向性電磁鋼板及びその製造方法 | |
| JP2691828B2 (ja) | 磁束密度の極めて高い超低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法。 | |
| JP3336555B2 (ja) | 表面性状の優れるグラス被膜を有さない方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2603170B2 (ja) | 加工性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3412959B2 (ja) | 鉄損の低い鏡面方向性珪素鋼板の製造方法 | |
| JPS6332849B2 (ja) | ||
| JP3061491B2 (ja) | 磁気特性の優れた厚い板厚のグラス被膜の少ない一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2671084B2 (ja) | 鉄損特性の優れる高磁束密度方向性電磁鋼板及びその製造方法 | |
| JP3011609B2 (ja) | 磁気特性の優れたグラス被膜の少ない一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2738620B2 (ja) | 加工性の優れた高磁束密度超低鉄損方向性電磁鋼板及びその製造方法 | |
| JPH1136018A (ja) | グラス皮膜と磁気特性の極めて優れる方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2671088B2 (ja) | 磁気特性が優れ、鉄心加工性が著しく優れた高磁束密度方向性電磁鋼板及びその製造法 | |
| JPH06184638A (ja) | 均一なグラス皮膜を有し、磁気特性の著しく優れた方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2680532B2 (ja) | 鉄損の低い方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3148096B2 (ja) | 鉄損の低い鏡面方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH09268322A (ja) | 超低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH05320770A (ja) | グラス皮膜を有しない高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2691837B2 (ja) | 加工性の良好な高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH05311237A (ja) | 超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法 | |
| JP3148095B2 (ja) | 鉄損の低い鏡面方向性電磁鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 19961008 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090129 Year of fee payment: 12 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100129 Year of fee payment: 13 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110129 Year of fee payment: 14 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120129 Year of fee payment: 15 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |