JP2000063950A - 磁気特性および被膜特性に優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 安定したフォルステライト系被膜であって、
鋼板への強い張力付与作用と良好な密着性を有する被膜
を開発する。 【解決手段】 Ｓｉ：１．５〜７．５mass％およびＭ
ｎ：０．０３〜３．５mass％を含有し、表面に、最終仕
上げ焼鈍時に生成されたフォルステライト系の下地被膜
を有する方向性電磁鋼板において、該下地被膜は、その
大部分がフォルステライト粒子から成り、鋼板の地鉄と
接するフォルステライト粒子内にＡｌが固溶し、かつ該
地鉄と接するフォルステライト粒子内での固溶Ａｌの濃
度が、地鉄側に向かって増加しているものとする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、変圧器や発電機
の鉄芯に利用される方向性電磁鋼板、中でも変圧器の省
エネルギー化に適した磁気特性および被膜特性を有する
方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】Ｓｉを含有し、かつ結晶方位が（１１
０）〔００１〕方位や（１００）〔００１〕方位などに
配向した方向性電磁鋼板は、優れた軟磁気特性を有する
ことから、商用周波数域での各種鉄芯材料として広く用
いられている。この電磁鋼板に要求される特性として
は、一般に５０Hzの周波数で１．７Ｔに磁化させた場合
の損失であるＷ_17/50 （Ｗ／ｋｇ）で表わされるところ
の鉄損の低いことが、とりわけ重要である。

【０００３】方向性電磁鋼板は、鋼中にインヒビターと
呼ばれる成分を含有させ、鋼スラブを加熱しインヒビタ
ーを固溶させた後、熱間圧延を施してインヒビターを微
細に析出させ、２次再結晶と呼称される現象を利用して
前述の結晶方位を得る製造工程が一般的であり、インヒ
ビターとして、ＡｌＮ，ＭｎＳ，ＭｎＳｅ，ＣｕｘＳ，
ＣｕｘＳｅなどの析出物を使用する方法およびＳｂ，Ｓ
ｎ，Ｔｅなど偏析元素を使用する方法がある。これらイ
ンヒビターの研究を通じて、より配向性のよい方向性電
磁鋼板を開発し鉄損の低減が図られている。

【０００４】一方、鋼板表面に張力を付与して鉄損を低
減する手法も広く知られている。例えば、特公昭５６−
５２１１７号公報には、鋼板より熱膨張係数の小さい被
膜を塗布焼き付ける、張力コーティングを用いること
が、また特公昭５６−４１５０号公報や特公昭６３−３
５６８４号公報には、方向性電磁鋼板の表面を平滑化
し、イオンプレーティングなどで張力被膜を蒸着する方
法が、それぞれ開示されている。しかしながら、前者の
方法では鉄損低減効果が小さく、また後者の技術は、真
空を用いるためコストが大きく、工業化されるには至っ
ていない。

【０００５】また、これらの技術とは異なる方法とし
て、鋼板への張力付与技術が知られており、最終仕上げ
焼鈍において形成されるフォルステライト（Ｍｇ₂ Ｓｉ
Ｏ₄ ）被膜も、鉄損を改善する手法として研究されてい
る。すなわち、最終板厚とされた方向性電磁鋼板は脱炭
を伴う１次再結晶焼鈍を施した後、ＭｇＯを含むスラリ
ーを焼鈍分離剤として塗布、乾燥してから、コイル状に
巻取り、ついで最終仕上げ焼鈍を施す。このとき約８５
０℃から被膜形成反応が開始され、約１１００℃近辺で
終了する。本来、最終仕上げ焼鈍は２次再結晶および綱
板の純化処理が目的であるが、このとき１次再結晶焼鈍
で生成した鋼板表層のＳｉＯ₂ と焼鈍分離剤中のＭｇＯ
とが固相反応し、フォルステライト（Ｍｇ₂ ＳｉＯ₄ ）
の多結晶体からなるセラミックス膜として鋼板表面に緻
密な被膜が形成される。

【０００６】かくして形成したフォルステライト被膜の
適正な性状について、古くから研究がなされ、例えば、
特公昭５７−３４３５１号公報には、フォルステライト
粒子の平均粒径を０．７μm 以下とすることによって、
良好なフォルステライト被膜の密着性を得る技術が開示
されている。

【０００７】一般に、焼鈍分離剤中には、被膜性状や磁
気特性の改善のためにＭｇＯのみでなく、ＴｉＯ₂ 、Ａ
ｌ₂ Ｏ₃ 、Ｓｂ₂ Ｏ₃ 、ＳｒＳＯ₄ や、その他酸化物、
硫酸塩、ほう酸塩などが含有されていることから、形成
される被膜は、厳密にはフォルステライトのみでない。
しかし、主要部分はフォルステライトであるため、当該
被膜はフォルステライト被膜、フォルステライト質被膜
またはフォルステライト系被膜と呼称され、さらに、こ
の被膜上に上塗りコーティングが施される場合が多いこ
とから、下地被膜とも呼ばれる。

【０００８】このフォルステライト系被膜に関する技術
として、例えば特開平６−１７９９７７号公報には、フ
ォルステライト被膜にＴｉやＮを含有させる技術や、特
開平６−１７２６１号公報に開示されるように、フォル
ステライトのみから構成されるのでなく、フォルステラ
イトとＡｌとを含む酸化物（特にスピネル構造）あるい
は、フォルステライトとＡｌおよびＳｉを含む酸化物か
らなる、いわゆる複数の種類の酸化物で構成される下地
被膜を形成させる技術が知られている。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開平
６−１７９９７７号公報に開示の技術は、単に被膜中の
ＴｉとＮの比率を制御することにより、鋼板中へのＴｉ
の侵入を抑え、鉄損の劣化を抑制するものであり、積極
的に鉄損特性を向上させるものではない。

【００１０】一方、特開平６−１７２６１号公報で開示
される下地被膜は、特に、スピネル（ＭｇＡ１₂ Ｏ₄ ）
とフォルステライトの２種類の酸化物で構成され、グロ
ー放電スペクトル法（ＧＤＳ）で検出されるように、ス
ピネルがフォルステライトより相対的にＦｅ素地側に位
置することを特徴としたものである。しかし、鋼板表面
に張力コーティングを塗布、焼き付けた場合に被膜の密
着性が劣り、微視的な領域では被膜の剥落が発生し、大
幅な鉄損特性の劣化をもたらす場合が多いという欠点が
ある。

【００１１】また、特開平１０−１２１２１３号公報に
は、鋼中にＡｌを含有させ、焼鈍分離剤中にＴｉ化合物
およびＢを含有させ、かつ最終仕上げ焼鈍の雰囲気を調
整することにより、フォルステライト質被膜中にＡｌや
ＴｉおよびＢの酸化物や窒化物を含有させる技術が開示
されているが、この技術でも、特開平６−１７２６１号
公報と同様に、微視的な領域では被膜の剥落が発生する
ことが問題になる。以上、従来の下地被膜の改善手法で
は、未だ目的とする低鉄損の方向性電磁鋼板の製造技術
が完成したとはいえないのが、現状である。

【００１２】そこで、この発明は、上記従来技術におけ
る問題点を解決し、安定したフォルステライト系被膜で
あって、鋼板への強い張力付与作用と良好な密着性を有
する被膜を開発し、被膜特性と鉄損特性に優れた方向性
電磁鋼板とその製造技術について提案することを目的と
する。

【００１３】

【課題を解決するための手段】発明者らは、方向性電磁
綱板への良好な密着性と強い張力付与作用を有するフォ
ルステライト系被膜について詳細に検討し、その結晶粒
子中にＡｌを固溶すること、かつ固溶Ａｌ量を鋼板地鉄
側に向かって増加させることで、上記問題点が有利に解
決されることを新規に見出し、この知見に基づいてこの
発明を完成させた。

【００１４】すなわち、この発明の要旨構成は、次のと
おりである。 (1) Ｓｉ：１．５〜７．５mass％およびＭｎ：０．０３
〜３．５mass％を含有し、表面に、最終仕上げ焼鈍時に
生成されたフォルステライト系の下地被膜を有する方向
性電磁鋼板において、該下地被膜は、その大部分がフォ
ルステライト粒子から成り、鋼板の地鉄と接するフォル
ステライト粒子内にＡｌが固溶し、かつ該地鉄と接する
フォルステライト粒子内での固溶Ａｌの濃度が、地鉄側
に向かって増加していることを特徴とする磁気特性およ
び被膜特性に優れた方向性電磁鋼板。

【００１５】(2) 上記(1) において、鋼板の成分につい
て、Ｃ：０．００５０mass％以下、Ｓ：０．００２０ma
ss％以下、Ｎ：０．００２０mass％以下、Ｓｅ：０．０
０２０mass％以下、Ｏ：０．００２０mass％以下、Ｔ
ｉ：０．００３０mass％以下、Ｂ：０．０００５mass％
およびＮｂ：０．００２０mass％以下に制限したことを
特徴とする磁気特性および被膜特性に優れた方向性電磁
鋼板。

【００１６】(3) 上記(1) または(2) において、フォル
ステライト粒子の平均結晶粒径が０．０５〜０．５μm
であることを特徴とする磁気特性および被膜特性に優れ
た方向性電磁鋼板。

【００１７】(4) Ｃ：０．１０mass％以下、Ｓｉ：１．
５〜７．５mass％およびＭｎ：０．０３〜３．５０mass
％と、インヒビター形成成分とを含有する鋼スラブを熱
間圧延し、１回もしくは２回以上の冷間圧延で最終板厚
としたのち、１次再結晶焼鈍後に鋼板表面に焼鈍分離剤
を塗布してから、２次再結晶焼鈍および純化焼鈍からな
る最終仕上げ焼鈍を施す、一連の工程によって方向性電
磁鋼板を製造するに当たり、該１次再結晶焼鈍は、５０
０℃以上の平均昇温速度を５℃／ｓ以上にて焼鈍温度を
７００〜９５０℃の範囲に調整し、かつ５００℃以上の
温度域において、雰囲気の水蒸気分圧に対する水素分圧
の比Ｐ（Ｈ₂ Ｏ）／Ｐ（Ｈ₂ ）を６０秒間以上にわたっ
て０．１５〜０．７５にして行い、その後、Ａｌ含有物
質をＡｌ₂ Ｏ₃ 換算の当量含有量で０．０１〜８．０ma
ss％含有し、かつマグネシアをＭｇＯ換算の当量含有量
で７０mass％以上含有する焼鈍分離剤を、鋼板表面に塗
布し、次いで最終仕上げ焼鈍を、４００〜１０００℃の
昇温過程では、Ｎ₂ およびＡｒのいずれか一方の雰囲気
または両者の混合雰囲気にて、１０００℃をこえる温度
域ではＨ₂ 雰囲気またはＨ₂ を含有する雰囲気にて、１
０００〜１２５０℃の温度域に保持して行うことを特徴
とする磁気特性および被膜特性に優れた方向性電磁鋼板
の製造方法。

【００１８】(5) 上記(4) において、１次再結晶焼鈍に
引き続いて、鋼板表面のファイヤライトをシリカとの赤
外反射スペクトルの吸光度比Ａｆ／Ａｓ：０．３〜５．
０の範囲にて分解処理することを特徴とする磁気特性お
よび被膜特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１９】(6) 上記(4) または(5) において、鋼スラ
ブ中に、Ｓ，Ｓｅ，Ａｌ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｎ
ｉ，Ｇｅ，Ｂｉから選ばれる１種もしくは２種以上を、
ＳｂおよびＢｉは０．０００５〜０．０８０mass％、Ｃ
ｕ，Ｃｒ，Ｎｉ，ＳｎおよびＧｅは０．００１０〜１．
３０mass％、Ｓ，ＳｅおよびＡｌは０．０１０〜０．０
３５mass％の範囲で含有することを特徴とする磁気特性
および被膜特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。

【００２０】(7) 上記(4) 、(5) または(6) において、
１次再結晶焼鈍後かつ２次再結晶焼鈍前に、鋼中にＮを
上限５５０ppm にて含有させる、窒化処理を施すことを
特徴とする磁気特性および被膜特性に優れた方向性電磁
鋼板の製造方法。

【００２１】(8) 上記(4) 、(5) 、(6) または(7) にお
いて、最終冷間圧延後かつ最終仕上げ焼鈍前または後
に、鋼板表面に複数の溝を形成するか、もしくは線状の
局部歪を鋼板に導入することを特徴とする磁気特性およ
び被膜特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。

【００２２】

【発明の実施の形態】次に、この発明を導くに至った実
験結果について詳しく説明する。Ｃ：０．０７５mass％
（以下単に％で表示する）、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：
０．０７％、Ｓｅ：０．０１５％、Ｓｂ：０．０２５
％、Ａｌ：０．０１８％およびＮ：０．００６５％を含
む、厚みが２１５mmの珪素鋼スラブを、熱間圧延により
板厚２．２mmの熱延板に仕上げた。

【００２３】次いで、この熱延板に１０００℃、１分間
の熱延板焼鈍を施した後、ミスト水を噴射して急冷し、
酸洗後、１．５mmの中間厚に圧延し、さらに、１１００
℃、４０秒間の中間焼鈍を施した後、ミスト水を噴射し
急冷した後、冷間圧延により０．２２mm厚の鋼板とし
た。

【００２４】この鋼板を脱脂し、１分間の昇温と８５０
℃で均熱３分間の脱炭焼鈍を施すに当たり、該鋼板を鋼
板（ａ），（ｂ），（ｃ），（ｄ），（ｅ），（ｆ）お
よび（ｇ）に７分割し、鋼板（ａ），（ｂ），（ｃ）お
よび（ｄ）は水蒸気分圧に対する水素分圧の比｛以下、
単にＰ（Ｈ₂ Ｏ）／Ｐ（Ｈ₂ ）と示す｝が０．４８の湿
水素・窒素雰囲気で全処理を行い、また鋼板（ｅ）およ
び（ｆ）は８５０℃昇温後２０秒間までＰ（Ｈ₂ Ｏ）／
Ｐ（Ｈ₂ ）が０．５５で、その後はＰ（Ｈ₂ Ｏ）／Ｐ
（Ｈ₂ ）が０．０１の雰囲気で処理した。残る鋼板
（ｇ）はＰ（Ｈ₂ Ｏ）／Ｐ（Ｈ₂ ）が０．４８の湿水素
・窒素雰囲気で２分間脱炭焼鈍した後、さらに引き続い
てＰ（Ｈ₂ Ｏ）／Ｐ（Ｈ₂ ）：０．００５で１分間焼鈍
した。これらの鋼板はいずれもＣ含有量は０．００２％
以下に脱炭され、酸素目付量としては、０．８〜１．１
ｇ／m²であった。

【００２５】その後、マグネシアに５％のＴｉＯ₂ およ
び２％のＳｒ（ＯＨ）₂ を添加した焼鈍分離剤を、鋼板
両面で２０ｇ／m²塗布し、コイル状に巻取り最終仕上げ
焼鈍を施した。なお、鋼板（ａ），（ｂ），（ｃ）およ
び（ｅ）には、ＡｌをＡｌ₂Ｏ₃ 換算にて０．２％含有
するマグネシアを用い、鋼板（ｄ），（ｆ）および
（ｇ）には、従来法としてＡｌをＡｌ₂ Ｏ₃ 換算にて
０．００１％未満含有するマグネシアを用いた。

【００２６】最終仕上げ焼鈍は、鋼板（ａ），（ｄ），
（ｅ），（ｆ）および（ｇ）について、Ｎ₂ 単独の雰囲
気下において３０℃／ｈの昇温速度で８４０℃まで昇温
して２０時間保持した後、２５％Ｎ₂ と７５％Ｈ₂ の混
合雰囲気で１０５０℃まで１２℃／ｈの昇温速度で昇温
し、以後Ｈ₂ 単独雰囲気で１２００℃まで昇温して５時
間保持したのち冷却した。鋼板（ｂ）は、８４０℃まで
３０℃／ｈの昇温速度で昇温する際、Ｎ₂ 単独雰囲気下
で３５０℃まで昇温し、その後１０％Ｈ₂ と９０％のＮ
₂ の混合雰囲気で８４０℃まで昇温して２０時間保持し
た後、２５％Ｎ₂ と７５％Ｈ₂ の混合雰囲気で１０５０
℃まで１２℃／ｈの昇温速度で昇温し、以後Ｈ₂ 単独雰
囲気で１２００℃まで昇温して５時間保持したのち冷却
した。さらに、鋼板（ｃ）は、Ｎ₂ 単独の雰囲気下にお
いて３０℃／ｈの昇温速度で８４０℃まで昇温し、次い
で２０時間保持した後１０５０℃まで１２℃／ｈの昇温
速度で昇温し、以後２５％Ｎ₂ と７５％Ｈ₂ の混合雰囲
気で１２００℃まで昇温し、Ｈ₂ 単独雰囲気に切り替え
て５時間保持したのち冷却した。

【００２７】これらの鋼板（コイル状）は、最終仕上げ
焼鈍の冷却後、未反応分離剤を除去し、シリカを含有す
るリン酸マグネシウムを主成分とする張力絶縁コーティ
ングを塗布して８００℃で焼き付けたのち、その磁気特
性を測定した。また、鋼板の被膜外観および鋼板を各種
直径の丸棒に巻きつけ被膜が剥離しない丸棒の直径を求
める方法にて、被膜の密着性を評価した。さらに、フォ
ルステライト系被膜の薄膜断面をイオンミリングの技術
を用いて準備し、透過電子顕微鏡での被膜粒子断面の観
察および分析電子顕微鏡での成分調査を行った。また、
各下地被膜の表面からレプリカ法によりフォルステライ
ト粒子を観察し、その平均粒径を求めた。これらの調査
結果を表１に示す。

【００２８】

【表１】

【００２９】表１より、（ａ）の方向性電磁鋼板は、被
膜外観、被膜密着性および鉄損値が他より優れているこ
とがわかる。そこで、この理由を調査するため、各種方
向性電磁鋼板の下地被膜の薄膜断面試料を電子顕微鏡で
調査した。すなわち、鋼板（ａ）の下地被膜について、
電子顕微鏡による写真およびμ−回折（マイクロデイフ
ラクション）を図１に、その説明図を図２に、元素濃度
分析図を図３に、それぞれ示すように、該下地被膜はフ
ォルステライト粒子のみから構成され、かつフォルステ
ライト粒子中に一部Ａｌを含有する領域がＦｅ低合金素
地に接して存在していることがわかる。なお、図２にお
いて、符号１はフォルステライト（Ａｌ非含有部）、２
はＡｌ含有部とＡｌ非含有部との境界、３はフォルステ
ライト（Ａｌ含有部）、５は被膜固定用の樹脂、６は地
鉄および７はフォルステライト上へのＦｅ合金の重なり
部分である。

【００３０】ここで、図２の１ｓ〜１ｆの領域について
元素分析を行い、Ａｌのカウント数：Ｎａ，Ｍｇのカウ
ント数：ＮｍおよびＳｉのカウント数：Ｎｓの値を、酸
素のカウント数：Ｎｏの値でそれぞれ割った値：Ｎａ／
Ｎｏ、Ｎｍ／ＮｏおよびＮｓ／Ｎｏについて、その被膜
厚み方向における変化を図３に示した。この図３より、
フォルステライト（Ｍｇ₂ ＳｉＯ₄ ）粒子中に一部Ａｌ
を含有する領域が存在し、かつＡｌを含有する領域は地
鉄に接しており、さらに地鉄に向かってＡｌの濃度が増
加していることがわかる。ちなみに、図１に示したμ−
回折はＡｌを高濃度に含有する領域での回折パターンで
あるが、斜方晶であり、また、その格子定数からフォル
ステライトであることが、回折パターンの解析から確認
された。

【００３１】これに対して、特性の劣る鋼板（ｂ）、
（ｃ）、（ｄ）および（ｅ）の下地被膜は、フォルステ
ライト粒子のみからなっているがＡｌを含有していな
い。例えば鋼板（ｂ）のフォルステライト系被膜につい
て、電子顕微鏡による写真およびμ−回折を図４に、そ
の説明図を図５に、それぞれ示すように、フォルステラ
イト粒子のみからなっており、しかもフォルステライト
粒子は図６に示されるようにＡｌを含んでいない。

【００３２】また、同じく特性の劣る鋼板（ｆ）や
（ｇ）は従来技術に認められるものと同様、フォルステ
ライト粒子とＡｌを含有するスピネル粒子の２種類の酸
化物からなっている。例えば鋼板（ｇ）のフォルステラ
イト系被膜について、その電子顕微鏡による写真および
μ−回折を図７に、その説明図を図８に示すように、下
地被膜の構造として、地鉄６とフォルステライト粒子１
との間にスピネル粒子５が存在しており、図９に示すよ
うに、フォルステライト粒子中にＡｌは含有されておら
ず、スピネル粒子中のＡｌの濃度は一定となっている。

【００３３】以上で述べた、微視的な下地被膜の構造お
よびこの構造が下地被膜の性質に関わってくるという事
実は、これまで知られてはおらず、この実験から得た新
規な知見である。

【００３４】次に、上記した微視的な被膜構造の変化
が、如何なる機構によって鋼板の磁気特性に影響を及ぼ
すかについて考察した結果を述べる。フォルステライト
被膜は鋼板に対して張力を及ぼすと同時に、反作用とし
て、鋼板から強い圧縮応力を受けている。ここで、フォ
ルステライト粒子と鋼板との間にスピネルのようなヤン
グ率が高く硬い物質が存在すると、鋼板への張力作用が
より強く働くことが予想されるが、実際は、これとは逆
に、このような硬い物質が存在することによって、セラ
ミックスであるフォルステライト被膜の靱性が劣化し、
被膜が破断されやすくなって、微視的な領域において被
膜は剥落することになる。その結果、フォルステライト
被膜は、鋼板へ張力を有効に作用させることができず
に、被膜の張力作用は不均一なものとなり、渦電流損や
ヒステリシス損の増大により鉄損が増加して磁気特性が
劣化する。

【００３５】これに対し、フォルステライト粒子にＡｌ
を含有させた新しい被膜では、被膜の靱性は損なわれ
ず、また地鉄に向かってＡｌ含有量が増加していくこと
によってフォルステライトの結晶の格子間隔も増加する
ことが、電子線のμ−回折によって確認されており、こ
うした変化がより強い張力作用を地鉄に及ぼす結果にな
る。換言すると、上記した鋼板（ａ）の下地被膜は、一
種の微視的な傾斜機能を有する被膜ということができ
る。以上、フオルステライト粒子がＡｌを含有し、かつ
Ａｌ含有領域が地鉄と接する位置にあること、およびＡ
ｌの濃度が地鉄に向かって増加していることが、鋼板
（ａ）の製品の下地被膜の特徴であり、これが被膜の密
着性を格段に向上させ、また磁気特性をも向上させた要
因である。さらに、被膜と鋼板との密着性が強固なもの
になることによって、フォルステライトやその上に塗布
された張力コーティングによる張力が鋼板に有効に伝達
され、方向性電磁鋼板の鉄損が向上したものと推定され
る。

【００３６】ちなみに、上記の鋼板（ａ）〜（ｇ）の下
地被膜のフォルステライト粒子の平均粒径は、いずれも
０．７μm 以下であり、鋼板（ａ）のものにおいて、と
りわけ平均粒径が小さい傾向はなく、このことが被膜の
密着性を向上させたわけではなかった。

【００３７】次に、鋼板（ａ）のようなＡｌを含有する
フォルステライト粒子を形成する手法について、詳しく
説明する。すなわち、この発明に従うフォルステライト
系被膜を得るには、１次再結晶焼鈍後の鋼板表面層に生
成する酸化物として、シリカ（ＳｉＯ₂ ）だけでなくフ
ァイヤライト（Ｆｅ₂ ＳｉＯ₄ ）を存在させること、お
よび焼鈍分離剤中にＡｌを含有する物質を微量に含むこ
とが重要である。このファイヤライトは被膜形成反応の
過程においてＭｇＯと反応しオリビン｛（Ｆｅ，Ｍｇ）
₂ ＳｉＯ₄ ｝となり、最終的にフォルステライト（Ｍｇ
₂ ＳｉＯ₄ ）に変化していくが、この反応過程の制御が
極めて重要であり、反応時期を正しく制御することによ
って、フォルステライト粒子中に焼鈍分離剤中の上記Ａ
ｌ成分、同時に鋼板中に存在するＡｌをも、有効にフォ
ルステライト粒子中に取り込むことができる。

【００３８】この反応時期の制御のためには、反応物の
ＭｇＯを大量に含む焼鈍分離剤中にＡｌを含有させるこ
とが必要であり、その含有量はＡｌ₂ Ｏ₃ に換算して
０．０１〜８．０％とする。

【００３９】さらに、１次再結晶焼鈍と同様に最終仕上
げ焼鈍における雰囲気ガスの制御も肝要となる。すなわ
ち、第１に、１次再結晶焼鈍後の鋼板表面に適正な量の
ファイヤライトを生成させるためには、１次再結晶焼鈍
を、５００℃以上の平均昇温速度を５℃／ｓ以上にて焼
鈍温度を７００〜９５０℃の範囲に調整し、かつ少なく
とも５００℃以上の温度域において、雰囲気のＰ（Ｈ₂
Ｏ）／Ｐ（Ｈ₂ ）を６０秒間以上にわたって０．１５〜
０．７５として行うことが、肝要である。なお、ファイ
ヤライトはシリカに比較し、より鋼板表面側に生成する
酸化物であり、上記の雰囲気にて生成させたのち、例え
ば還元処理によってシリカになる場合もあるが、ファイ
ヤライトが完全にシリカに還元されるのでなければ、こ
の発明の技術は十分に適用でき、残存するファイヤライ
トによって目的は達成される。

【００４０】特に、鋼板表面に存在するファイヤライト
は、オリビン｛（Ｆｅ，Ｍｇ）₂ ＳｉＯ₄ ｝形成反応上
重要であり、図１０に示す鋼板の赤外反射スペクトルに
おけるファイヤライトのピーク位置（９８０ｃｍ^-1）と
シリカのピーク位置（１２４０ｃｍ^-1）とから、図１１
に示した計算法に基づいて算出した、ファイヤライトの
吸光度：Ａｆとシリカの吸光度：Ａｓとの比：Ａｆ／Ａ
ｓを、０．３〜５．０の範囲とすることによって、さら
に一段と優れた下地被膜を得ることができる。

【００４１】この発明の下地被膜を形成させる要件の第
２として、１次再結晶焼鈍後に、純粋なＭｇＯを７０〜
９７％で含有し、かつＡｌを含む物質またはマグネシア
中にＡｌ₂ Ｏ₃ に換算して０．０１〜８．０％の量のＡ
ｌを含有する焼鈍分離剤を塗布することである。これに
より、良好なフォルステライト粒子が生成すると同時
に、焼鈍分離剤や地鉄から供給されたＡｌがフォルステ
ライト粒子中に取り込まれることになる。

【００４２】さらに、第３の必須要件としては、最終仕
上げ焼鈍を、４００〜１０００℃の昇温過程では、Ｎ₂
およびＡｒのいずれか一方の雰囲気または両者の混合雰
囲気にて、１０００℃をこえる温度域ではＨ₂ 雰囲気ま
たはＨ₂ を含有する雰囲気にて、１０００〜１２５０℃
の温度域に保持して行うことである。すなわち、４００
〜１０００℃の昇温過程では、Ｎ₂ およびＡｒのいずれ
か一方の雰囲気または両者の混合雰囲気とするのは、低
温におけるファイヤライトの分解を抑制することで、高
温におけるオリビン生成反応を進行させるためである。

【００４３】また、１０００℃をこえる温度域ではＨ₂
雰囲気またはＨ₂ を含有する雰囲気にて行うのは、高温
でのＨ₂ 含有雰囲気が、フォルステライト被膜の形成反
応を促進させるからであり、併せて、フォルステライト
粒子に含有されるＡｌが地鉄との境界側に偏在するよう
になり、この発明の目的とする下地被膜が形成される。
さらに、１０００〜１２５０℃の温度で焼鈍すること
は、フォルステライト被膜の形成反応を完了させるため
に必要である。

【００４４】以下、この発明の方向性電磁鋼板およびそ
の製造方法に関して、その各構成要件について詳述す
る。まず、この発明の方向性電磁鋼板の成分組成につい
て延べる。 Ｓｉ：１．５〜７．５％ Ｓｉは、電気抵抗を増加させ鋼板の渦電流損を低減する
のに必要な成分であり、この目的のためには１．５％以
上含有させる必要があるが、７．５％をこえると加工性
が劣化することから、１．５〜７．５％の範囲とする。

【００４５】Ｍｎ：０．０３〜３．５％ Ｍｎは、Ｓｉと同様に電気抵抗を高め、また製造時の熱
間加工性を向上させる、重要な成分である。このために
は０．０３％以上含有させることが必要であるが、３．
５％をこえて含有させると、γ変態を誘起して磁気特性
が劣化することから、０．０３〜３．５％の範囲とす
る。

【００４６】また、不純物としては、Ｃを０．００５０
％以下、Ｓを０．００２０％以下、Ｎを０．００２０％
以下、Ｓｅを０．００２０％以下、Ｏを０．００２０％
以下、Ｔｉを０．００３０％以下、Ｂを０．０００５
％、Ｎｂを０．００２０％以下に、それぞれ制限するこ
とが好ましい。すなわち、これらの元素が鋼板中に含有
されると、鋼中での存在形態によっては鋼板のヒステリ
シス損を増加し鉄損値を劣化させる可能性があるため、
それぞれ上記範囲に制限することが好ましい。これらの
元素の含有量を制限するには、溶鋼を高純度化すること
が有効であるが、他の方法として、焼鈍分離剤中のＣａ
やＳｒ等の含有量を増加させて、最終仕上げ焼鈍時の純
化を強化することでも対処できる。

【００４７】その他、必要により特性向上のための元素
を含有させることができる。例えば、Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃ
ｕ，Ｃｒ，Ｎｉ，ＧｅおよびＢｉなどは、２次再結晶組
織を改善するのに有効な添加成分であり、ヒステリシス
損を低減し鉄損を改善する効果がある。これらの他にも
公知の添加元素を含有させることが可能である。

【００４８】さて、この発明で対象とする鋼板は、圧延
方向に磁化容易軸＜００１＞を配向させた（１１０）＜
００１＞方位や（１００）＜００１＞方位などを主方位
とする方向性電磁鋼板であり、その表面には、最終仕上
げ焼鈍時に生成されたフォルステライト系被膜からなる
下地被膜を有する。このフォルステライト被膜は、鋼板
表面層に存在するファイヤライト（Ｆｅ₂ ＳｉＯ₄ ）お
よびシリカ（ＳｉＯ₂）と、鋼板表面に塗布された焼鈍
分離剤中のＭｇＯとが、最終仕上げ焼鈍中に次式（１）
および（２）に従って反応したものである。 Ｆｅ₂ ＳｉＯ₄ ＋２ＭｇＯ→Ｍｇ₂ ＳｉＯ₄ ＋２ＦｅＯ----（１） ＳｉＯ₂ ＋２ＭｇＯ→Ｍｇ₂ ＳｉＯ₄ ----（２）

【００４９】そして、このフォルステライト系の下地被
膜において、次の（イ）〜（ハ）が満たされることが、
この発明の作用効果を得るために必要である。すなわ
ち、（イ）下地被膜は大部分がフォルステライト粒子か
ら構成されていること、（ロ）地鉄と接するフォルステ
ライト粒子内にＡｌが固溶していること、（ハ）地鉄と
接するフォルステライト粒子内において、固溶Ａｌの濃
度が地鉄側に向かって増加していることが必須の構成要
件となる。

【００５０】なお、下地被膜には、２０％未満のＴｉＮ
粒子やスピネル（ＭｇＡｌ₂ Ｏ₄ ）粒子を含有すること
が可能であるが、少なくとも７０％はフォルステライト
粒子からなることが必要であり、これにより密着性と鉄
損特性に優れた鋼板を得ることができる。

【００５１】さらに、フォルステライト粒子は、平均結
晶粒径が０．０５〜０．５μm であることが、下地被膜
の密着性をさらに高めるのに有利である。なぜなら、フ
ォルステライト粒子の平均結晶粒径が０．５μｍを超え
ると被膜の密着性が低下する傾向を有し、逆に０．０５
μｍ未満の場合、結晶粒界密度が増加して、粒界拡散に
よる鋼板の酸化、窒化が起こりやすくなり、いずれの場
合も下地被膜の密着性の向上効果を低減する方向に作用
するからである。

【００５２】また、上記下地被膜の地鉄と接するフォル
ステライト粒子内にＡｌが固溶し、かつ固溶Ａｌの濃度
が地鉄と接する側に向かって増加していることが、下地
被膜の密着性を高め、鋼板への張力作用を高めるために
必要である。これは、Ａｌを含有することによって、フ
ォルステライト結晶粒の格子間隔を増加させ、下地被膜
の靱性を損なわず張力作用を増進させることができるか
らである。

【００５３】なお、Ａｌの濃度分布については、フォル
ステライト粒子内部について、電子顕微鏡を用いての微
視的領域のＡｌ濃度分析を行うことで評価できる。さら
に、Ａｌがフォルステライト粒子への固溶していること
の確認は、Ａｌ含有域における電子顕微鏡を用いてのＭ
ｇ，Ｏ，Ｓｉの分析によって成分を、また同じく電子顕
微鏡を用いてμ−回折を測定してフォルステライトの結
晶系である斜方晶の確認と格子定数とを知ることにて、
行うことができる。

【００５４】次に、このような下地被膜を有する方向性
電磁鋼板を製造するための有利な手法について、詳しく
説明する。まず、出発素材の成分について述べる。 Ｃ：０．１０％以下、Ｃは、含有量が０．１０％をこえ
ると脱炭焼鈍工程において脱炭不良を招き、磁気特性が
劣化するため、その含有量を０．１０％以下とする。

【００５５】Ｓｉ：１．５〜７．５％ Ｓｉは、電気抵抗を増加させ鉄損を低減させるために必
須の成分であり、このためには１．５％以上含有させる
ことが必要であるが、７．５％を超えて含有させると加
工性が劣化し製品の製造や製品の加工が極めて困難にな
る。従って、その含有量は１．５〜７．５％の範囲とす
る。

【００５６】Ｍｎ：０．０３〜３．５％ Ｍｎは、Ｓｉと同様に電気抵抗を高め、また製造時の熱
間加工性を向上させるのに重要な成分である。そのため
には０．０３％以上の含有が必要であるが、３．５％を
こえて含有するとγ変態を誘起して磁気特性が劣化す
る。従って、その含有量は０．０３〜３．５％の範囲と
する。

【００５７】鋼中にはこれらの成分の他に、２次再結晶
を誘起させるためのインヒビターが必要である。インヒ
ビター形成成分としては、Ａｌ，Ｂ，Ｎ，Ｓ，Ｓｅ，Ｓ
ｂ，Ｓｎ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｇｅ，Ｂｉ，Ｔｅ，Ｐ
ｂ，Ｚｎ，Ｉｎ，ＰおよびＶなどから選ばれる１種また
は２種以上を含有する必要がある。

【００５８】これらのインヒビター形成成分は、熱延中
の鋼中Ｍｎ化合物、Ｃｕ化合物もしくは窒化物として析
出してインヒビターとして作用し、鋼板の１次再結晶粒
の正常粒成長を抑制する。また、ＳｂやＳｎは、結晶粒
界に偏析して上記１次再結晶粒の正常粒成長を抑制す
る。特に、Ｓ，Ｓｅ，Ａｌ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｕ，Ｃｒ，
Ｎｉ，ＧｅおよびＢｉは、インヒビターとして良好な２
次再結晶組織を得るのに有効であり、これらの中から１
種もしくは２種以上を選び、Ｓｂ, Ｂｉにおいては０．
０００５〜０．０８０％、Ｃｕ, Ｃｒ, Ｎｉ, Ｓｎまた
はＧｅにおいては０．００１０〜１．３０％、Ｓ，Ｓ
ｅ，Ａｌにおいては０．０１０〜０．０３５％にて添加
することが、高磁束密度かつ低鉄損の方向性電磁鋼板を
得るのに好都合である。

【００５９】上記成分組成に調整された方向性電磁鋼板
用スラブは、従来の各種方法によってスラブとされる。
すなわち、連続鋳造により通常は２００〜３００ｍｍ厚
のスラブとされるが、３０〜１００ｍｍの薄スラブを用
いても、この発明の効果に差異はない。薄スラブを用い
る場合には、特に熱間圧延の粗圧延を省略することが可
能となる。

【００６０】このようなインヒビター成分を含有する鋼
スラブを熱間圧延し、１回もしくは２回以上の冷間圧延
で最終板厚とし、１次再結晶焼鈍を施し最終仕上げ焼鈍
により磁気特性を得る一連の工程によって、この発明の
方向性電磁鋼板が製造される。ここで、磁束密度の向上
などの必要に応じて、熱延板焼鈍を施すことができる。

【００６１】ここで、１次再結晶焼鈍工程において、ま
ず５００℃以上の平均昇温速度を５℃／ｓ以上にて焼鈍
温度を７００〜９５０℃の範囲に調整することが必要で
ある。すなわち、５００℃以上の高温領域では鋼板の酸
化が進行するが、平均昇温速度が５℃／ｓ未満の場合や
焼鈍温度が７００℃未満の場合には、鋼板表面に緻密な
シリカのスケールが生成し、その後の処理や雰囲気調整
によっても、ファイヤライトが生成しづらく目的のフォ
ルステライト系被膜の形成が不能となる。また、焼鈍温
度が９５０℃を超えると、１次再結晶粒が粗大化し、良
好な２次再結晶組織が得られなくなる。

【００６２】さらに、５００℃以上の温度域において、
雰囲気のＰ（Ｈ₂ Ｏ）／Ｐ（Ｈ₂ ）を６０秒間以上にわ
たって０．１５〜０．７５とすることが必要である。す
なわち、上述のように５００℃以上の温度域において表
面酸化は急激に進行するが、このときファイヤライトを
効果的に生成するには、Ｐ（Ｈ₂ Ｏ）／Ｐ（Ｈ₂ ）を６
０秒間以上にわたって０．１５〜０．７５とすることが
必要である。この条件から外れた場合には、１次再結晶
焼鈍板の表層部に十分なファイヤライトが含まれた内部
酸化層を生成することができず、この発明の特徴である
下地被膜を形成することができない。

【００６３】ここで、１次再結晶焼鈍に引き続いて、鋼
板表面のファイヤライトをシリカとの赤外反射スペクト
ルの吸光度比：Ａｆ／Ａｓで０．３〜５．０の範囲に分
解処理することが、この発明の下地被膜のＡｌの分布を
さらに適切にして、より優れた被膜の密着性と鉄損特性
を得るために有効である。なお、分解処理には、Ｈ₂分
圧比の高いガスでファイヤライトを高温で還元処理した
り、乾燥中性ガス中で熱処理することによって、ファイ
ヤライトをシリカヘと分解する方法などが用いられる。

【００６４】また、１次再結晶焼鈍後に鋼板表面に塗布
する焼鈍分離剤は、Ａｌ含有物質をＡｌ₂ Ｏ₃ 換算の当
量で０．０１〜８．０mass％含有し、かつマグネシアを
ＭｇＯ換算の当量で７０mass％以上含有することが、肝
要である。すなわち、焼鈍分離剤中にマグネシアをＭｇ
Ｏ換算の含有量として７０％以上含有させることが、フ
ォルステライトを主成分とする下地被膜を形成させるた
めに有利であり、７０％未満になると、良好なフォルス
テライトが生成されずに下地被膜の密着性と張力作用が
劣化する。次に、Ａｌ含有物質の含有がＡｌ₂ Ｏ₃ 換算
の当量で０．０１％未満では、地鉄からフォルステライ
ト粒子へＡｌが侵入せずにスピネル等を生成したり、焼
鈍分離剤からフォルステライト粒子へＡｌの侵入がなさ
れず、この発明の目的の下地被膜が形成されない。一
方、Ａｌ₂ Ｏ₃ 換算の当量が８．０％をこえると、上記
した式（１）や（２）で表されるフォルステライト反応
そのものが抑制されるようになり、良好なフォルステラ
イト系下地被膜が形成されない。なお、焼鈍分離剤に含
有されるＡｌの形態としては、マグネシア中に固溶する
Ａｌであっても、その作用に変わりがないことはいうま
でもない。

【００６５】さらに、最終仕上げ焼鈍を、４００〜１０
００℃の昇温過程では、Ｎ₂ およびＡｒのいずれか一方
の雰囲気または両者の混合雰囲気にて、１０００℃をこ
える温度域ではＨ₂ 雰囲気またはＨ₂ を含有する雰囲気
にて、１０００〜１２５０℃の温度域に保持して行う必
要がある。すなわち、最終仕上げ焼鈍の４００〜１００
０℃の昇温過程は、Ｎ₂ およびＡｒのいずれか一方の雰
囲気または両者の混合雰囲気とするのは、低温における
ファイヤライトの分解を抑制することで、高温における
オリビン生成反応を進行させるためである。また、１０
００℃をこえる温度域ではＨ₂ 雰囲気またはＨ₂ を含有
する雰囲気とするのは、高温でのＨ₂ 含有雰囲気がフォ
ルステライト被膜形成反応を促進させるからである。こ
れにより、フォルステライト粒子に含有されるＡｌが地
鉄との境界側に偏在するようになり、この発明で所期す
る下地被膜が形成される。また、１０００〜１２５０℃
の温度で焼鈍する理由は、この温度域での焼鈍によりフ
ォルステライト被膜形成反応が完了するからである。

【００６６】上記した製造条件に加えて、１次再結晶焼
鈍後かつ２次再結晶前に、鋼中にＮを上限５５０ppm で
含有させる、窒化処理を施すことも、この発明の方向性
電磁鋼板の特性をより向上させるのに効果的である。す
なわち、この処理によって、鋼中のインヒビターの能力
が高まり、より磁気特性に優れた方向性電磁綱板を得る
ことができる。ここで、窒化処理の方法としては、１次
再結晶焼鈍に引き続いてアンモニア含有雰囲気中で熱処
理を行ってもよいし、焼鈍分離剤としてＴｉＮ、ＦｅＮ
やＭｎＮなどの窒化物を焼鈍分離剤中に含有させてもよ
い。

【００６７】同様に、最終冷間圧延後かつ最終仕上げ焼
鈍前または後に、鋼板表面に複数の溝を形成するか、も
しくは線状の局部歪を鋼板に導入し、鋼板の磁区を細分
化して鉄損を低減する、磁区細分化処理を適用すること
も可能であり、この処理との併用により、格段に優れた
鉄損値を得ることが可能となる。ここで、鋼板表面に線
状の局部歪を導入する方法としては、プラズマジェット
やレーザー照射を線状に施す方法が、有利に適合する。
また、鋼板表面に溝を形成する方法としては、マスキン
グした状態でエッチング処理を行うことや、突起ロール
によって線状の凹みを設けることが、有利に適合する。

【００６８】最終仕上げ焼鈍後は、必要に応じて絶縁コ
ーティングを塗布焼き付け、さらに平坦化焼鈍を施して
製品とする。

【００６９】

【実施例】実施例１ 表２に示すスラブＡの成分組成の溶鋼を連続鋳造で鋳込
んで厚み２５０mmのスラブをＡ−１〜Ａ−７まで７本作
製し、１１８０℃の温度に３時間保持した後、スラブの
幅を４０mm減少させる幅圧下を行い、さらに厚みを２０
０mmに減厚した後、誘導加熱炉に装入し３０分で１４１
０℃まで昇温して１０分間均熱した後、熱間圧延を開始
した。熱間圧延は粗圧延で３５ｍｍ厚とし、仕上げ圧延
で１．８mmの厚さに仕上げた。

【００７０】

【表２】

【００７１】その後、各コイルは１１００℃で４０秒間
の熱延板焼鈍を施し、ミスト水で３５℃／ｓで冷却し
た。このときの焼鈍雰囲気は、露点５０℃のプロパン燃
焼ガスとし、鋼板表層を脱炭して該表層のＣ含有量を
０．００８％に低減した。その後、各コイルは酸洗し、
ゼンジマー圧延機で各圧延パス出側温度が１７０〜２５
０℃の温間圧延により、０．１９mmの最終板厚に圧延し
た。次いで、脱脂後、８５０℃で３分間の脱炭焼鈍を施
した。その際、５００℃〜８５０℃の昇温速度を２０℃
／ｓとした。

【００７２】各鋼板を脱脂し、１分間の昇温と８５０℃
で均熱３分間の脱炭焼鈍を施すに当たり、記号Ａ−１，
Ａ−２，Ａ−３およびＡ−４はＰ（Ｈ₂ Ｏ）／Ｐ
（Ｈ₂ ）が０．５０の湿水素・窒素雰囲気で全処理を行
い、Ａ−５とＡ−６はＰ（Ｈ₂ Ｏ）／Ｐ（Ｈ₂ ）が０．
５５の雰囲気で８５０℃昇温後２０秒間まで、その後は
Ｐ（Ｈ₂ Ｏ）／Ｐ（Ｈ₂ ）が０．０１の雰囲気で処理し
た。また、Ａ−７はＰ（Ｈ₂Ｏ）／Ｐ（Ｈ₂ ）が０．５
０の湿水素・窒素雰囲気で２分間脱炭焼鈍した後、さら
に引き続いてＰ（Ｈ₂ Ｏ）／Ｐ（Ｈ₂ ）が０．００５の
雰囲気で、１分間焼鈍した。これらの鋼板はいずれもＣ
含有量を０．００２％以下まで脱炭し、酸素目付量を
０．８〜１．１ｇ／ｍ² に調整した。

【００７３】その後、マグネシアに５％のＴｉＯ₂ 、２
％のＳｒ（０Ｈ）₂ および２％のＳｎＯ₂ を添加した焼
鈍分離剤を、鋼板両面に１２ｇ／ｍ² 塗布し、コイル状
に巻取ったのち、最終仕上げ焼鈍を施した。ここで、鋼
板Ａ−１，Ａ−２，Ａ−３およびＡ−５には、ＡｌをＡ
ｌ₂ Ｏ₃ 換算で０．１％含有するマグネシアを用い、Ａ
−４，Ａ−６およびＡ−７には、従来例としてＡｌをＡ
ｌ₂ Ｏ₃ 換算で０．００１％未満含有する純度９７％の
マグネシアを用いた。

【００７４】最終仕上げ焼鈍は、鋼板Ａ−１，Ａ−４，
Ａ−５，Ａ−６およびＡ−７について、Ｎ₂ 単独の雰囲
気下において３０℃／ｈの昇温速度で８５０℃まで昇温
し、引き続き１５時間保持した後、２５％Ｎ₂ と７５％
Ｈ₂ の混合雰囲気で１１００℃まで１２℃／ｈの昇温速
度で昇温し、以後Ｈ₂ 単独雰囲気で１１５０℃まで昇温
して５時間保持し冷却した。

【００７５】また、鋼板Ａ−２は、８４０℃まで３０℃
／ｈの昇温速度で昇温したが、Ｎ₂単独雰囲気下で３５
０℃まで昇温し、その後１０％Ｈ₂ と９０％のＮ₂ の混
合雰囲気で８５０℃まで昇温し、引き続き１５時間保持
した後、２５％Ｎ₂ と７５％Ｈ₂ の混合雰囲気で１１０
０℃まで１２℃／ｈの昇温速度で昇温し、以後Ｈ₂ 単独
雰囲気で１１５０℃まで昇温して５時間保持し冷却し
た。さらに、鋼板Ａ−３は、Ｎ₂ 単独の雰囲気下におい
て３０℃／ｈの昇温速度で８５０℃まで昇温し、引き続
き１５時間保持した後１１００℃まで１２℃／ｈの昇温
速度で昇温し、以降２５％Ｎ₂ と７５％Ｈ₂ の混合雰囲
気で１１５０℃まで昇温して、Ｈ₂ 単独雰囲気に切り替
えて５時間保持して冷却した。

【００７６】これら鋼板のコイルは、最終仕上げ焼鈍の
冷却後、未反応分離剤を除去し、コロイダルシリカを含
有するリン酸マグネシウムを主成分とする張力絶縁コー
ティングを塗布し８００℃で焼き付けた。

【００７７】かくして得られた鋼板について、その被膜
外観および鋼板を各種直径の丸棒に巻きつけ被膜が剥離
しない丸棒の直径を求める方法で被膜の密着性を評価し
た。さらに、フォルステライト系被膜の薄膜断面をイオ
ンミリングの技術を用いて準備し、透過電子顕微鏡での
被膜粒子断面の観察および分析電子顕微鏡での成分調査
を行った。これらの評価および調査結果を表３に示す。

【００７８】さらに、これらの鋼板の表面にプラズマジ
ェットを間隔５mmで線状に照射し製品とした。各製品よ
り圧延方向に沿って幅１００mmおよび長さ４００mmのＳ
ＳＴ（単板試験）の試験片を採取し、１．７Ｔの磁束密
度における鉄損の値Ｗ_17/50および磁束密度Ｂ₈ を測定
した。これらの測定結果を、表３に併せて示す。

【００７９】

【表３】

【００８０】表３に示すように、この発明に従う成分お
よび下地被膜を有する方向性電磁鋼板の製品Ａ−１は、
優れた密着性を示すとともに、極めて低鉄損の磁気特性
が得られた。

【００８１】実施例２ 表２に示したスラブＢおよびＣの成分組成の溶鋼を、連
続鋳造機で各１２本鋳込み、厚さ２２０mmのスラブとし
た。鋳込み後の各スラブは、ガス加熱炉に装入して１２
００℃に加熱し、その後粗圧延で４５mmとし、仕上げ圧
延で２．４mmの板厚まで熱間圧延した。

【００８２】その後、各コイルは１０００℃まで１５℃
／ｓの昇温速度で昇温した後、３０秒間保持しミスト水
を噴射し急冷した。このとき、焼鈍雰囲気として空燃比
０．９５で露点４５℃の燃焼ガスを用い、鋼板表層を脱
炭焼鈍し、そのＣ含有量を０．０２０％に低減した。次
いで、酸洗しタンデム圧延機によって最終圧延スタンド
出側の板温として最高温度が２５０℃となる温間圧延を
行い、最終板厚０．３４mmに仕上げた。

【００８３】さらに、各鋼板を脱脂後、８２０℃で２分
間の脱炭焼鈍を施した。その際、５００℃〜８２０℃の
昇温速度は１４℃／ｓとした。焼鈍は、Ｐ（Ｈ₂ Ｏ）／
Ｐ（Ｈ₂ ）が０．５５の湿水素・窒素雰囲気とした。酸
素目付量は、０．９８〜１．４５ｇ／ｍ² の範囲であ
り、Ｃ含有量はいずれも０．００２％以下に脱炭されて
いた。

【００８４】脱炭焼鈍後、スラブＢの成分からなる鋼板
は、４％のＴｉＯ₂ と２％の硫酸ストロンチウムを添加
し、残部は純度９７〜９８％のマグネシアからなる焼鈍
分離剤を鋼板表面に塗布（鋼板両面で１３ｇ／ｍ² ）し
て巻き取った。なお、ＭｇＯには、Ａｌ₂ Ｏ₃ に換算し
て０．００１％〜１５．５％のＡｌを含有する各種類の
マグネシアをそれぞれ用いた。また、スラブＣの成分か
らなる鋼板は、焼鈍分離剤として、４％のＴｉＯ₂ と２
％の硫酸ストロンチウムを含有し、マグネシアを５０％
から９６％の範囲で含有し、残部をＣａＯとしたもの
を、各鋼板表面に塗布し巻きとった。ここで、マグネシ
アとしては、Ａｌ₂ Ｏ₃ に換算して０．２４％のＡｌを
含有し、純度９５％のマグネシアを用いた。

【００８５】その後、各鋼板には、昇温速度３０℃／ｈ
とし、昇温時８００℃までＮ₂ 単独の雰囲気、その後１
０５０℃までは３０％Ｎ₂ と７０％Ｈ₂ の混合雰囲気、
以後Ｈ₂ 単独雰囲気で１１８０℃まで昇温後５時間保持
する、最終仕上げ焼鈍を施した後、未反応分離剤を除去
した。これら鋼板のコイルには、さらに６０％のコロイ
ダルシリカを含有するリン酸アルミニュウムを主成分と
する絶縁コーティングを塗布し８００℃で焼き付け製品
とした。

【００８６】かくして得られた鋼板について、その被膜
外観および鋼板を各種直径の丸棒に巻きつけ被膜が剥離
しない丸棒の直径を求める方法で被膜の密着性を評価し
た。さらに、フォルステライト系被膜の薄膜断面をイオ
ンミリングの技術を用いて準備し、透過電子顕微鏡での
被膜粒子断面の観察および分析電子顕微鏡での成分調査
を行った。これらの評価および測定結果の一部を表４に
示す。

【００８７】さらに、各製品より圧延方向に沿ってエプ
スタインサイズの試験片を切り出し、８００℃で３時間
の歪取焼鈍を施した後、１．７Ｔの磁束密度における鉄
損の値 W_17/50 および磁束密度Ｂ₈ を測定した。これら
の測定結果の一部を、表４に併せて示す。

【００８８】

【表４】

【００８９】また、焼鈍分離剤中のＡｌ₂ Ｏ₃ に換算し
たＡｌ含有量の鉄損に及ぼす影響を図１２に、焼鈍分離
剤中の純ＭｇＯ換算含有量の鉄損に及ぼす影響を図１３
に、それぞれ示す。

【００９０】図１２および１３に示すように、焼鈍分離
剤中のＡｌ₂ Ｏ₃ に換算したＡｌ含有量として０．０１
〜８．０、そして焼鈍分離剤中のＭｇＯ換算含有量とし
て７０％以上に規制するのが、鉄損特性の点で有利であ
ることがわかる。

【００９１】実施例３ 表２のスラブＤ〜Ｋで示した成分を有する鋼を溶製し、
厚み２２０mmの鋼スラブに連続鋳造で鋳込んだ。これら
のスラブは、ガス燃焼炉で表面温度を１２００℃に昇温
した後、炉から取り出し表面温度が１１５０℃になるま
で冷却し、次に誘導加熱式の加熱炉に装入して１３８０
℃に加熱後、粗圧延と仕上げ圧延機での熱間圧延によ
り、２．４mmの熱延コイルとした。

【００９２】これらのコイルは、２００℃に加熱した後
酸洗し、タンデム圧延機によって、記号Ｄの鋼板は０．
５５mm厚、その他の鋼板は１．８０mm厚まで冷間圧延し
た。その後、中間焼鈍として、記号Ｄの鋼板は９７０℃
まで１２℃／ｓの速度で昇温し、さらに６０秒間保持し
た後ジェット水を噴射して３０秒間で冷却する熱処理
を、その他の鋼板は１１００℃まで１０℃／ｓの速度で
昇温し、さらに６０秒間保持した後ジェット水を噴射し
て３０秒間で冷却する熱処理を、それぞれ行った。次い
で、各コイルは、ゼンジマー圧延機で最高板温度、２２
０℃の温間圧延と１５０〜２００℃でのパス間時効を施
し、５パスの圧延で０．２２mmの最終板厚に仕上げた。

【００９３】その後、各コイルには、脱脂後に電解エッ
チングによって深さ２０μm 、幅１２０μm 、圧延直角
方向に伸びた溝を、圧延方向への繰り返し間隔５mmでも
って繰り返し形成した。そして、８５０℃で２分間、Ｐ
（Ｈ₂ Ｏ）／Ｐ（Ｈ₂ ）が０．５２の湿水素・窒素雰囲
気での脱炭焼鈍を施したが、その際、各鋼板を２分割
し、５００〜８５０℃での昇温速度を、一方の鋼板は
４．０℃／ｓとし、他方の鋼板は１７℃／ｓとした。

【００９４】その後、Ａｌ₂ Ｏ₃ に換算して０．００２
％のＡｌと０．２４％のＣａおよび０．０８％のＢを含
有する純度９８％のマグネシアに、７％のＴｉＯ₂ と２
％の酸化錫を添加した焼鈍分離剤をコイル表面に塗布
し、最終仕上げ焼鈍を施した。

【００９５】最終仕上げ焼鈍は、昇温速度３５℃／ｈと
し、昇温時７５０℃までＮ₂ 単独の雰囲気、その後１１
８０℃までは３５％Ｎ₂ と６５％Ｈ₂ の混合雰囲気、以
後１１８０℃でＨ₂ 単独雰囲気で５時間保持して行い、
その後未反応分離剤を除去した。これらのコイルは、さ
らに６０％のコロイダルシリカを含有するリン酸マグネ
シウムを主成分とする絶縁コーティングを塗布し８００
℃で焼き付け製品とした。

【００９６】かくして得られた鋼板について、その被膜
外観および鋼板を各種直径の丸棒に巻きつけ被膜が剥離
しない丸棒の直径を求める方法で被膜の密着性を評価し
た。さらに、フォルステライト系被膜の薄膜断面をイオ
ンミリングの技術を用いて準備し、透過電子顕微鏡での
被膜粒子断面の観察および分析電顕での成分調査を行っ
た。これらの評価および調査結果を表５に示す。さら
に、各製品より圧延方向に沿ってエプスタインサイズの
試験片を切り出し８００℃で３時間の歪取焼鈍を施した
後、１．７Ｔの磁束密度における鉄損の値Ｗ_17/50 およ
び磁束密度Ｂ₈ を測定した。これらの測定結果も表５に
併せて示す。

【００９７】

【表５】

【００９８】表５より、この発明の製造条件に従って得
られた製品は、良好な被膜の密着性および鉄損特性が共
に得られていることがわかる。

【００９９】実施例４ 表２のスラブＬ〜Ｎに示した成分を有する鋼を溶製し、
厚み７０mmの鋼スラブに連続鋳造で鋳込んだ。これらの
スラブは電気加熱式の加熱炉に装入し、記号Ｌのスラブ
は１３８０℃に、記号ＭおよびＮのスラブは１１８０℃
に加熱後、仕上げ圧延機での熱間圧延により２．６mmの
熱延コイルとした。

【０１００】これらのコイルは、５００℃に焼鈍した後
酸洗し、タンデム圧延機によって１．９０mmまで冷間圧
延した。その後、中間焼鈍として、１０５０℃に加熱し
６０秒間保持した後ジェット水を噴射して３０秒間で冷
却する熱処理を行った。次いで、各コイルはタンデム圧
延機によって０．３４mmの最終板厚まで冷間圧延した。

【０１０１】各コイルには、脱脂後、８２０℃で２分間
の脱炭焼鈍を施したが、その際、５００〜８２０℃の昇
温速度を１７℃／ｓとした。焼鈍雰囲気は、Ｐ（Ｈ
₂ Ｏ）／Ｐ（Ｈ₂ ）が０．５６の湿水素・窒素雰囲気で
行ったが、記号Ｌのコイルについては６分割し、脱炭焼
鈍に引き続いて、８８０℃の温度でＰ（Ｈ₂ Ｏ）／Ｐ
（Ｈ₂ ）が０．５０、０．２０、０．１０、０．０５、
０．０１または０．００４の雰囲気下にて、ファイヤラ
イト分解処理を施した。そして、ファイヤライト分解処
理後の鋼板表面の赤外反射スペクトルを測定し、ファイ
ヤライトとシリカとの赤外反射スペクトルの吸光度比：
Ａｆ／Ａｓを求めた。これらの値を表６に示す。また、
記号Ｍのコイルについては４分割し、脱炭焼鈍に引き続
いて、８００℃で１０％のＮＨ₃ 、７０％のＮ₂ 、２０
％のＨ₂ の雰囲気で２秒間、１０秒間、２５秒間、３５
秒間の窒化処理により、脱炭焼鈍前の鋼中Ｎ含有量：４
３ppm に対して、Ｎ含有量をそれぞれ、１４、６８、１
８２、２５０ppm さらに増加させた。

【０１０２】その後、Ａｌ₂ Ｏ₃ に換算して０．１２％
のＡｌと０．３５％のＣａおよび０．０４％のＢを含有
する純度９７％のマグネシアに、５％のＴｉＯ₂ と２％
の酸化錫を添加した、焼鈍分離剤をコイル表面に塗布
し、最終仕上げ焼鈍を施した。

【０１０３】最終仕上げ焼鈍条件は、昇温速度３５℃／
ｈとし、昇温時８００℃までＮ₂ 単独の雰囲気、その後
１１００℃までは１５％Ｎ₂ と８５％Ｈ₂ の混合雰囲
気、以後Ｈ₂ 単独雰囲気で１２００℃、５時間保持する
最終仕上げ焼鈍を施し、その後未反応分離剤を除去し
た。これらのコイルは、さらに５０％のコロイダルシリ
カを含有するリン酸マグネシウムを主成分とする絶縁コ
ーティングを塗布し、８００℃で焼き付け製品とした。

【０１０４】かくして得られた鋼板について、その被膜
外観および鋼板を各種直径の丸棒に巻きつけ被膜が剥離
しない丸棒の直径を求める方法で被膜の密着性を評価し
た。さらに、フォルステライト系被膜の薄膜断面をイオ
ンミリングの技術を用いて準備し、透過電子顕微鏡での
被膜粒子断面の観察および分析電顕での成分調査を行っ
た。これらの結果を表６に示す。また、各製品より圧延
方向に沿ってエプスタインサイズの試験片を切り出し８
００℃で３時間の歪取焼鈍を施した後、１．７Ｔの磁束
密度における鉄損の値Ｗ_17/50 および磁束密度Ｂ₈ を測
定した。これらの測定結果を表６に併せて示す。

【０１０５】

【表６】

【０１０６】表６より、この発明の製造条件に従って得
られた製品は、優れた被膜の密着性および鉄損特性が共
に得られていることがわかる。

【０１０７】

【発明の効果】以上詳述したように、この発明によれ
ば、被膜の密着性と鉄損特性が共に優れた方向性電磁鋼
板が得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】試料記号（ａ）の鋼板の下地被膜の薄膜断面の
電子顕微鏡写真およびμ−回折結果である。

【図２】図１の下地被膜の構造を説明する図である。

【図３】図１の下地被膜の断面の図２に示された１ｓ〜
１ｆ間において成分元素分析を行いＡｌの濃度変化をＡ
ｌのカウント数と酸素のカウント数との比：Ｎａ／Ｎｏ
で表した図である。

【図４】試料記号（ｂ）の鋼板の下地被膜の薄膜断面の
電子顕微鏡写真およびμ−回折結果である。

【図５】図４の下地被膜の構造を説明する図である。

【図６】図４の下地被膜の断面の図５に示された２ｓ〜
２ｆ間において成分元素分析を行いＡｌの濃度変化をＡ
ｌのカウント数と酸素のカウント数との比：Ｎａ／Ｎｏ
で表した図である。

【図７】試料記号（ｇ）の鋼板の下地被膜の薄膜断面の
電子顕微鏡写真およびμ−回折結果である。

【図８】図７の下地被膜の構造を説明する図である。

【図９】図７の下地被膜の断面の図８に示された３ｓ〜
３ｆ間において成分元素分析を行いＡｌの濃度変化をＡ
ｌのカウント数と酸素のカウント数との比：Ｎａ／Ｎｏ
で表した図である。

【図１０】脱炭焼鈍後の鋼板表面の酸化物であるファイ
ヤライトとシリカを赤外反射スペクトルで測定した結果
を示す図である。

【図１１】赤外反射スペクトルから、ファイヤライトお
よびシリカの吸光度を算出する方法を示した図である。

【図１２】焼鈍分離剤中のＡｌ₂ Ｏ₃ に換算したＡｌ含
有量の鉄損に及ばす影響を示した図である。

【図１３】焼鈍分離剤中のマグネシア換算含有量の鉄損
に及ぼす影響を示した図である。

【符号の説明】

１ フォルステライト（Ａｌ非含有部） ２ Ａｌの含有部と非含有部の境界線 ３ フォルステライト（Ａｌ含有部） ４ スピネル ５ 樹脂 ６ 地鉄 ７ フォルステライト上へのＦｅ合金の重なり部分

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｂ (72)発明者 太田 裕樹 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K026 AA03 AA22 BA02 BA11 BB05 BB10 CA16 CA18 CA23 CA33 CA36 EA06 EA17 EB11 4K033 AA02 BA02 HA01 HA03 JA02 JA08 KA03 LA01 LA02 RA04 SA03 TA03 TA07 5E041 AA02 AA11 AA19 BC01 CA02 HB05 HB07 HB11 HB14 NN01 NN05 NN17 NN18

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｓｉ：１．５〜７．５mass％およびＭ
   ｎ：０．０３〜３．５mass％を含有し、表面に、最終仕
   上げ焼鈍時に生成されたフォルステライト系の下地被膜
   を有する方向性電磁鋼板において、該下地被膜は、その
   大部分がフォルステライト粒子から成り、鋼板の地鉄と
   接するフォルステライト粒子内にＡｌが固溶し、かつ該
   地鉄と接するフォルステライト粒子内での固溶Ａｌの濃
   度が、地鉄側に向かって増加していることを特徴とする
   磁気特性および被膜特性に優れた方向性電磁鋼板。
2. 【請求項２】 請求項１において、鋼板の成分につい
   て、Ｃ：０．００５０mass％以下、Ｓ：０．００２０ma
   ss％以下、Ｎ：０．００２０mass％以下、Ｓｅ：０．０
   ０２０mass％以下、Ｏ：０．００２０mass％以下、Ｔ
   ｉ：０．００３０mass％以下、Ｂ：０．０００５mass％
   およびＮｂ：０．００２０mass％以下に制限したことを
   特徴とする磁気特性および被膜特性に優れた方向性電磁
   鋼板。
3. 【請求項３】 請求項１または２において、フォルステ
   ライト粒子の平均結晶粒径が０．０５〜０．５μm であ
   ることを特徴とする磁気特性および被膜特性に優れた方
   向性電磁鋼板。
4. 【請求項４】 Ｃ：０．１０mass％以下、Ｓｉ：１．５
   〜７．５mass％およびＭｎ：０．０３〜３．５０mass％
   と、インヒビター形成成分とを含有する鋼スラブを熱間
   圧延し、１回もしくは２回以上の冷間圧延で最終板厚と
   したのち、１次再結晶焼鈍後に鋼板表面に焼鈍分離剤を
   塗布してから、２次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる
   最終仕上げ焼鈍を施す、一連の工程によって方向性電磁
   鋼板を製造するに当たり、 該１次再結晶焼鈍は、５００℃以上の平均昇温速度を５
   ℃／ｓ以上にて焼鈍温度を７００〜９５０℃の範囲に調
   整し、かつ５００℃以上の温度域において、雰囲気の水
   蒸気分圧に対する水素分圧の比Ｐ（Ｈ₂ Ｏ）／Ｐ
   （Ｈ₂ ）を６０秒間以上にわたって０．１５〜０．７５
   にして行い、 その後、Ａｌ含有物質をＡｌ₂ Ｏ₃ 換算の当量含有量で
   ０．０１〜８．０mass％含有し、かつマグネシアをＭｇ
   Ｏ換算の当量含有量で７０mass％以上含有する焼鈍分離
   剤を、鋼板表面に塗布し、 次いで最終仕上げ焼鈍を、４００〜１０００℃の昇温過
   程では、Ｎ₂ およびＡｒのいずれか一方の雰囲気または
   両者の混合雰囲気にて、１０００℃をこえる温度域では
   Ｈ₂ 雰囲気またはＨ₂ を含有する雰囲気にて、１０００
   〜１２５０℃の温度域に保持して行うことを特徴とする
   磁気特性および被膜特性に優れた方向性電磁鋼板の製造
   方法。
5. 【請求項５】 請求項４において、１次再結晶焼鈍に引
   き続いて、鋼板表面のファイヤライトをシリカとの赤外
   反射スペクトルの吸光度比Ａｆ／Ａｓ：０．３〜５．０
   の範囲にて分解処理することを特徴とする磁気特性およ
   び被膜特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
6. 【請求項６】 請求項４または５において、鋼スラブ中
   に、Ｓ，Ｓｅ，Ａｌ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｎｉ，
   Ｇｅ，Ｂｉから選ばれる１種もしくは２種以上を、Ｓｂ
   およびＢｉは０．０００５〜０．０８０mass％、Ｃｕ，
   Ｃｒ，Ｎｉ，ＳｎおよびＧｅは０．００１０〜１．３０
   mass％、Ｓ，ＳｅおよびＡｌは０．０１０〜０．０３５
   mass％の範囲で含有することを特徴とする磁気特性およ
   び被膜特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
7. 【請求項７】 請求項４、５または６において、１次再
   結晶焼鈍後かつ２次再結晶焼鈍前に、鋼中にＮを上限５
   ５０ppm にて含有させる、窒化処理を施すことを特徴と
   する磁気特性および被膜特性に優れた方向性電磁鋼板の
   製造方法。
8. 【請求項８】 請求項４、５、６または７において、最
   終冷間圧延後かつ最終仕上げ焼鈍前または後に、鋼板表
   面に複数の溝を形成するか、もしくは線状の局部歪を鋼
   板に導入することを特徴とする磁気特性および被膜特性
   に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。