JPH0663029B2

JPH0663029B2 - 鉄損特性の優れた高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH0663029B2
Application number: JP20067084A
Authority: JP
Inventors: 元治中村; 喜久司広瀬; 雅志谷田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1984-09-27
Filing date: 1984-09-27
Publication date: 1994-08-17
Anticipated expiration: 2009-08-17
Also published as: JPS6179722A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は鉄損特性の優れた高磁束密度方向性電磁鋼板の
製造方法に関するものである。

（従来の技術）方向性電磁鋼板は軟磁性材料として主にトランス、その
他の電気機器の鉄芯材料として使用されるもので、磁気
特性として励磁特性と鉄損特性が良好でなくてはならな
い。磁気特性の良好な材料を得るには (1)Si量を増加させて固有抵抗を高める。

(2)製品板厚を薄くする。

(3)鋼板の二次再結晶粒径を小さくする。

(4)二次再結晶粒のGoss方位集積度を高める。等が挙げ
られる。

Goss方位集積度の向上は一回冷間圧延法の開発により大
幅に伸び、現在では磁束密度が理論値の９５％を超える
ものまで製造されるようになって来ており、これに伴っ
て鉄損特性も大幅に向上したがこのGoss方位集積度の向
上だけではさらに鉄損特性を改善することは難しく、上
記の固有抵抗の増大、二次再結晶粒の微細化、および製
品板厚の薄手化を図る技術が必要となって来ている。こ
れらの中で、二次再結晶粒の微細化は一回冷間圧延法の
ような最終圧下率の高い材料では重要な問題でGoss方位
集積度の向上による鉄損特性の改善も結晶粒径の増大に
より意外に鉄損特性が向上しないという難点があった。

こうした難点を解決するために特開昭53-134722号公報
に記載されるような微量のＡを含んだ珪素鋼中にSnを
添加する方法が提案された。この微量のＡを含んだ珪
素鋼中にSnを添加する方法により二次再結晶の微細化の
目的は達成されたが、このSnによって表面皮膜が劣化し
鉄損低減の効果が充分に得られないという問題点があ
り、これを解決する技術として特開昭58-23414号公報に
記載される微量のＡとSnを含んだ珪素鋼溶鋼中にCuを
添加する方法が提案され、微細な二次再結晶粒を有し、
かつ優れた表面皮膜を有する高磁束密度方向性電磁鋼板
の製造が可能となった。

一方、昨今のエネルギコストの急激な高騰からさらに鉄
損特性の優れた高磁束密度方向性電磁鋼板の供給が必要
とされ、この要求に答えるべく製品板厚の薄手化の傾向
が強まり、従来の0.30mmから近年、板厚0.23mmのものま
で製造されるようになって来ている。

（発明が解決しようとする問題点）ところが上記CuとSnの複合添加された珪素鋼素剤により
板厚0.23mm以下の磁気特性の優れた高磁束密度方向性電
磁鋼板を製造するには、微細な二次再結晶粒と優れた表
面皮膜を得るのにCuとSnの複合添加は必須であるが、板
厚が薄くなるにつれて方向性が低下して期待される鉄損
特性の向上が充分に得られない場合があった。

本発明は上記CuとSnを複合添加した珪素鋼の問題点を除
去し、製品板厚が0.23mm以下でGoss方位集積度が高く微
細な二次再結晶粒を有しかつ優れた表面皮膜を有する鉄
損特性の優れた高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法を
提供することを目的とするものである。

（問題点を解決するための手段）本発明の基本構成は以下の如くである。

すなわち、Ｃ：0.085％以下，Si：2.0〜4.0％，Mn：0.0
3〜0.15％，Ｓ：0.01〜0.05％，酸可溶Ａ：0.01〜0.0
5％，Ｎ：0.005〜0.010％，Sn：0.03〜0.5％，Cu：0.02
〜0.3％を含有する珪素鋼素材を熱間圧延して中間厚み
の熱延板とし、前記熱延板に対し析出焼鈍をし、次いで
最終板厚を0.23mm以下とする冷間圧延工程と、脱炭焼鈍
工程、焼鈍分離剤塗布工程および仕上焼鈍工程を施すこ
とから成る一連の高磁束密度方向性電磁鋼板の製造工程
において、前記焼鈍分離剤塗布工程で硼素含有量を硼素
として400ppm未満に精製したMgOを主成分とする焼鈍分
離剤を使用することを特徴とする鉄損特性の優れた高磁
束密度方向性電磁鋼板の製造方法である。

次に本発明の方法をさらに詳細に説明する。

まず、本発明を成すに至った基礎的実験事実について詳
明する。

（実験１）本発明者はＣ：0.067％，Si：3.23％，Mn：0.07％，
Ｓ：0.03％，酸可溶Ａ：0.03％，Ｎ：0.007％，Sn：
0.1％，Cu：0.09％を含む珪素鋼素材を常法により2.0mm
の板厚に熱間圧延し、1100℃で４分間析出焼鈍を施した
後、最終板厚として0.30〜0.08mmの範囲で冷間圧延し
た。次いで、この冷延板を820℃で４分間湿水素中で脱
炭焼鈍した後、該鋼板表面に従来より使用されているMg
Oを主成分とする焼鈍分離剤スラリーを乾燥後の重量で
６g/m²となるよう塗布し、仕上焼鈍を施した。仕上焼鈍
はまず乾燥窒素中600℃で５時間、脱水のための均熱を
施し、次いで２０％N₂＋８０％H₂中、1200℃まで２０℃
／Hrで昇温した後、純水素に雰囲気を切り換えて１０時
間純化焼鈍を施し、得られた製品の磁気特性を調べた。
この結果を第１図に示す。

（実験２）また、板厚の差のみによる鉄損特性の変化を調査するた
めに上記の方法で製造した板厚0.30mmの製品から磁束密
度がB₁₀で1.95(T)、鉄損がW_17/50で0.95(W/kg)のものを
採取して、塩酸中でグラス皮膜を除去し、次いでリン酸
−過酸化水素混液中にて化学研磨して板厚を薄くした
後、850℃で３分間湿水素中で鋼板表面にSiO₂を生成さ
せるために焼鈍し、この鋼板表面にMgOを主成分とする
焼鈍分離剤を塗布・乾燥した後、グラス皮膜再生のため
水素中1200℃で５時間焼鈍した。この結果を第１図に
（▲）で示した。

第１図より、通常工程で板厚の異なる高磁束密度方向性
電磁鋼板を製造した場合、板厚0.30mmから0.20mmまでは
板厚が薄いほど鉄損特性は向上するが、板厚0.20mm以下
では板厚が薄いほど鉄損特性が劣化する。また、磁束密
度も板厚0.20mmを境に板厚が薄いほど低下し、Goss方位
集積度が悪くなることを示している。

一方、板厚0.30mmの製品から化学研磨によって板厚を薄
くした後、グラス皮膜を再生した場合には板厚が薄くな
るにつれて連続的に鉄損特性が向上していることから、
二次再結晶が同様に進行した場合、すなわち、Goss方位
集積度、表面皮膜が同等ならば板厚が薄いほど鉄損特性
が良好であり、通常工程による板厚0.2mm以下の製品で
は二次再結晶挙動が板厚0.20mm以上の場合と異なってい
ることが推定できる。そこで、本発明者はこの二次再結
晶挙動の板厚による差異の原因を解明するために、焼鈍
分離剤塗布工程までを上記と同一条件で実施し、仕上焼
鈍の昇温途中で試料を引き出して鋼中成分の内、インヒ
ビターとして二次再結晶に大きく寄与する〔Ｎ〕につい
て化学分析を実施した。

第２図(a)に鋼中のTotalN、第２図(b)に鋼中にＡＮと
して析出しているＮ（Ｎ as ＡＮ）の温度による量
的変化を示す。第２図(a)，(b)より仕上焼鈍の昇温過程
において、二次再結晶開始前の900℃前後まではTotal
N，Ｎ as ＡＮともに板厚による差は極めて小さい
が、通常、二次再結晶によるprimaryGossが発生すると
考えられている950〜1050℃，さらにGoss粒の発達する1
050℃以上の温度では板厚0.23mmの場合と比べて板厚が
薄いほどTotalN、Ｎ as ＡＮともに減少量が大きい
ことが判明した。よって仕上焼鈍の昇温過程で板厚が薄
い材料ほどより低温で、有効な二次再結晶を進行させる
ために必要な強力なインヒビター効果がＡＮの分解に
より失なわれやすいことにより、仕上焼鈍後のGoss方位
集積度が悪くなると考えられ、このインヒビターの分解
を抑えることにより板厚の薄い素材の磁束密度の向上が
期待できる。

本発明者は上記インヒビターとしてのＡＮの分解が板
厚の薄い素材ほどより低温で起こりやすい原因について
詳細な調査を実施した結果、仕上焼鈍昇温過程において
同一の温度では板厚の薄い素材ほど鋼中の〔Ｂ〕量が高
くなっていることがわかった。第３図は上記実験で得た
試料の1025℃における表面層から深さ方向の〔Ｂ〕の分
布をIMA（イオンマイクロプローブアナライザ）により
分析した結果であり、縦軸のイオン強度は検出感度の1,
000倍で求めたもので鋼中の〔Ｂ〕の濃度に相当し、横
軸のスパッタリング時間は板厚に対して深さ方向の距離
を表わしている。第３図より板厚が0.27mmよりも大きい
場合には〔Ｂ〕はバックグラウンドに近く、鋼中にほと
んど拡散していないが、板厚が0.23mmから明確に鋼中へ
の拡散が確認でき、板厚が薄いほど〔Ｂ〕の鋼中への拡
散量が増加し浸入深さも大きくなっていることが判明し
た。また、この鋼中の〔Ｂ〕の形態を第３図に示したと
同一の試料表面を排水溶媒中で定電位電解し、析出物を
EDX（エネルギ分散型Ｘ線マイクロアナライザ）により
同定した結果、BNであることが判明した。

以上の事実より、仕上焼鈍中の昇温過程において板厚の
薄い素材ほど〔Ｂ〕が鋼中に拡散してBNを形成しやす
く、このBNはＡＮ(s)＋Ｂ＝Ａ＋BN(s) の反応により生成するものと考えられ、二次再結晶を有
効に進行させるためのインヒビタとしてのＡＮの分散
析出相が減少する結果、製品のGoss方位集積度が低下
し、鉄損特性を劣化するものと考えられる。

上記の如く、高磁束密度方向性電磁鋼板の製造工程にお
いて、仕上焼鈍工程で板厚の薄い素材ほど鋼中に〔Ｂ〕
が拡散して磁気特性を劣化することが判明したが、熱間
圧延工程から仕上焼鈍工程に至る各工程の内、鋼板表面
に〔Ｂ〕が供給される工程としては、通常、焼鈍分離塗
布工程のみである。

一般に焼鈍分離剤として使用されるマグネシアは公知の
如く海水から採取したMg(OH)₂を、700〜1000℃の比較的
低温で焼成して製造され仮焼マグネシアと呼ばれるもの
である。この仮焼マグネシアはその製造方法の特徴から
不可避不純物としてNa⁺，Ｃ⁻，F^-，SO₄ ^2-，Ｂ等を含
んでおり、ＡＮをインヒビターとしている高磁束密度
電磁鋼板では、特に焼鈍分離剤中の〔Ｂ〕含有量を規制
しており、たとえば特公昭４６−４２２９８号公報では
焼鈍分離剤に硼素あるいは硼素化合物を添加して仕上焼
鈍中に鋼板に〔Ｂ〕を積極的に拡散させて製品の磁気特
性を改善する技術が開示されているが本発明の如く板厚
が0.23mm以下の薄い場合には、逆に磁気特性が劣化す
る。したがって、上記実験事実より鋼材成分としてCu，
Snを含む板厚0.23mm以下の素材では焼鈍分離剤中の
〔Ｂ〕を低減することが磁気特性の向上に必須であるこ
とが判明し、本発明を完成した。

本発明者は、製品の磁気特性におよぼす焼鈍分離剤中の
〔Ｂ〕量の影響について調査した。まず実験１と同一素
材、同一条件で脱炭焼鈍工程までを施し、次いで焼鈍分
離剤として〔Ｂ〕traceの純度99.9％MgOスラリーに
〔Ｂ〕源としてB₂O₃を〔Ｂ〕として対MgO重量比で０〜1
000ppmの範囲で配合し、脱炭焼鈍後の鋼板に乾燥後重量
で片面当たり６g/m²となるよう塗布、乾燥した。次い
で、実験１と同一条件で、仕上焼鈍を施し、製品の磁気
特性を測定した。この結果を第４図に示す。第４図より
板厚0.27mm以上の素材では焼鈍分離剤中の〔Ｂ〕含有量
が減少するにしたがって磁束密度は若干向上はするが、
製品結晶粒径が増すために、鉄損特性の向上が得られな
い。一方、板厚が0.23mm以下の場合は焼鈍分離剤中の
〔Ｂ〕含有量が減少するにしたがって、磁束密度が向上
するとともに鉄損特性が大きく向上し、〔Ｂ〕含有量が
400ppmより小さい領域で、実験２において得られた第１
図の結果と同等の鉄損特性が得られることが判明した。
よって、焼鈍分離剤中の〔Ｂ〕量を400ppm未満とするこ
とによりはじめて、鋼中成分としてCu,Snを含有する板
厚0.23mm以下の二次再結晶が有効に進行し、微細かつGo
ss方位集積度の高い二次再結晶粒を有する鉄損特性の優
れた高磁束密度方向性電磁鋼板が得られ本発明の目的が
達成される。

次に本発明の限定理由について説明する。

Ｃは0.085％を超すと、後工程の脱炭焼鈍に長時間を要
するので好ましくない。

Siは2.0％未満では本発明の目的である低鉄損が得られ
なく、一方4.0％を超すと冷延が困難となり好ましくな
い。

酸可溶Ａは本成分系の基本元素であり、0.01〜0.05％
の範囲を逸脱すると二次再結晶が不安定となる。

MnおよびＳはMnSを形成させるために必要な元素であ
り、Mnの適量は0.03〜0.15％、好ましくは0.05〜0.10％
の範囲がよい。Ｓは0.05％を超すと純化焼鈍時での脱硫
が困難となり好ましくない。一方、0.01％未満ではイン
ヒビターとしてのMnSの量が不足する。

Snは0.03〜0.5％、好ましくは0.05〜0.20％、Cuは0.02
〜0.3％、好ましくは0.05〜0.15％の範囲である。これ
は二次再結晶粒の微細化に有効で、この量は0.03％未満
では効果が弱く、一方0.5％を超すと、Cuとの複合添加
であることもあって圧延性および酸洗性が劣化する。一
方、Cuはグラス皮膜の形成には優れた元素で、密着性の
良い皮膜が得られるが、単独で添加すると二次再結晶粒
が粗大化するため鉄損特性が劣化する。このCuの量は0.
02％未満ではグラス皮膜の改善に効果が少なく、一方、
0.3％を超すと磁気特性の面から好ましくない。

製品板厚は0.23mm以下、好ましくは0.23mm〜0.10mmが適
しており、0.23mmより板厚が厚いものでは方位（Goss方
位集積度）、結晶粒径を改善後にも現行工程以上の鉄損
特性の改善は困難である。

焼鈍分離剤中の〔Ｂ〕含有量は400ppm未満，好ましくは
300ppm未満が好ましく、400ppm以上では、二次再結晶粒
のGoss方位集積度が低く板厚減少分による鉄損特性の改
善が小さいため好ましくない。

以上の如く、本発明の目的は製鋼工程における溶鋼成分
の組成、冷延工程における板厚、および焼鈍分離剤塗布
工程におけるMgOを主成分とする焼鈍分離剤中の微量元
素を限定することによりはじめて達成されるが、上記第
１発明の方法と仕上焼鈍工程における焼鈍温度、雰囲気
条件との組合せにより、さらに優れた鉄損特性を有する
高磁束密度方向性電磁鋼板の製造が可能であることを見
出した。

すなわち、第２発明は、上記、仕上焼鈍工程において二
次再結晶を780〜1000℃の温度範囲内で、かつ、Sn，Cu
に対して中性の雰囲気中で完了させることを特徴とする
第１発明の方法である。

本発明の珪素鋼成分であるSn，Cuはいずれも二次再結晶
を有効に進行させるためのインヒビター成分として有用
であることは公知である。本発明者はこのSn，Cuの仕上
焼鈍中での挙動について鋭意検討した結果、仕上焼鈍時
にSnは鋼板内で粒界偏析し、CuはCu_xSとして分散析出す
ることにより一次再結晶粒のNormal grain growthを抑
制（インヒビター効果）し、Snは、800〜900℃近傍で偏
析係数が最も大きくなり、Cu_xSはCuとＳの比率による
が、約900〜1000℃で析出ノーズを有し、したがって、S
n，Cu_xS偏析の析出が最も容易な温度領域で処理すれば
最も強力なインヒビター効果が得られ、その結果、微細
かつGoss方位集積度の高い二次再結晶粒が得られること
が判明した。よって仕上焼鈍は780〜1000℃、好ましく
は800〜950℃が適しており、780℃未満では二次再結晶
の開始および二次再結晶粒の成長に長時間を要し好まし
くなく、1000℃を超えるとSnの粒界偏析効果が消え、二
次再結晶粒のGoss方位集積度が低くなるため良好な鉄損
特性が得られない。

また仕上焼鈍雰囲気は二次再結晶焼鈍の完了する780〜1
000℃の温度範囲をSn，Cuに対して中性雰囲気とするこ
とが好ましく、SnあるいはCuに対して酸化性の場合は、
鋼板表面でSn，Cuの酸化物が形成されることにより鋼中
でのSnの粒界偏析、Cu_xSの分散析出の量的変化のため磁
気特性が劣化するとともにSn，Cuの酸化物によりグラス
皮膜形成性が悪くなり、皮膜特性の劣化が生じるため好
ましくない。一方、仕上焼鈍雰囲気がSn，Cuに対して還
元性の場合、鋼板表面近傍でのCu_xSの分解により表面層
のNormal grain growthが起こるために、二次再結晶粒
が充分に成長することができず磁気特性が劣化する。

本発明において、仕上焼鈍での昇温速度は特に限定する
ものではなく、780〜1000℃の範囲内で二次再結晶が完
了するまでは一定温度で保持してもよく、または1000℃
までに二次再結晶が完了するような速度で連続的に昇温
してもよいが、コイル内外周での温度分布に差が生じな
いよう一定温度で保持するか、またはゆっくりと昇温す
るのが好ましい。Sn，Cuに対して中性の雰囲気としては
焼鈍中の雰囲気の酸素ポテンシャルが変化しないN₂，Ar
等の不活性ガスが好ましく、焼鈍分離剤塗布工程から持
ち込まれる水分の量により上記不活性ガスに若干のH₂ガ
スを混合してもよい。

さらに、上記発明の焼鈍分離剤塗布工程において、MgO
を主成分とする焼鈍分離剤に特定の物質を配合すること
によりさらに優れた鉄損特性とグラス皮膜特性を有する
高磁束密度方向性電磁鋼板の製造が可能であることを見
出した。

すなわち、MgOを主成分とする焼鈍分離剤にＷ，Mo，S
r，Cu，Co，Ni，Sbもしくはこれらを含む化合物の中か
ら選ばれる１種または２種以上を含有させることを特徴
とする第２発明の方法である。

上記元素を含む物質としては、金属粉、合金粉末、酸化
物、硫化物、硫酸塩のいずれを使用してもよいが、水に
難溶性の物質の場合は焼鈍分離剤スラリー中での分散
性、仕上焼鈍時の反応性の点から325meshパス、好まし
くはMgOを主成分とする焼鈍分離剤の粒度と同等か、そ
れより微細なものもしくはコロイド状のものがよい。

（実施例）以下、本発明の実施例について説明する。

実施例１重量パーセントでＣ：0.06％，Si：3.20％，Mn：0.080
％，Ｓ：0.020％，酸可溶Ａ：0.025％，Ｎ：0.0085
％，Sn：0.09％，Cu：0.11％を含有する珪素鋼鋳片を13
00℃に加熱後、熱間圧延して2.0mmの熱延板とした。こ
の熱延板を1120℃で４分間均熱後、酸洗し、次いで冷間
圧延により0.23mmの板厚とした。この冷延板を820℃で
３分間、露点+50℃の50%N₂＋50%H₂の混合ガス気流中で
脱炭した。脱炭焼鈍後の鋼板両面にMgOを主成分とし、
〔Ｂ〕を対MgO重量比で200ppmに精製した焼鈍分離剤の
スラリーを塗布・乾燥して、片面当たり６g/m²の付着量
とし、コイル状に巻き取った。これを２０℃／Hrで1200
℃までN₂＋H₂混合ガス中で昇温し、次いでH₂ガスに切換
えて２０時間均熱した。

冷却後、未反応の焼鈍分離剤をブラシ水洗して除去し、
コイルよりサンプルを採取して、800℃で２時間、N₂中
で歪取焼鈍した後、磁気特性を測定した。この結果を第
１表に示す。

実施例２実施例１と同一組成、同一条件で熱間圧延工程までを施
し、板厚2.0mmの熱延板を製造し、この熱延板に実施例
１と同一条件で析出焼鈍を施した。ついで冷間圧延によ
り0.15mmの板厚とし、脱炭焼鈍以降の工程を全て実施例
１と同一条件とした。この結果を第１表に示す。

比較例１重量パーセントでＣ：0.06％，Si：3.20％，Mn：0.080
％，Ｓ：0.020％，酸可溶Ａ：0.025％，Ｎ：0.0085％
を含有する珪素鋼鋳片を実施例１と同一条件で仕上焼鈍
までを施した。磁気特性測定結果を第１表に示す。

比較例２比較例１と同一素材を用いて実施例２と同一条件で熱延
以降の工程を施した。この結果を第１表に示す。

比較例３実施例１と同一素材、同一条件で脱炭焼鈍までを施し、
次いでこの脱炭焼鈍後の鋼板両面に従来より使用されて
いるMgOを主成分とする焼鈍分離剤のスラリーを塗布・
乾燥して、６g/m²の付着量としコイル状に巻取った。焼
鈍分離剤中の〔Ｂ〕量を分析した結果、対MgO重量比で7
50ppmであった。次いで、このコイルを実施例１と同一
条件で仕上焼鈍を施した。磁性測定結果を第１表に示
す。

実施例３重量パーセントでＣ：0.07％，Si：3.26％，Mn：0.085
％，Ｓ：0.023％，酸可溶Ａ：0.031％，Ｎ：0.0090
％，Sn：0.10％，Cu：0.08％を含有する珪素鋼鋳片を13
00℃に加熱後、熱間圧延して1.7mmの熱延板とした。こ
の熱延板を1100℃で５分間均熱後、酸洗し、次いで冷間
圧延により0.15mmの板厚とした。この冷延板を800℃で
４分間、露点＋４０℃の20%H₂＋80%N₂の混合ガス気流中
で脱炭した。脱炭焼鈍後の鋼板両面にMgOを主成分と
し、〔Ｂ〕を対MgO重量比で100ppmに精製した焼鈍分離
剤のスラリーを塗布、乾燥して片面当たり5.5g/m²の付
着量とし、コイル状に巻取った。これを800℃までSn，C
uに対して中性のN₂＋2%H₂中で50℃／Hrで昇温し、続い
て800℃×30Hr，N₂＋2%H₂中で均熱して二次再結晶焼鈍
を施した。次いで、２０℃／Hrで1200℃までH₂ガス中で
昇温し２０時間均熱した。

冷却後、未反応の焼鈍分離剤をブラシ水洗して除去し、
コイルよりサンプルを採取して８００℃で２時間、N₂中
で歪取焼鈍した後、磁気特性を測定した。この結果を第
２表に示す。

実施例４実施例３と同一素材、同一条件で焼鈍分離剤塗布工程ま
でを施し、コイル状に巻取った。次いで、これを780℃
までN₂＋２％H₂混合ガス中５０℃／Hrで昇温し、同じく
N₂＋２％H₂中で900℃まで３℃／Hrで昇温して二次再結
晶を完了させた後、H₂ガスに切換え1200℃まで２５℃／
Hrで昇温し、1200℃×２０Hr均熱した。冷却後、未反応
の焼鈍分離剤をブラシ水洗して除去し、コイルよりサン
プルを採取して800℃で２時間、N₂中で歪取焼鈍した
後、磁気特性を測定した。この結果を第２表に示す。

実施例５実施例３と同一素材、同一条件で脱炭焼鈍工程までを施
し、この脱炭焼鈍後の鋼板表面に、〔Ｂ〕含有量７５pp
mに精製したMgOを主成分とする焼鈍分離剤スラリーに第
３表に示す物質を配合し、塗布、乾燥して付着量６g/m²
とし、コイル状に巻取った。このコイルに実施例３と同
一条件で仕上焼鈍を施した。冷却後、未反応の焼鈍分離
剤を水洗除去し、コイルよりサンプルを採取して800℃
で２時間、N₂中で歪取焼鈍した後、磁気特性・皮膜特性
を測定した。この結果を第３表に示す。

（発明の効果）従来より、高磁束密度方向性電磁鋼板の磁気特性改善を
目的とした技術は多数提案されているが、本発明の如く
製鋼工程での溶鋼成分と冷間圧延工程での板厚および焼
鈍分離剤塗布工程でのMgOを主成分とする焼鈍分離剤の
組成とを組合せることにより、従来、得られなかった優
れた鉄損特性の高磁束密度方向性電磁鋼板の製造が可能
となったことの工業的意義は大きく、さらに上記発明と
仕上焼鈍工程での二次再結晶焼鈍温度、雰囲気および、
焼鈍分離剤への特定物質の配合とを組合わせることによ
り磁気特性を飛躍的に向上させる如く技術は皆無であ
り、極めて新規な技術である。

【図面の簡単な説明】

第１図は高磁束密度方向性電磁鋼板の板厚と磁気特性の
関係を示す図、第２図(a)は高磁束密度方向性電磁鋼板
の仕上焼鈍の昇温過程における鋼中Total Nの板厚の差
による変化を示す図、第２図(b)は同じく鋼中Ｎ as
ＡＮの板厚の差による変化を示す図、第３図は鋼中の
〔Ｂ〕の濃度と板厚に対する深さ方向の距離との関係を
示す図、第４図は焼鈍分離剤中のMgOの〔Ｂ〕量と磁気
特性との関係を示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.085％以下，Si：2.0〜4.0％，Mn：
0.03〜0.15％，Ｓ：0.01〜0.05％，酸可溶Ａ：0.01〜
0.05％，Ｎ：0.005〜0.010％，Sn：0.03〜0.5％，Cu：
0.02〜0.3％を含有する珪素鋼素材を熱間圧延して中間
厚みの熱延板とし、前記熱延板に対し析出焼鈍をし、次
いで最終板厚を0.23mm以下とする冷間圧延工程と脱炭焼
鈍工程、焼鈍分離剤塗布工程および仕上焼鈍工程を施す
ことから成る一連の高磁束密度方向性電磁鋼板の製造工
程において、前記焼鈍分離剤塗布工程で硼素含有量を硼
素として４００ppm未満に精製したMgOを主成分とする焼
鈍分離剤を使用することを特徴とする鉄損特性の優れた
高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】上記仕上焼鈍工程において、二次再結晶を
780〜1000℃の温度範囲内で、かつSn，Cuに対して中性
の雰囲気中で完了させることを特徴とする特許請求の範
囲第１項記載の方法。
【請求項３】ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤に、Ｗ，
Mo，Sr，Cu，Co，Ni，Sbもしくはこれらを含む化合物の
中より選ばれる１種又は２種以上を含有させることを特
徴とする特許請求の範囲第１項または第２項記載の方
法。