JPS633008B2

JPS633008B2 -

Info

Publication number: JPS633008B2
Application number: JP60207756A
Authority: JP
Inventors: Toyohiko Konno; Yozo Suga; Masashi Tanida; Motoharu Nakamura
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1985-09-21
Filing date: 1985-09-21
Publication date: 1988-01-21
Also published as: JPS6270521A

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つた
結晶粒（（110）〔001〕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、ジユ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SiO₂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
オルステライトMg₂SiO₄、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
割りを任つている。通常はさらに弾力付加の目的
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、表層部にフオルステライトを主体とする
セラミツクス皮膜及び２次皮膜を有する複合材料
であると言える。さて、このような一方向性電磁鋼板における
（110）〔001〕方位の高い集積度の達成と、酸化物
系セラミツクスであるところのフオルステライト
皮膜の生成は通常、最終仕上焼鈍と呼ばれるBox
焼鈍中、ほ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SiO₂−MgO系
固相反応により達成され、この２つの反応は本質
的にまつたく異つた現象であるにもかかわらず、
関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、AlN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40−15644号公報
及び今中拓一等による特公昭51−13469号公報記
載の方法がある。前者においてはMnS及びAlN
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。従つ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をいつたん
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。二次再結晶に必要な量の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、この高温スブラ加熱処理には以下
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
熱温度を普通鋼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つたく用い
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54−26485号公報ではAs、Bi、Pb、Sb
等の粒界偏折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Alの
他、Zr、Ti、Ｂ、Nb、Ta、Ｖ、Cr、Mo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Ｓ、Se、Sb、Bi、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−
190324号公報ではＳあるいはSeに加え、Al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〔Mn〕〔Ｓ〕積を1200℃で与えられる容解度
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℃／hr以下にする等の技術
で補なつたものである。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つて
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トンないし20トンコイ
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％、
Si：3.0〜4.5％、酸可溶性Al：0.010〜0.060％、
Ｎ：0.0030〜0.0130％、S0.010％以下、Mn0.8％
以下、（0.05＋7xS％）％以上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。またさらに磁性を安定させるた
めにCrを添加すること、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エロ窒化マ
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
が可能となつたのでこれらを本発明の構成要因と
した。以下、本発明を詳細に説明する。第２図にＣ：0.06％、Si：3.3％、Mn：0.2％、
Ｓ：0.004％、Ｐ：0.03％、Al：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、TiO₂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、N₂：25％、H₂：75％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
つ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つた材
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
を行なつた。その結果、吸収された窒素はAlN、
（Si、Mn）−nitrides、（Si、Al）−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つ
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をインヒビタ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600〜700℃の温度
域から800〜900℃の温度域までを15℃／hr以下の
ゆつくりとした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、窒素吸収が順調に行なれるのに必要
な条件を吟味した。結論を述べる。 (1) 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1000Aの厚さの（Fe、
Mn）₂SiO₄（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）₂SiO₄層の還元は600〜700℃の温度域で起
こる。 (2) 窒素吸収は酸化皮膜中のSiO₂の濃化ととも
に停止する。SiO₂の濃化は800〜900℃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GDS（Glow Discharge
Optical Emission Spectroscopy）で解析した結
果を示す。これらの結果より（Fe、Mn）₂SiOの
還元とSiO₂の濃化がそれぞれの温度域で起こつ
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(1)、(2)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酵素分圧と窒素
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）₂SiO₄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
SiO₂の濃化に対するドライビングフオースを与
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℃／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PH₂O／PH₂0.015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つても、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
℃／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。従つ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
が得られるのであるが、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)鋼板表面にフオルステライト
（Mg₂SiO₄）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懸だく液を鋼板にロ
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撹拌作業の
際に水和反応が進み、Mg（OH）₂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、このコイル板間の酵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だく液の塗布
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（以下静電塗布法という）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図に通常のマグネシアコー
テイング法及び静電塗装法を採用した場合に得た
成品の板巾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つた。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
Mn_1-xFe_xNy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Mn_1-xFe_xNyを焼鈍分離材中に添加
して得た成品のコイル板巾方向の磁性を比較例と
ともに示す。Mn_1-xFe_xNyの添加による磁気特性
の向上及び板巾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・長手方向にわたつて磁束密度（B₈で
表わす）を1.92（Ｔ）以上確保することが可能と
なつた。次に本発明の構成要件の限定理由を述べる。Ｃは0.025重量％（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）しか得
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W_17/50が
1.05W／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。Al及びＮは二次再結晶の安定化に必要な
AlN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Alが0.045％を超えると熱延板のAlN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Si薄手材の二次再結晶を逆に不安定に
するのである。一方、フオ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オルステライト生成反応であ
るところのMgO−SiO₂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、成品のフオ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freeMn量を
確保するためにはＳは0.010％以下である。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オルステライト
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に対し、0.05＋7xS％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。Crは
磁性を安定させるのに効果がある。即ちCrを含
有させることにより、高磁束密度の得られる酸可
溶性Al量の範囲を拡大できる。さらに、同一磁
束密度下での鉄損特性を良好ならしめる。この鉄
損低減効果は、Cr含有量0.07％以上で顕著にな
り、0.25％で飽和する。さらに0.25％を超えてCr
を含有せしめると、脱炭昇温時の脱炭速度を低下
せしめるという問題が生じるので、Cr含有量を
0.07％〜0.25％とする。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鋼並みにす
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
〜700℃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
いは焼鈍分離材として用いるマグネシアの種類や
添加物の種類によつ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トンある
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つ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との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PH₂O／PH₂0.015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
PH₂O／PH₂＞0.015であると１）酸化皮膜の
fayalite、Fe₂SiO₄、の還元が遅れ従つて窒素吸
収開始時期が遅れる、(2)酸化皮膜中のSiO₂の濃
化が促進され、従つ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／m²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／m²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／m²を超える量を塗
布しても焼き付け防止の効果は同じで経済的でな
い。窒化フエロマンガン、Mn_1-xFe_xNy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ｘ0.8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ｏｘ0.8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一次固
溶体のみとなつてしまい、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ｙ0.6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−
215827号において詳述した本研究者等によるMn
−Fe−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−Mn₂₃N型、ζ−
Fe₂N型、δ−Fe₄N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であることがわかつている。（実際には各相
においてはある程度の非化学量論性を持つて広が
つている。）従つて（Mn_1-xRe_x）Ng（0.01ｙ＜
0.6）で表される化合物は、最も一般的に表現す
れば（Mn、Fe）−Ｎ一次固溶体及び上述の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_1-xFe_xNyの組
成範囲は第６図のABCDで示す領域（Ａ（０、
0.01）、Ｂ（0.06）、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１Ｃ：0.055％、Si：3.25％、Mn：0.18％、Ｐ：
0.025％、Ｓ：0.006％、酸可溶性Al：0.027％、
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2.0mmの熱延板を作つた。この熱
延板を1120℃×2min焼鈍した後0.23mmの最終板
厚まで冷延し、830℃温度で湿水素中の脱炭焼鈍
を行なつた。この板にTiO₂を５％含むMgOを12
ｇ／m²塗布し、窒素25％水素75％の混合ガス中の
850℃までの露点を30℃、５℃、−20℃（それぞれ
PH₂O／PH₂＝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、
℃／hrと変え仕上焼鈍を行なつた（850℃から
1200℃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。

【表】実施例２Ｃ：0.060％、Si：3.3％、Mn：0.24％、Ｐ：
0.030％、Ｓ：0.004％、酸可溶性Al：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1.8mm厚の熱延板と
した。この熱延板を1080℃×2min、焼鈍した後
0.2mmの厚終板厚まで冷延し、850℃の温度で湿水
素中の脱炭焼鈍を行なつた。この板に通常の方法
（スラリー状溶液をローラーで塗布・乾燥）で
TiO₂を３％含むMgOを６ｇ／m²（片面）塗布し
たもの、及び通常の方法での塗布量を３ｇ／m²
（片面）にし（下塗り）、その後６ｇ／m²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、この際、静電塗装法による場合
の下塗りにはMn_0.85Fe_0.15N_0.25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、窒化フエロマンガ
ン添加の効果が明らかである。

【表】５５内は本発明

Claims

【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≦0.010％、およびMnを
0.8％≧Mn≧0.05＋７×Ｓ％なる関係を満足する
如く含有し、残部Feおよび不可避的不純物から
なる珪素鋼スラブを、1200℃未満の温度に加熱し
た後、熱間圧延、冷間圧延、湿水素雰囲気中での
脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布を行つた後仕上焼鈍す
る一方向性電磁鋼板を製造する方法において、脱
炭焼鈍後の鋼板にマグネシアを主体とした焼鈍分
離剤を一旦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、鋼板片面当
り４ｇ／m²以下にし、その上に鋼板片面当り３〜
６ｇ／m²のマグネシアを静電塗布した後仕上焼鈍
を行うに際し、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（PH₂O／PH₂で表す）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
度で昇温せしめ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≦0.010％、およびMnを
0.8％≧Mn≧0.05＋７×Ｓ％なる関係を満足する
如く含有し、残部Feおよび不可避的不純物から
なる珪素鋼スラブを、1200℃未満の温度に加熱し
た後、熱間圧延、冷間圧延、湿水素雰囲気中での
脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布を行つた後仕上焼鈍す
る一方向性電磁鋼板を製造する方法において、脱
炭焼鈍後の鋼板にマグネシアを主体とした焼鈍分
離剤中に第６図に示す点Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄで囲まれ
た領域に相当する組成の窒化フエロマンガン
（Mn_1-xFe_xNy）を単独或いは混合して0.2〜20重
量部加えた焼鈍分離剤を一旦スラリー状にした後
塗布、乾燥した後仕上焼鈍を行うに際し、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
（PH₂O／PH₂で表す）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せしめ
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。３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≦0.010％、およびMnを
0.8％≧Mn≧0.05＋７×Ｓ％なる関係を満足する
如く含有し、残部Feおよび不可避的不純物から
なる珪素鋼スラブを、1200℃未満の温度に加熱し
た後、熱間圧延、冷間圧延、湿水素雰囲気中での
脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布を行つた後仕上焼鈍す
る一方向性電磁鋼板を製造する方法において、脱
炭焼鈍後の鋼板にマグネシアを主体とした焼鈍分
離剤中に第６図に示す点Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄで囲まれ
た領域に相当する組成の窒化フエロマンガン
（Mn_1-xFe_xNy）を単独或いは混合して0.2〜20重
量部加えた焼鈍分離剤を一旦スラリー状にした後
塗布、乾燥した後、乾燥することによる塗布量
（下塗り塗布量）を、鋼板片面当り４ｇ／m²以下
にし、その上に鋼板片面当り３〜６ｇ／m²のマグ
ネシアを静電塗布した後仕上焼鈍を行うに際し、
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
（PH₂O／PH₂で表す）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せしめ
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。４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≦0.010％、Cr：0.07％〜
0.25％、およびMnを0.8％≧Mn≧0.05＋７×Ｓ％
なる関係を満足する如く含有し、残部Feおよび
不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを、1200℃
未満の温度に加熱した後、熱間圧延、冷間圧延、
湿水素雰囲気中での脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布を
行つた後仕上焼鈍する一方向性電磁鋼板を製造す
る方法において、脱炭焼鈍後の鋼板にマグネシア
を主体とした焼鈍分離剤を一旦スラリー状にした
後塗布、乾燥することによる塗布量（下塗り塗布
量）を、鋼板片面当り４ｇ／m²以下にし、その上
に鋼板片面当り３〜６ｇ／m²のマグネシアを静電
塗布した後仕上焼鈍を行うに際し、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（PH₂O／PH₂
で表す）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せしめることを特徴
とする高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。５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≦0.010％、Cr：0.07％〜
0.25％およびMnを0.8％≧Mn≧0.05＋７×Ｓ％な
る関係を満足する如く含有し、残部Feおよび不
可避的不純物からなる珪素鋼スラブを、1200℃未
満の温度に加熱した後、熱間圧延、冷間圧延、湿
水素雰囲気中での脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布を行
つた後仕上焼鈍する一方向性電磁鋼板を製造する
方法において、脱炭焼鈍後の鋼板にマグネシアを
主体とした焼鈍分離剤中に第６図に示す点Ａ，
Ｂ，Ｃ，Ｄで囲まれた領域に相当する組成の窒化
フエロマンガン（Mn_1-xFe_xNy）を単独或いは混
合して0.2〜20重量部加えた焼鈍分離剤を一旦ス
ラリー状にした後塗布、乾燥した後仕上焼鈍を行
うに際し、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（PH₂O／PH₂で表す）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
昇温せしめ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。６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≦0.010％、Cr：0.07％〜
0.25％およびMnを0.8％≧Mn≧0.05＋７×Ｓ％な
る関係を満足する如く含有し、残部Feおよび不
可避的不純物からなる珪素鋼スラブを、1200℃未
満の温度に加熱した後、熱間圧延、冷間圧延、湿
水素雰囲気中での脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布を行
つた後仕上焼鈍する一方向性電磁鋼板を製造する
方法において、脱炭焼鈍後の鋼板にマグネシアを
主体とした焼鈍分離剤中に第６図に示す点Ａ，
Ｂ，Ｃ，Ｄで囲まれた領域に相当する組成の窒化
フエロマンガン（Mn_1-xFe_xNy）を単独或いは混
合して0.2〜20重量部加えた焼鈍分離剤を一旦ス
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、鋼板片面当り４ｇ／m²以
下にし、その上に鋼板片面当り３〜６ｇ／m²のマ
グネシアを静電塗布した後仕上焼鈍を行うに際
し、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（PH₂O／PH₂で表す）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せし
め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。