JPS6270521A - 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は特に磁束密度の高い一方向性電磁鋼板に関する
ものである。

〔従来の技術〕

一方向性電磁鋼板は主にトランス鉄心に用いられる軟磁
性材料である。この種の鋼板は透磁率を磁束の流れる方
向にのみ著しく高める目的で磁化容易軸が圧延方向に対
し数度の範囲内にそろった結晶粒（（１１０）　（００
１）方位粒）により構成され、また成分的にはＳｉを含
有することにより固有抵抗を高め、ジュール熱に起因す
る鉄損を低減している。その表面には鋼板製造過程の脱
炭焼鈍時に選択酸化された５ｉ０２とその上に塗布され
たＭｇＯとが仕上焼鈍時に固相反応することにより生じ
たフォルステライトＭｇ１ＳｉＯａ　、が数μｍの厚さ
で付着しており、絶縁皮膜の役目を果たすとともに、磁
区の細分化を行ない、磁気特性的にも重要な役割りを任
っている。通常はさらに張力付加の目的でコロイダルシ
リカを主体とした２次皮膜が施された後、トランス鉄心
として利用されている。この−ような観点からすれば一
方向性電磁鋼板は圧延方向に（１１０）　（００１）方
位を持つ結晶粒によりおおわれ、表層部にフォルステラ
イトを主体とするセラミックス皮膜及び２次皮膜を有す
る複合材料であると言える。

さて、このような一方向外電ｉｌｌ板における（１１０
）　（００１）方位の高い集積度の達成と、酸化物系セ
ラミックスであるところのフォルステライト皮膜の生成
は通常、最終仕上焼鈍と呼ばれるＢｏｘ焼鈍中、はぼ時
期を同じくして起こる。前者は２次再結晶と呼ばれる（
１１０）　（００１）方位粒の異常粒成長、後者は鋼板
表面におけるＳｉＯ□−ＭｇＯ系固相反応により達成さ
れ、この２つの反応は本質的にまったく異った現象であ
るにもかかわらず、間接的に干渉しあいながら現実の反
応は進行している。

周知のように２次再結晶を起こすためには仕上焼鈍前の
鋼板に微細なＭｎＳ、Ａ／Ｎ等の析出物（通常インヒビ
ターと呼ばれる）を存在させることにより一次再結晶粒
の正常粒成長を抑制する必要がある。そして二次再結晶
を適切に制御することにより（１１０）　（００１）方
位粒の集積度が高まり高磁束密度を得ることができる。

このような高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造技術とし
て代表的なものに田口悟等による特公昭４０−１５６４
４号公報及び今中拓−等による特公昭５１−１３４６９
号公報記載の方法がある。前者においてはＭｎＳ及びＡ
ＩＮを後者ではＭｎＳ　、　ＭｎＳｅ、　Ｓｂ等を主な
インヒビターとして用いている。従って現在の技術にお
いてはこれらインヒビターとして機能する析出物の大き
さ、形態及び分散状態を適正制御することが不可欠であ
る。ＭｎＳに関して言えば、現在の工程では熱延前のス
ラブ加熱時にＭｎＳをいったん完全固溶させた後、熱延
時に析出する方法がとられている。二次再結晶（＝、必
要な量のＭｎＳを完全固溶するためには１４００℃程度
の温度が必要である。これは普通鋼のスラブ加熱温度に
比べて２００℃以上も高く、この高温スラブ加熱処理に
は以下に述べるような不利な点がある。

１）方向性電磁鋼専用の高温スラブ加熱炉が必要。

２）加熱炉のエネルギー原単位が高い。

３）溶融スケール量が増大し、いわゆるノロかき出し等
にみられるように操業上の悪影響が大きい。

このような問題点を回避するためにはスラブ加熱温度を
昔通洞並みに下げればよいわけであるが、このことは同
時にインヒビターとして有効なＭｎＳの量を少なくする
かあるいはまったく用いないことを意味し、必然的に二
次再結晶の不安定化をもたらす。このため低温スラブ加
熱化を実現するためには何らかの形でＭｎＳ以外の析出
物などによりインヒビターを強化し、仕上焼鈍時の正常
粒成長の抑制を充分にする必要がある。このようなイン
ヒビターとしては硫化物の他、窒化物、酸化物及び粒界
析出元素等が考えられ、公知の技術として例えば次のよ
うなものがあげられる。

特公昭５４−２４６８５号公報ではＡｓ　ｓ　Ｂｉ　％
　Ｐｂ　。

ｓｂ等の粒界偏析元素を鋼中に含有することによりスラ
ブ加熱温度を１０５０〜１３５０℃の範囲にする方法が
開示された。特開昭５２−２４１１６号公報では八βの
他、Ｚｒ　Ｘ’ｒｉ　、８％　Ｎｂ　、Ｔａ　％　Ｖ、
ＣｒｓＭｏ等の窒化物生成元素を含有することによりス
ラブ加熱温度を１１００〜１２６０℃の範囲にする方法
が開示された。また、特開昭５７−１５８３３２号公報
ではＭｎ含有量を下げ、Ｍｎ／Ｓの比率を２．５以下に
することにより低温スラブ加熱化を行ない、さらにＣｕ
の添加により二次再結晶を安定化する技術が開示された
。一方、これらインヒビターの補強と組み合わせて金属
組織の側から改良を加えた技術も開示された。すなわち
特開昭５７−８９４３３号公報ではＭｎに加え５ＳＳｅ
　％　Ｓｂ　１Ｂｔ　−Ｐｂ　％　Ｓｎ　−Ｂ等の元素
を加え、これにスラブの柱状晶率と２次冷延圧下率を組
み合わせることにより１１００〜１２５０℃の低温スラ
ブ加熱化を実現している。さらに特開昭５９−１９０３
２４号公報ではＳあるいはＳｅに加え、／ｌ及びＢと窒
素を主体としてインヒビターを構成し、これに冷延後の
一次再結晶焼鈍時にパルス焼鈍を施すことにより二次再
結晶を安定化する技術が公開された。このように方向性
電磁鋼板製造における低温スラブ加熱化実現のためには
、これまでに多大な努力が続けられてきている。

さて本発明者等は先に特開昭５９−５６５２２号公報に
おいてＭｎを０．０８〜０．４５、Ｓを０．００７以下
にすることにより低温スラブ加熱化を可能にする技術を
開示した。これは本質的にはＳを下げることにより（Ｍ
ｎ）（Ｓ）積を１２００℃で与えられる溶解度積以下に
し、二次再結晶の安定をＰの添加、仕上焼鈍中の昇温速
度を１５°Ｃ／ｈｒ以下にする等の技術で補なったもの
である。この方法はその後特開昭５９−１９０３２５号
公報においてＣｒを添加することにより２次再結晶の安
定化と磁性の向上をはかる方向に進歩してきた。

〔本発明の解決しようとする問題点〕

これまで述べてきたように方向性電磁鋼板製造における
低温スラブ加熱化の実現に向けて多くの研究者が多大な
努力をしてきたにもかかわらず、前述の技術は研究室規
模の製造手段にとどまり、現実の製造工程を大巾に変更
するまでには到っていない。この原因として主要なもの
として、ＭｎＳに代替するインヒビターの機能不足によ
る二次再結晶の不安定化があげられる。

先に述べた本発明者等による特開昭５９−５６５２２号
公報及び特開昭５９−１９０３２５号にみられる成分系
においても単重の大きな１０）ンないし２０）ンコイル
で最終仕上焼鈍を行なう場合、コイル巾方向・長手方向
に磁気特性のバラつきがみられることが新たな問題点と
して現出した。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明の目的は低温スラブ加熱を可能にした特開昭５９
−５６５２２号公報、同５９−１９０３２５号公報にお
ける前述のような問題点を除去改善し、仕上焼鈍中にお
こる二次再結晶を安定化し、成品の磁束密度を高める仕
上焼鈍方法を提供することにある。

すなわち本発明は重量でＣ：　０．０２５〜０．０７５
％、−３ｉ：３．Ｏ〜４．５％、酸可溶性Ａｌ　：０．
０１０〜０．０６０％、Ｎ　：　０．００３０〜０．０
１３０％、Ｓ　＋０．４０５　Ｓｅ：０．０１０％以下
、Ｍｎ：　｛０．０５＋７（Ｓ　＋０．４０５５ｅ）｝
％以上０．８％以下を含有するスラブを１２００℃未満
の温度で加熱後、通常の方法で一方向性電磁鋼板を作成
する方法において、仕上焼鈍開始から８００〜９００℃
の温度域に至るまでの雰囲気の窒素分圧と酸素分圧を特
定の範囲に限定し、かつ６００〜７００℃の温度域から
８００〜９００℃の温度域までの昇温速度を限定するこ
とにより二次再結晶を安定化し、成品の磁気特性を向上
させる方法を提供するものである。またさらに酸素分圧
の上昇を押えるため、静電塗装法を採用すること、そし
てマグネシアを主体とする焼鈍分離材中にフェロ窒化マ
ンガンを加えることにより単重の大きなコイルにおいて
も成品の磁気特性を安定して確保することが可能となっ
たのでこれらを本発明の構成要因とした。

以下、本発明の詳細な説明する。

第２図にＣ：　０．０６％、Ｓ　ｔ：３．３％、Ｍｎ：
０．２％、Ｓ　：　０．００４％、Ｐ：０．０３％、ｌ
！　：　０．０２７％、Ｎ　：　０．００３％、Ｃｒ：
０．１０％を含有する冷延板を湿水素雰囲気中で脱炭焼
鈍した後、Ｔｉ１２を５重量部含んだマグネシアを主成
分とする焼鈍分離材を塗布し、ＮＺ　＝２５％、Ｈｌニ
ア５％の雰囲気下で高温仕上焼鈍した時の鋼板中の窒素
増加曲線を示す。

第３図には対応する材料の２次再結晶温度（約１０００
℃）付近における金相写真から、ＪＩＳ横断法によって
求めた平均結晶粒径の変化を示した。この実験から、仕
上焼鈍中の窒素吸収は７００〜８５０℃の範囲に起こり
、この間に窒素吸収が充分であった材料は１０００℃付
近で発生する２次再結晶も良好で、磁気特性的にも優れ
た材料であることが判明した。鋼中に吸収された窒素が
どのような形で存在しているかを引き続き調査した。ま
ず抽出レプリカ法により昇温中のそれぞれの温度におけ
る介在物を抽出、透過電子顕微鏡を用いてこれら介在物
の分散状態の変化等を調べるとともに介在物の同定を行
なった。その結果、吸収された窒素はＡｌｌ　Ｎ　、　
（Ｓｉ、Ｍｎ）−ｎｉｔｒｉｄｅｓ、　（Ｓｉ、Ａ　Ｉ
Ｊ　）−ｎｉｔｒｉｄｅｓとして特に粒界に多く析出し
ていることが判明した。そして金相写真との比較からこ
のように粒界に析出した析出物の量が多い場合正常粒成
長の抑制も充分であり、２次再結晶も安定であることが
わかった。すなわち、このような粒界析出型インヒビタ
ーを有効に用いることにより、本発明のようにＭｎＳを
インヒビクーとして用いない場合でも２次再結晶は安定
するとの知見に本発明者らは到達した。そしてこの目的
のためにはある程度の窒素吸収を行なわせることが必要
であり、最終仕上焼鈍の際、この窒素吸収の可能な６０
０〜７００℃の温度域から８００〜９００℃の温度域ま
でを１５°Ｃ／ｈｒ以下のゆっくりとしだ昇温速度で加
熱することが必要であるとの結論に達した。

本発明者らはこの窒素吸収が起こる際の界面変化を解析
し、窃素吸収が順調に行な、われるのに必要な条件を吟
味しノこ。結論を述べる。

１）脱炭焼鈍時に形成された酸化皮膜のうち最表面に存
在する数１００〜数１０００　Ａの厚さの（Ｆｅ、Ｍｎ
）ｚｓｉＯａ　（ｆａｙａｌｉｔｅ）層が還゛元されな
いと窒素の吸収は順調に進まない。この （Ｆｅ、　Ｍｎ）　ｚｓｉ０４．ＩＪの還元は６００〜
７００℃の温度域で起こる。

２）窒素吸収は酸化皮膜中のＳｉＯ□の濃化とともに停
止する。ＳｉＯ□の１化は８００〜９００°Ｃの温度域
で起こる。

この結論を支持するデータとして第４図及び第５図に仕
上焼鈍中の酸化皮膜の性状の変化を反射赤外線スペクト
ル及びＧ　Ｄ　Ｓ　（Ｇｌｏｗ　Ｄｉｓｃｈａｈｇｅ−
Ｏｐｔｉｃａｌ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　５ｐｅｃｔｒｏｓ
ｃｏｐｙ）で解析した結果を示す。これらの結果より　
（Ｆｅ、　Ｍｎ）　、Ｓｉｎ、の還元とＳｉＯ□の濃化
がそれぞれの温度域で起こっていることがわかる。これ
らの界面解析の結果と鋼中の窒素増量曲線（例えば第２
図）とから上記した結論（１１、（２１を導いた。

さて以上の結果から低温スラブ加熱材の仕上焼鈍中の窒
素吸収を促進させ、二次再結晶を安定させる際、仕上焼
鈍前半の雰囲気の酸素分圧と窒素分圧を適切な値に制御
することが必要であることが必然的に導かれる。酸素分
圧は酸化皮膜中の（Ｆｅ、　Ｍｎ）　ｚｓｉ０４層が還
元されるだけの低レベルであることが最低限必要で、さ
らに皮膜中のＳｉＯ□の濃化に対するドライビングフォ
ースを与えないという観点からできるだけ低い方が望ま
しい。以上の点を考慮して仕上焼鈍開始から８５０℃ま
での昇温速度と雰囲気の酸素分圧が成品の磁気特性に及
ぼす効果を調べた。結果を第１図に示す。このように昇
温速度が１５°Ｃ／ｈｒ以下でも雰囲気の酸素分圧が高
い場合、磁気特性レベルが劣化することが実験的にも確
認された。これらの解析的及び現象的実験事実より、本
発明者らは、仕上焼鈍開始から８００〜９００℃の温度
域に至るまで、雰囲気の酸素分圧をＰ　）ｉｚｏ／　Ｐ
　ｌｈ≦０．０１５にすることが必要であるとの知見に
到達した。また、窒素分圧は０．０５気圧程度の低い値
であっても、酸素分圧が上記した程度低く、かつ６００
〜７００℃の温度域から８００〜９００℃の温度域にか
けての昇温速度が１５’Ｃ／ｈｒ以下であれば、鋼板へ
の窒素吸収は順調に起こり、二次再結晶も安定であるこ
とが判明した。

従って雰囲気ガスの組成が通常の一方向性電磁鋼板製造
時の仕上焼鈍時に導入される窒素を５％以上含む窒素／
水素混合組成の範囲内にあれば特に窒素分圧を限定する
必要はないとの結論に達した。

以上の技術的成果により該当成分の低温スラブ加熱材の
２次再結晶は安定し、磁性も良好な材料が得られたので
あるが、この技術を工業的に実現する際、本発明者等は
新たな問題点に直面した。

通常、最終仕上焼鈍は鋼板を１０〜２０トンのコイル状
にした状態で行なわれる。脱炭焼鈍板をコイル状に巻き
とる際、１）鋼板表面にフォルステライ）　（Ｍｇ２Ｓ
ｉ０４）皮膜を生成する。２）鋼板相互の焼き付きを防
止する。以上の２点からマグネシアを主体とする焼鈍分
離材の塗布が行なわれる。

この焼鈍分離材の塗布には、通常マグネシアと各種添加
物を純水にといたスラリー状態だく液を鋼板にローラー
で塗布、その後乾燥するという手順がとられる。マグネ
シアをスラリー状にする攪拌作業の際に水和反応が進み
、Ｍｇ　（ＯＨ）　ｚが一部形成される。この水和成分
が仕上焼鈍中４００〜５００℃の温度範囲で放出され、
コイル板間の酸素分圧を極度に上昇させる。本発明者ら
直面した問題点というのは、このコイル板間の酸素分圧
の上昇が先に述べた鋼板への窒素吸収を阻害し、最終的
に２次再結晶を不安定にするということである。これを
解決するためには板間に不必要に持ち込まれる水和成分
をできるだけ減らすことが必要である。

本発明者等による特開昭５８−６７８７１号公報におい
て開示されたマグネシアを主成分とする懸たく液の塗布
後に非水和性死焼マグネシア粉体を静電的に付着する方
法（以下静電■重性という）はコイル内に持ち込む水和
成分量を制御するという本目的にかなうものである。第
７図に通常のマグネジアコ、−ティング法及び静電塗装
法を採用した場合に得′た成品の機中方向の磁気特性を
比較して示した。

このように静電塗装法を採用することにより特にコイル
中央部付近の二次再結晶が安定し、磁気特性も全体とし
て向上することが明らかになった。

以上の仕上焼鈍中６００〜７００℃の温度域から８００
〜９００℃の温度域までを窒素を含む弱還元性雰囲気中
で１５℃／ｈｒ以下の昇温速度で加熱し、窒素吸収を促
進する技術は、この温度間で窒素を解離するＭｎ１−ｘ
　Ｆｅｘ　Ｎｙを焼鈍分離材中に添加することを提案し
た本発明者らによる特願昭５９−２１５８２７号と組み
合わすことによりさらに有効なものとなる。特に１０ト
ン、２０トンとコイル単重が大きく、多部雰囲気からの
窒化が困難な場合にその効果は著しい。第８図にＭｎ１
−＞Ｉ　Ｆｅｘ　Ｎｙを焼鈍分離材中に添加して得た成
品のコイル板中方向の磁性を比較例とともに示す。ｌ’
１ｎ１−Ｘ　Ｆｅ、　Ｎｙの添加による磁気特性の向上
及び機中方向の均一性の向上効果は明らかである。

以上述べた技術的な進歩によりＭｎＳ量の少ない低温ス
ラブ加熱材の二次再結晶は安定し、コイル巾方向・長手
方向にわたって磁束密度（ＢＳで表わす）を１．９２　
（Ｔ）以上確保することが可能となった。

次に本発明の構成要件の限定理由を述べる。

Ｃは０．０２５重世％（以下単に％と略述）未満になる
と二次再結晶が不安定になり、かつ二次再結晶した場合
でも磁束密度がＢ８で１．８０　（Ｔ）　Ｌか得られな
いので、０．０２５％以上とした。一方、Ｃが多くなり
過ぎると脱炭焼鈍時間が長くなり経済的でないので０．
０７５％以下とした。Ｓｉは４．５％を超えると冷延時
の割れが著しくなるので４．５％以下とした。又、３．
０％未満では製品厚０．３０ｍｍで一８７八。が１．０
５Ｗ／Ｋｇ以下の最高等級の鉄損が得られないので３．
０％以上とした。望ましくは３．２％以上である。Ａｎ
及びＮは二次再結晶の安定化に必要なＡＩＮを確保する
ため酸可溶性Ａｌとして０．０１０％以上、Ｎとして０
．００３０％以上が必要である。酸可溶性Ａβが０．０
４５％を超えると熱延板のＡＮＮが不適切となり二次再
結晶が不安定になるので０．０４５％以下とした。Ｎに
ついては０．０１３０％を超えるとブリスターと呼ばれ
る“鋼板表面のふくれ”が発生するので０．０１３０％
以下とした。

低温スラブ加熱を実現するため、本発明では二次再結晶
を安定化するのに従来必須とされていたＭｎＳの使用を
断念した。それどころかＳを増やすことは高Ｓｉ１手材
の二次再結晶を逆に不安定にするのである。一方、フォ
ルステライト皮膜の安定生成という観点からもＳを増や
すことは有害である。すなわち本発明者らが特願昭５９
−５３８１９号に詳述したようにフォルステライト生成
反応であるところのＭ２Ｏ−５ｉＯ２固相反応に際して
鋼中のＭｎが酸化してできたＭｎＯが触媒的役割を果た
し、成品のフォルステライト皮膜の特性を向上させるの
であるが、このために必要なｆ　ｒｅｅＭｎ量を確保す
るためにはＳは０．０１０％以下であることが望ましい
。

Ｍｎをトラップするという意味からはＳｅ　も同様の効
果を持つのでＳｅを増やすことも好ましくない。以上の
点からＳとＳｅに対する上限値をＳ　十０．４０５Ｓｅ
を０．０１０％とした。これ以上Ｓを増やすと材質的に
は線状細粒と呼ばれる二次再結晶、不良部が発生し、表
面皮膜の特性も劣化する。

Ｍｎの下限値は良好なフォルステライト皮膜を得るため
に必要なＭｎ活量を得るという観点からＳ及びＳｅｌに
対しく０．０５　＋　７（Ｓ　＋０．４０５Ｓｅ）　ｌ
　％とした。Ｍｎがこの値以下であると皮膜が劣化し、
また二次再結晶も不安定となるので好ましくない。

Ｍｎの上限値は０．８％と定めた。これ以上Ｍｎ量が増
えると成品の磁束密度が劣化するので好ましくない。

スラブ加熱温度は、本発明の本来の目的が一方向性電磁
鋼板のスラブ加熱温度を普通網皿みにするということで
あるから、１２００℃未満と限定した。

望ましくは１１５０℃以下である。

仕上焼鈍時の昇温速度は窒素吸収の起こる６００〜７０
０°Ｃの温度域から窒素吸収の終了する８００〜９００
℃の温度域に至るまでを１５℃／ｈｒ以下と限定する。

これよりも速いと第１図に示したように成品磁性が劣化
する。また、昇温速度１５℃／ｈｒの開始域と終了域を
それぞれ６００〜７００℃及び８００〜９００℃とした
のは１）素材成分や脱炭焼鈍の条件、あるいは焼鈍分離
材として用いるマグネシアの種類や添加物の種類によっ
てこれらの窒素吸収開始及び終了の温度が少しずつ異な
ること、２）１０）ンあるいは２０トンコイル内の温度
の分布は大きく、コイル内部での温度差は通常１００℃
以上あり、コイルすべての部位にわたって一意に均等な
昇温速度等を確保するのは不可能であるｂの２つの理由
による。

仕上焼鈍開始から８００〜９００℃までの温度域までの
雰囲気は窒素を５％以上含む窒素／水素混合ガスでかつ
ｐＨ□０／　Ｐ　Ｈ２≦０．０１５でなければならない
。窒素が５％以下であると必要な窒素量が鋼中に確保さ
れず二次再結晶が不安定となる。またＰ　ＨｚＯ／　Ｐ
　Ｈｚ〉０．０１５であると１）酸化皮膜のｆａｙａｌ
ｉｔｅ、Ｆｅ２５ｉＯ，、の還元が遅れ従って窒素吸収
開始時期が遅れる、２）酸化皮膜中のＳｉＯ□の濃化が
促進され、従って窒素吸収停止時期が早まる。以上の２
点から窒素吸収量が少なくなり二次再結晶が不安定とな
る。以上の理由で仕上焼鈍雰囲気に関する前述の条件を
定めた。

静電塗装法を採用する場合、下塗りとする通常の方法で
スラリー状に塗布乾燥する焼鈍分離材の塗布量は、これ
を片面４ｇ／ｄ以下とする。これ以上であるとコイル板
間内に持ち込む水和成分量を不必要に多くし仕上焼鈍時
の雰囲気の酸素分圧を制御するという本来の目的が達成
されない。また焼き付けを防止する意味で静電塗布する
マグネシアの塗布量は３〜６ｇ／ｍ２（片面あたり）と
する。

４ｇ／ｒｒｒ未満であるとコイルの焼き付けが発生する
場合が生じ、また１０ｇ／　ｔｄを超える量を塗布して
も焼き付は防止の効果は同じで経済的でない。

窒化フェロマンガン、Ｍｎｔ−ｘ　Ｆｅｘ　ＮＶに関す
る限定理由を次に述べる。Ｆｅの含有量がＸ　＞０．８
となると窒素の解離温度が下がり過ぎ、仕上焼鈍中の窒
素分圧の確保をはかるという本来の目的の達成が困難と
なるのでＸ≦０．８でなければならない。

またｘ＝ｏすなわち純粋な窒化マンガンとしても二次再
結晶に対しては充分効果を持つ。このことからＦｅ量は
０≦Ｘ＜０．８の範囲とする。窒素量、ｙの範囲は次の
理由で定めた。ｙ＜０．０１であると第６図の状態図に
基づく考察から明らかなように窒化物としてはほとんど
（Ｍｎ、Ｆｅ）　−Ｎ−次回溶体のみとなってしまい、
必要な窒素分圧を確保できないばかりか、分解温度も低
く添加物として実用にならない。またｙ＞０．６の窒化
物は作成が困難なばかりか、大気圧下でそのような窒化
物の存在が確認されていない。一方、特願昭５９−２１
５８２７号において詳述した本研究者等によるＭｎ−Ｆ
ｅ−Ｎ系の相平衡論的な実験結果と考察から、この系に
は室温においてζ−ＭｎｚＪ型、ζ−Ｆｅ、Ｎ型、δ−
Ｆｅ、Ｎ型の結晶構造を持つ３つの相が少なくとも存在
し、それぞれｙ＝０．４３．０．５０．０．２５である
ことがわかっている。（実際には各相においてはある程
度の非化学量論性を持って広がっている。）従って（Ｍ
ｎ、ｘ　Ｆｅｘ　）　Ｎｇ｛０．０１≦ｙ　＜０．６　
）で表される化合物は、最も一般的に表現すれば（Ｍｎ
ｔＦｅ）Ｎ−次回溶体及び上述の３つ以上の相のいずれ
かにより構成される混合物であるといえる。

以上の点を考慮して本発明のＭｎ＋−Ｘ　Ｆｅｘ　Ｎｙ
の組成範囲は第６図のＡＢＣＤで示す領域（Ａ｛０．０
，０１）　、Ｂ　｛０．０，６）、Ｃ｛０．８，０，６
）、Ｄ　｛０．８，０，０１）で囲まれる領域）に限定
される。

〔実施例〕

実施例１　：　　Ｃ：０．０５５％、Ｓｉ：３．２５％
、Ｍｎ：０．１８％、Ｐ　：　０．０２５％、Ｓ　：　
０．００６％、酸化溶性／ｌ：ｏ、０２７％、Ｎ　：　
０．００８０％を含有する溶鋼を連続鋳造法により鋼塊
とした。このスラブを１１５０℃の温度に加熱した後、
熱延して２．０鰭の熱延板を作った。この熱延板を１１
２０℃Ｘ２ｍ１ｎ焼鈍した後０．２３ｍｍの最終板厚ま
で冷延し、８３０℃の温度で湿水素中の脱炭焼鈍を行な
った。この板にＴｉ０ｚを５％含むＭｇＯを１２ｇ／　
ｒｄ塗布し、窒素２５％水素７５％の混合ガス中の８５
０℃までの露点を３０℃、５℃、−２０℃（それぞれＰ
　ＨｚＯ／　Ｐ　ｌｈ　＝　０．０５８．０．０１２．
０．００５　）とし、また６００℃から８５０℃までの
昇温速度を６．１２．１８、’Ｃ／ｈｒと変え仕上焼鈍
を行なった（８５０℃から１２００”ｃまでの昇温速度
は２０℃／ｈｒとした）。得られた鋼板の磁気特性を表
１に示す。

７肴…肴・−――】 （）内はＰ　Ｈ２０／　Ｐ　Ｈｚ値、１　１内は本発明
表−１ 実施例２　：　　Ｃ：０．０６０％、Ｓ　ｉ：３．３％
、Ｍｎ：０．２４％、　Ｐ　　：　０．０：ＸＰＡ、Ｓ
　　：　０．００４　　％、酸可溶性／ｌ：０．０２９
％、Ｎ　：　０．００８５％、Ｃｒ　：０．１０％を含
有する溶鋼を連続鋳造法により鋼塊とした。このスラブ
を１１５０℃の温度に加熱した後、熱延して１．８１厚
の熱延板とした。この熱延機番１０８０℃Ｘ２ｍ１ｎ、
焼鈍した後０．２鰭の最終板厚まで冷延し、８５０℃の
温度で湿水素中の脱炭焼鈍を行なった。この仮に通常の
方法（スラリー状溶液をローラーで塗布・乾燥）でＴｉ
Ｏ□を３％含むＭｇＯを６ｇ／％（片面）塗布したもの
、及び通常の方法での塗布量を３ｇ／％（片面）にしく
下塗り）、その後６ｇ／ｍのＭｇＯを静電塗装する静電
塗装法により塗布したものをコイル状にし窒素２５％、
水素７５％の雰囲気で仕上焼鈍した。また、この漁、静
電塗装法による場合の下塗りにはＭｎｏ、　ａｓＦｅｃ
＋、　＋　ｓＮｏ、　ｚｓを５％含む方法も採用した。

得られた鋼板の磁気特性の平均値を表２に示す。静電塗
装法の効果、窒化フェロマンガン添加の効果が明らかで
ある。

ｉ　　ｉ内は本発明 表−１ 実施例３ Ｃ：　０．０５２％、Ｓｉ　　：３．２５％、Ｍｎ　　
：０．１２％、Ｐ　：　０．０２０％、Ｓ　：　０．０
０７％、酸可溶性Ａｌ：０．０２６％、Ｎ　：　０．０
０７０％を含有する溶鋼を連続鋳造法により鋼塊とした
。このスラブを１１８０℃の温度に加熱した後熱延して
２．０ｍｍ厚の熱延板とした。

この熱延板を１１００℃Ｘ２．５　ｍｉｎ焼鈍した後０
．２３ｍｍの最終板厚まで冷延し８５０℃の温度で湿水
素中の脱炭焼鈍を行なった。この板に通常の方法（塗布
を塗°布した。また、この際、通常の方法及び静電塗装
法による下塗りにはベースとなるＭｇＯとＴｉＯ□に窒
化フェロマンガンＭｎｏ、　７ｓＦｅｏ、　２５ＮＯ，
ｚｓを５％含む方法も採用した。このようにして５トン
コイルを斗岑イ乍成し、窒素２５％、水素７５％、露点
−１０℃（Ｐ　ＨｚＯ／　Ｐ　Ｈ２＝　０．００４）の
雰囲気中で６５０℃〜８５０℃の昇温速度８℃／ｈｒで
仕上焼鈍した。得られた鋼板の磁気特性の平均値と標準
偏差を表３に示す。静電塗装法及び窒化フェロマンガン
添加の効果特にこれらの方法が成品の磁気特性のバラつ
きの軽減化に及ぼす効果が明らかである。

Ｂｅ　：　Ｂｓの平均値 δ：８８の標準偏差 表−主 〔発明の効果〕 以上詳述した如く、本発明は、熱延に先立って行なうス
ラブ加熱における、方向性電磁鋼板製造に特有の高温加
熱を普通銅皿みの温度で行なうことが工業的に可能にな
り、 方向性電磁鋼板専用のスラブ加熱炉が不要となった他、
使用エネルギーの減少、ノロ発生の減少などにより製造
コストが大巾に減少し、磁気特性の向上と相伴なって産
業上稗益するところが極めて大である。

【図面の簡単な説明】

第１図は仕上焼鈍中の昇温速度と成品の磁束密度との関
係を仕上焼鈍雰囲気をパラメータにとって示した図であ
る。 第２図は仕上焼鈍中の鋼中の窒素の増加量を示す図、第
３図は第２図において用いたのと同一の試料の１０００
℃付近における平均結晶粒径の変化を表わす図である。 第４図はやはり同一の試料について赤外線反射スペクト
ルを用いて第５図はＧＤＳを用いてそれぞれ仕上焼鈍中
各温度の試料について界面分析を行なった結果を示す。 第６図は室温におけるＭｎ−１”ｅ−Ｎ三元系の暫定的
な状態図。 第７図、第８図はコイル巾方向の磁束密度の分布を示す
図である。第７図は静電塗装法の効果を、第８図は焼鈍
分離材中のＭｎ＋−ＸＦｅｘ　Ｎｙの効果をそれぞれ示
すものである。 第１図 仕上焼鈍中の温度　（’Ｃ） 第２図 第３図 （Ｃ醒１） 第４図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量でＣ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：３．
   ０〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０
   ％、Ｎ：０．００３０〜０．０１３０％、Ｓ＋０．４０
   ５Ｓｅ：０．０１０％以下、Ｍｎ：｛０．０５＋７（Ｓ
   ＋０．４０５Ｓｅ）｝％以上０．８％以下を含有し、残
   部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１２００℃
   未満の温度で加熱した後、熱延、冷延、湿水素雰囲気中
   での脱炭焼鈍、マグネシアを主体とする焼鈍分離材の塗
   布、仕上焼鈍による通常の方法で一方向性電磁鋼板を作
   成する方法において、仕上焼鈍開始から８００〜９００
   ℃の温度域までを窒素を５％以上含む窒素・水素混合ガ
   スで酸素分圧（ＰＨ＿２Ｏ／ＰＨ＿２で表わす）が０．
   ０１５以下の雰囲気に保ち、かつ６００〜７００℃の温
   度域から８００〜９００℃の温度域までを１５℃／ｈｒ
   以下の昇温速度で昇温し、仕上焼鈍することを特徴とす
   る高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。 ２、マグネシアを主体とした焼鈍分離材をいったんスラ
   リー状にした後、塗布・乾燥することによる塗布量（下
   塗り塗布量）を片面当り４ｇ／ｍ＾２以下にし、その上
   に片面当り３〜６ｇ／ｍ＾２のマグネシアを静電塗布す
   ることを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の方法。 ３、マグネシアを主体とした焼鈍分離材中に第６図で示
   す点Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄで囲まれた領域に相当する組成の窒
   化フェロコンガン（Ｍｎ＿１＿−＿ｘＦｅ＿ｘＮ■）を
   単独あるいは混合して０．２〜２０重量部加えることを
   特徴とする特許請求の範囲第１項もしくは第２項に記載
   の方法。