JP2002194445A - 被膜特性に優れた高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 Biを含有する素材において生じる被膜欠陥を
効果的に防止することによって、被膜外観および密着性
に優れるフォルステライト被膜を有しかつ磁気特性にも
優れた方向性電磁鋼板を得る。 【解決手段】 Biを含有する素材用いて方向性電磁鋼板
を製造するに際し、MgＯを主成分とする焼鈍分離剤中
に、MgＯ：100 重量部に対しTiO₂を３重量部以上添加
し、また塗布乾燥後の焼鈍分離剤中の水分量を鋼板片面
当たり0.5 g/m²以下とし、さらに最終仕上げ焼鈍の昇温
過程においてコイルが 700〜900 ℃の温度域に滞留する
時間を60時間以内とする。

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、被膜特性に優れ
た高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法に関し、特にBi
を含有するスラブから製造される高磁束密度方向性電磁
鋼板において発生が懸念されるフォルステライト被膜欠
陥を効果的に防止しようとするものである。

【０００２】

【従来の技術】変圧器や発電機の鉄心材料として使用さ
れる方向性電磁鋼板には、高磁束密度でかつ低鉄損であ
ることが最も重要な特性として要求される。今日まで方
向性電磁鋼板の低鉄損化を実現するために様々な手段が
講じられてきたが、そのなかでも最終仕上げ焼鈍後の鋼
板の結晶方位をゴス方位と呼ばれる｛１１０｝＜００１
＞方位に高度に集積させることは、最も重用視されてき
た開発目標の一つである。というのは、鉄結晶の磁化容
易軸方向である結晶方位＜００１＞を圧延方向に高度に
集積させることにより、圧延方向への磁化に要する磁化
力が小さくなり、保磁力が低下する結果、ヒステリシス
損が低下し、鉄損が低減されるからである。

【０００３】その他、方向性電磁鋼板の重要な要求特性
として磁化した際の騒音が小さいことが挙げれるが、こ
の問題も結晶方位をゴス方位に揃えることによって大幅
に改善される。すなわち、変圧器から生じる騒音の原因
として、鉄心素材の磁歪振動や電磁振動があることが知
られているが、結晶方位のゴス方位への集積度を向上さ
せることにより、磁歪振動の原因となる90°磁区の生成
が抑制されると同時に、励磁電流が低下して電磁振動が
抑制され、これらの結果として、騒音が低減される。

【０００４】上述したように、方向性電磁鋼板にとって
結晶方位＜００１＞の圧延方向への集積は最も重要な課
題であるといえる。なお、結晶方位の集積度の指標とし
てはＢ₈ （磁化力：800 A/m における磁束密度）が用い
られる場合が多く、方向性電磁鋼板の開発はこのＢ₈ の
向上を大きな目標として推進されている。また、鉄損の
代表的な値としては、励磁磁束密度：1.7 Ｔ、励磁周波
数：50Hzの場合のエネルギー損失であるＷ_17/50 が使用
される。

【０００５】このような方向性電磁鋼板の二次再結晶粒
組織は、最終仕上げ焼鈍中の二次再結晶と呼ばれる現象
を通じて形成され、この二次再結晶によりゴス方位の結
晶粒を優先的に巨大成長させて、所望の磁気特性を有す
る製品を得る。上記の二次再結晶粒の集積を効果的に促
進させるためには、一次再結晶粒の成長を選択的に抑制
するインヒビターと呼ばれる析出分散相を均一かつ適正
なサイズで形成することが重要である。このインヒビタ
ーの存在により一次再結晶粒の正常粒成長が抑制され
最終仕上げ焼鈍中に高温まで細かい一次再結晶粒の状態
が保たれると同時に、良好な方位の結晶粒の成長に対す
る選択性が高まるため、高磁束密度が実現される。一般
に、インヒビターが強力で正常粒成長抑制力が強いほど
高い方位集積度が得られると考えられている。

【０００６】このようなインヒビターとしては、MnＳ，
MnSe，Cu_2-X Ｓ，Cu_2-X Se，AlＮ，ＢＮ等、鋼への溶解
度の小さい物質が用いられる。例えば特公昭33−4710号
公報や特公昭40−15644 号公報には、素材中にAlを含有
させ、最終冷延圧下率を81〜95％の高圧下にすると共に
最終冷延前の焼鈍で強力なインヒビターであるAlＮを析
出させる技術が開示されている。また、上記のインヒビ
ター成分に加えて、Sn，As，Bi，Sb，Ｂ，Pb，Mo，Te，
Ｖ，Ge等を付加的に添加することは、二次再結晶粒の方
位集積度の向上に対して有効であることが知られてい
る。

【０００７】これらの付加的インヒビター元素のなか
で、周期律表で、５Ｂ族元素に分類されるＰ，As，Sb，
Biは結晶粒界上に偏析することで、主インヒビターであ
るMnＳ，MnSe，Cu_2-X Ｓ，Cu_2-X Se，AlＮ等と共同して
正常粒成長抑制力を強化し、磁気特性を高めることが知
られており、これらの元素の中でも、特にBiは鉄に対す
る溶解度が低いことから、粒界偏析効果による正常粒成
長抑制力強化元素として注目されている。

【０００８】しかしながら、Biを含有する素材を用いた
場合には、最終仕上げ焼鈍中に鋼板表面に生じるフォル
ステライトの形成が不良となり、製品の被膜外観や絶縁
コーティングの密着性が劣化することが知られている。
このようなフォルステライト被膜の形成不良に対して、
最終仕上げ焼鈍の際に用いる焼鈍分離剤の含水率を 0.3
〜3 ％の範囲に調節する方法（特開平11−229036号公
報）、脱炭焼鈍板の酸素目付量を 550〜850 ppm の範囲
に調整する方法（特開平10−152725号公報）、焼純分離
剤に用いるMgＯのIg−Loss値を 0.4〜1.5％に調整する
方法（特開平10−25516 号公報）、最終仕上げ焼鈍にお
ける雰囲気ガス流量を適正に調整する方法（特開平９−
3542号公報）など多くの改善策が提案されているもの
の、いずれも現在の方向性電磁鋼板の製造条件の範囲内
の方法であり、被膜の改善効果が必ずしも高いとはいえ
ない。従って、上述したような従来技術を用いることで
いくらかの被膜改善は可能になるとはいうものの、Biに
よる弊害を完全に防止することはできず、その結果、Bi
含有材については外観の良好な製品が得られるには至っ
ていないのが現状である。

【０００９】また、最終仕上げ焼鈍での昇温速度を適正
に制御する方法としては、特開平８−269552号公報に、
適正なインヒビター強度を得るために 900〜1150℃域の
昇温速度を15〜50℃/hと従来よりも速くする方法が開示
されている。しかしながら、この技術は、高磁束密度を
安定的に得るために二次再結晶開始温度付近の高温域の
昇温速度を適正に制御する技術であり、被膜形成の改善
効果については触れられていない。

【００１０】さらに、特開平７−258802号公報には、焼
鈍分離剤中にアンチモン化合物等を添加し、 800℃〜最
高到達温度までの昇温速度を 0.1〜80℃/hとする方法、
あるいはボロン系、ストロンチウム系、バリウム系、炭
・窒化物系、硫化物系、塩化物系を添加し昇温速度を５
〜400 ℃/hとする技術が開示されている。この方法は、
最終仕上げ焼鈍板の被膜の改善技術に関するものではあ
るが、ここでの昇温速度は焼鈍分離剤への添加物による
MgＯの溶融促進を目的としていて、これらの添加物によ
る被膜形成の改善効果を最大限に得るための技術であ
る。また、800 ℃〜最高到達温度という高温域での昇温
速度を取り上げているため、後述するような鋼板表面へ
のBiの濃化を効果的に防止することはできない。

【００１１】またさらに、特開平４−187721号公報に
は、Al，Seを含有する素材において最終仕上げ焼鈍の昇
温速度を 700〜875 ℃間の所定の温度までは20℃/h以上
とし、ついで該温度より1100〜1300℃の温度域までを５
℃/h以上、15℃/h未満とする技術が開示されているが、
この技術は、この発明が目的とするようなBiをインヒビ
ター元素として含有する材料のフォルステライト被膜の
改善に関するものではない。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】この発明は、上述した
ようなBiを含有する素材において生じる被膜欠陥を効果
的に防止することによって、被膜外観および密着性に優
れるフォルステライト被膜を有しかつ磁気特性にも優れ
た方向性電磁鋼板を得ることができる新規な製造方法を
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】さて、発明者らは、Bi含
有鋼を素材として用いる場合におけるフォルステライト
被膜の劣化原因について調査したところ、最終仕上げ焼
鈍中工程の 700〜900℃という比較的低温域で鋼板の表
層部にBi濃化が起こり、このような表層のBiが低温域の
被膜形成反応を遅滞させるために被膜の劣化が生じるこ
とを突き止めた。そこで、次に、発明者らは、上記した
ような原因による被膜の劣化を防止する方策について種
々研究を重ねた結果、(1) 最終仕上げ焼鈍中の 700〜90
0 ℃域における滞留時間を短くすることによって、Biの
表層部への濃化が抑制される、(2) また、焼鈍分離剤中
にTiO₂を所定量以上添加すると共に、 焼鈍分離剤中の水
分量を鋼板に対する目付量として管理することによっ
て、表層に濃化した若干のBiの悪影響についても抑制で
きることの知見を得た。この発明は、上記の知見に立脚
するものである。

【００１４】すなわち、この発明の要旨構成は次のとお
りである。 １．Ｃ：0.01〜0.10mass％、Si：1.0 〜5.0 mass％、M
n：0.03〜0.20mass％およびＮ：0.0015〜0.0130mass％
を含み、かつsol.Al：0.015 〜0.035 mass％およびＢ：
0.0010〜0.0150mass％のうちから選んだ１種または２種
を含有し、さらにBi：0.001 〜0.10mass％を含有する組
成になる鋼スラブを、加熱後、熱間圧延し、ついで必要
に応じて熱延板焼鈍を施したのち、中間焼鈍を含む２回
の冷間圧延によって最終板厚にするか、または熱延板焼
鈍後、１回の冷間圧延によって最終板厚にしたのち、脱
炭焼鈍し、ついで焼鈍分離剤を塗布したのち、コイルに
巻き取ってから、最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程から
なる方向性電磁鋼板の製造方法において、最終仕上げ焼
鈍前に鋼板に塗布するMgＯを主成分とする焼鈍分離剤中
に、MgＯ：100 重量部に対しTiO₂を３重量部以上添加
し、また塗布乾燥後の焼鈍分離剤中の水分量を鋼板片面
当たり 0.5 g/m² 以下とし、さらに最終仕上げ焼鈍の昇
温過程においてコイルが 700〜900 ℃の温度域に滞留す
る時間を60時間以内とすることを特徴とする被膜特性に
優れた高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１５】２．上記１において、鋼スラブが、さらに
ＳおよびSeのうちから選んだ１種または２種：0.010 〜
0.030 mass％を含有する組成になることを特徴とする被
膜特性に優れた高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１６】３．上記１または２において、鋼スラブ
が、さらにCr：0.05〜0.50mass％を含有する組成になる
ことを特徴とする被膜特性に優れた高磁束密度方向性電
磁鋼板の製造方法。

【００１７】４．上記１，２または３において、鋼スラ
ブが、さらにCu，Sb，Snのうちから選んだ１種または２
種以上：0.05〜0.50mass％を含有する組成になることを
特徴とする被膜特性に優れた高磁束密度方向性電磁鋼板
の製造方法。

【００１８】

【発明の実施の形態】以下、この発明の解明経緯につい
て説明する。発明者らは、素材としてBi含有鋼を用いた
場合におけるフォルステライト被膜の劣化原因に関し
て、最終仕上げ焼鈍中における鋼板表層へのBiの濃化に
着目して調査を行った。図１は、Biを 0.010mass％含有
する0.23mm厚さの素材の最終仕上げ焼鈍中における表層
部のBiの濃化挙動について調査したものである。すなわ
ち、実験室での最終仕上げ焼鈍において 600〜1100℃の
温度域を 2.5℃/hまたは 5.0℃/hの一定速度で昇温し、
各温度に達した時点で温度を下げて焼鈍分離剤を除去し
たのち、形成途中の表面被膜が付いたままでのBi量（全
厚Bi量）および表面被膜（表層部の３μm ）を除去した
状態でのBi量（地鉄Bi量）をそれぞれ測定した。なお、
図１では、表層部のBiの濃化程度の指標として、全厚Bi
量から地鉄Bi量を差し引いた値を示した。

【００１９】図１に示したとおり、最終仕上げ焼鈍中に
Biは 700〜900 ℃程度の温度域で表層への濃化が顕著で
あり、また昇温速度を増加させることによって、表層部
分へのBiの濃化を抑制できることが分かる。また、最終
仕上げ焼鈍後の被膜の外観も昇温速度を 5.0℃/hと急速
にした方が良好であった。これらの結果より、最終仕上
げ焼鈍における昇温速度を速めることで表層部のBiの濃
化が抑制され、被膜外観が改善されることが分かった。
また、被膜外観の改善は、従来、二次再結晶の観点から
重要視されていた高温域での昇温速度よりも、 700〜90
0 ℃という低温域での滞留時間が重要であることが判明
した。

【００２０】続いて、フォルステライト被膜改善の観点
から 700〜900 ℃域での昇温速度の適正範囲を決定する
ための実験を行った。 Ｃ：0.06mass％，Si：3.3 mass％，Mn：0.07mass％，S
e：0.02mass％，sol.Al：0.022 mass％, Ｎ：0.0082mas
s％, Cu：0.15mass％およびBi：0.010 mass％を含有
し、残部は実質的にFeの組成になる鋼塊から、常法によ
り得られた板厚：0.23mmの脱炭焼鈍板に、MgＯを主成分
とする焼鈍分離剤を塗布した後、実験室焼鈍炉で最終仕
上げ焼鈍を行った。この際、昇温速度を変化させること
により 700〜900 ℃域および 900〜1100℃域での滞留時
間を種々に変化させた。表１に、最終仕上げ焼鈍後の被
膜外観の目視判定結果と曲げ密着性の評価結果を示す。
なお、曲げ密着性は、リン酸マグネシウムとコロイダル
シリカを主成分とする絶縁コーティングを施したのち、
５mm間隔の種々の直径の丸棒に試験片を巻き付け、被膜
が剥離しない最小径により評価した。

【００２１】

【表１】

【００２２】表１に示したとおり、被膜外観および被膜
密着性は 700〜900 ℃域における昇温速度が支配的であ
り、 900〜1100℃域での昇温速度ははとんど外観に関与
していないことが判る。従って、上記の予想のように 7
00〜900 ℃域での鋼板表層部へのBiの濃化を抑制するこ
とによって、フォルステライト被膜形成が改善されたも
のと考えられる。

【００２３】ところで、表１の結果では、 700〜900 ℃
の温度域での滞留時間を60時間以下とすることによって
被膜外観の改善が認められるものの、必ずしも十分に良
好な被膜外観が得られているとはいえない。そこで、さ
らなる被膜改善法について検討を行った。上記の素材に
対して、焼鈍分離剤中に添加するTi0₂の添加量、 Sr(O
H)₂・8H₂0の添加量、MgＯの水和量、焼鈍分離剤の目付
量（鋼板片面１m²当たりに塗布された焼鈍分離剤の重
量）を変化させた時の最終仕上げ焼鈍後の被膜外観およ
び被膜の曲げ密着性について調べた結果を、表２に示
す。ここで、MgＯ水和量はMgＯ水和処理の温度と時間を
変化させることにより調節した。また、焼鈍分離剤をス
ラリー状態で鋼板に塗布し乾燥させたのち、焼鈍分離剤
を鋼板からはぎ取り、焼鈍分離剤中に含まれる水分量を
測定し、焼鈍分離剤目付量から鋼板片面当たりの水分の
目付量（鋼板片面１m²当たりに塗布された焼鈍分離剤中
の水分の重量）を算出した。

【００２４】

【表２】

【００２５】表２に示したとおり、最終仕上げ焼鈍での
700〜900 ℃域での滞留時間を60時間とし、焼鈍分離剤
中にTiO₂をMgＯ：100 重量部に対して３重量部以上添加
することによって良好な被膜外観および密着性が得られ
ており、特に焼鈍分離剤中の水分量が１m²当たり 0.3ｇ
以下、TiO₂添加量が６重量部以上の場合には、曲げ密着
性が25mm以下の良好な被膜が得られている。また、 Sr
(OH)₂・8H₂0添加量やMgＯ水和量、焼純分離剤目付量を
種々変化させた場合、鋼板の単位面積当たりの焼鈍分離
剤に含まれる水分の量が変化するが、表２の結果では水
分の目付量が鋼板片面当たり0.5 g/m²以下の場合には良
好な被膜外観が得られている。従って、被膜外観の良否
は焼鈍分離剤中の単位面積当たりの水分量（水分の目付
量）に従っているといえる。また、TiO₂添加量や水分の
目付量を適正化した場合であっても、 700〜900 ℃域で
の滞留時間が適正でなければ良好な被膜は得られていな
い。

【００２６】上記のような結果が得られた理由は、必ず
しも明らかではないが、TiO₂添加量や焼鈍分離剤による
水分の目付量の適正化により被膜外観が改善する機構に
ついては、次のように考えられる。TiO₂は方向性電磁鋼
板の被膜外観改善に有用な焼鈍分離剤中添加物として知
られており、 800〜850 ℃付近ではMgＯとの化合物（Mg
TiO₃）を形成し、これが高温域でのMgＯとSiO₂によるフ
ォルステライト形成反応を促進する効果を有すると考え
られている。Biを含有する素材においては、最終仕上げ
焼鈍において 700〜900 ℃域での滞留時間が長い場合、
鋼板表面へのBiの濃化が生じるばかりではなく、焼鈍分
離剤中のBi濃度が上昇し、TiO₂とMgＯの反応が遅滞して
高温域での被膜形成反応が正常に行われなくなると推定
される。このためTiO₂による被膜形成促進効果を正常に
するためには 700〜900 ℃域での滞留時間を十分に短く
して焼純分離剤中のBi濃度の増加を抑制することが有効
と考えられる。

【００２７】方向性電磁鋼板の製造に際しては、最終仕
上げ焼鈍中にMgＯとSiO₂（シリカ）が鋼板表面近傍で反
応してフォルステライトを形成する。シリカは鋼板の表
面近傍の２μm 程度の部分に脱炭焼鈍の際に形成され、
最終仕上げ焼鈍中に鋼板の表面方向に移動（浮上）しな
がらMgＯと反応してフォルステライト被膜を形成する。
この際、シリカの浮上が過度に起こると内部にアンカー
（フォルステライト被膜の地鉄への突出部）が形成され
ず被膜の密着性が損なわれて最終仕上げ焼鈍後の被膜劣
化となる。一方、シリカの浮上が過度に抑制された場合
は、鋼板内部にシリカの濃化帯が形成され、この部分か
ら高温で剥離して被膜外観が損なわれる。従って、外観
が良好なフォルステライト被膜を得るためには、最終仕
上げ焼鈍中のシリカの浮上を適切に制御することが重要
である。

【００２８】Bi添加材における被膜外観の劣化は、表層
近傍のシリカの浮上が被膜中に濃化したBiによって阻害
されることにより生じるものと考えられる。従って、Bi
が表層濃化する温度域を短時間化することでBiの表層濃
化量を抑え、さらに焼鈍分離剤中の水分量の低減により
鋼帯の層間雰囲気の酸化性を低減してシリカの浮上を促
進させることにより、被膜を有効に改善できると考えら
れる。ここで、鋼帯の層間雰囲気の酸化性の増加を抑制
して良好なフォルステライト被膜を得るためには、焼鈍
分離剤の目付量や水分量を単独に制御するよりも鋼板の
面積当たりの水分量として適正化することが重要である
といえる。

【００２９】次に、鋼中の添加元素および 700〜900 ℃
域での滞留時間の適正範囲を明らかにするための調査を
行った。 Ｃ：0.06mass％, Si：3.3 mass％, Mn：0.07mass％, S
e：0.02mass％, sol.Al：0.02mass％, Ｎ：0.008 mass
％, Cu：0.15mass％およびBi：0.010 mass％を含有し、
さらに(a) Cr：0.03mass％、(b) Cr：0.05mass％、(c)
Cr：0.15mass％を含有し、残部は実質的にFeの組成にな
る３種の鋼塊から、常法により得られた板厚：0.23mmの
脱炭焼鈍板に対して、昇温過程での 700〜900 ℃域での
滞留時間を種々に変化させて最終仕上げ焼鈍を行った。
この時、焼鈍分離剤中のTiO₂添加量は８mass％、また焼
鈍分離剤中の水分量は鋼板片面１m²当たり0.25ｇとし
た。かくして得られた製品板の被膜外観および被膜の曲
げ密着性について調べた結果を、表３に示す。

【００３０】

【表３】

【００３１】表３に示したように、 700〜900 ℃域での
滞留時間が60時間以下であれば良好な被膜外観と被膜密
着性が得られ、さらに 700〜900 ℃域での滞留時間を30
時間以下とすることで特に外観と曲げ密着性に優れた被
膜が得られている。さらに、鋼中にCrを0.05mass％以上
含有させることにより曲げ密着性が向上すると共に、特
に良好な外観の得られる最終仕上げ焼鈍の条件が拡がっ
ている。

【００３２】次に、上記(b) の鋼塊から得られた脱炭焼
鈍板を用い、塗布乾燥後の焼鈍分離剤中の鋼板片面当た
りの水分の目付量を0.3 g/m²とし、最終仕上げ焼鈍の昇
温工程中 700〜900 ℃域での滞留時間と焼純分離剤中の
TiO₂添加量を種々に変化させて最終仕上げ焼鈍を行っ
た。この時のフォルステライト被膜の外観の判定結果を
図２に示す。また、同じ脱炭焼鈍板を用い、焼鈍分離剤
にTiO₂を８重量部添加し、最終仕上げ焼鈍中の 700〜90
0 ℃域での滞留時間と塗布乾燥後の焼鈍分離剤中の鋼板
片面当たりの水分の目付量を種々に変化させた場合のフ
ォルステライト被膜の外観の判定結果を図３に示す。な
お、図２，３とも、被膜外観については次の基準に従っ
て評価した。 ◎：非常に良好、○：良好、△：やや不良、×：不良。

【００３３】これらの結果から明らかなように、最終仕
上げ焼鈍の昇温工程中 700〜900 ℃域での滞留時間を60
時間以下、焼純分離剤中のTiO₂の添加量を３重量部以
上、塗布乾燥後の焼鈍分離剤中の鋼板片面当たりの水分
の目付量を 0.5g/m²以下とすることによって良好な被膜
外観が得られることが判る。さらに、最終仕上げ焼鈍中
の 700〜900 ℃域での滞留時間が30時間以下、焼鈍分離
剤中のTi0₂の添加量が６重量部以上、塗布乾燥後の焼鈍
分離剤中の鋼板片面当たりの水分の目付量が 0.3g/m²以
下の条件下において、特に被膜外観に優れる製品の製造
が可能である。

【００３４】次に、この発明の方向性電磁鋼板の成分組
成や製造方法に関して、この発明の効果を得るための要
件とその範囲および作用について述べる。まず、素材の
成分組成の限定理由について説明する。 Ｃ：0.01〜0.10mass％ Ｃは、変態を利用して熱延組織を改善するのに有用な元
素であるだけでなく、ゴス方位結晶粒の発生にも有用な
元素であり、0.01mass％以上の含有を必要とするが、0.
10mass％を超えると脱炭焼鈍において脱炭不良を起こす
ので、Ｃは0.01〜0.10mass％の範囲に限定した。

【００３５】Si：1.0 〜5.0 mass％ Siは、電気抵抗を高めて鉄損を低下させるだけでなく、
鉄のα相を安定化させて高温の熱処理を可能とするため
にも必要な元素であり、少なくとも 1.0mass％の含有を
必要とするが、5.0 mass％を超すと冷延が困難となるの
で、Siは 1.0〜5.0 mass％の範囲に限定した。

【００３６】Mn：0.03〜0.20mass％ Mnは、鋼の熱間脆性の改善に有効に寄与するだけでな
く、ＳやSeが混在している場合には、MnＳやMnSe等の析
出物を形成し抑制剤としての機能を発揮する。Mnの含有
量が0.03mass％より少ないと上記の効果が不十分であ
り、一方、0.20mass％を超えるとMnSe等の析出物の粒径
が粗大化してインヒビターとしての効果が失われるた
め、Mnは0.03〜0.20mass％の範囲に限定した。

【００３７】Ｎ：0.0015〜0.0130mass％ Ｎは、AlやＢと同時に鋼中に添加することによってAlＮ
やＢＮを形成するために必要な元素である。しかしなが
ら、含有量が0.0015mass％を下回るとAlＮやＢＮの析出
が不十分となって十分なインヒビター効果が得られず、
一方0.0130mass％を超えて含有されるとスラブ加熱時に
ふくれ等を生じるため、Ｎは0.0015〜0.0130mass％の範
囲に限定した。

【００３８】sol.Al：0.015 〜0.035 mass％ Alは、鋼中でAlＮを形成して分散第二相としてインヒビ
ターの作用をする有用元素であるが、含有量が 0.015ma
ss％に満たないと十分な析出量が確保できず、一方 0.0
35mass％を超えるとAlＮが粗大に析出してインヒビター
としての作用が失われるため、sol.Alとして 0.015〜0.
035 mass％の範囲で含有させるものとした。

【００３９】Ｂ：0.0010〜0.0150mass％ Ｂは、鋼中でＢＮを形成して分散第二相としてインヒビ
ターの作用をする有用元素である。ＢＮは、AlＮに匹敵
する強いインヒビター効果を有する析出物であり、Biと
同時に鋼中に添加することにより高い磁束密度の製品を
得ることが可能である。しかしながら、Ｂの含有量が0.
0010mass％に満たないとＢＮの析出量を十分に確保でき
ず、一方0.0150mass％を超えるとＢＮが粗大に析出して
インヒビターとしての作用が失われるため、Ｂは0.0010
〜0.0150mass％の範囲に限定した。なお、sol.Alおよび
Ｂは、単独で含有させても、また複合して含有させても
いずれでも良い。

【００４０】Bi：0.001 〜0.10mass％ Biは、一次再結晶粒の粒界に優先的に濃化し、焼鈍中に
おける粒界の移動を抑制することによって二次再結晶開
始温度を上昇させ、磁束密度を向上させる作用がある。
このような効果は、Sb, As等と類似であるが、Biは、鉄
に対する溶解度が特に低く、かつ融点が 271℃と非常に
低いため、粒界上に偏在する傾向が強く、しかも最終仕
上げ焼鈍の高温域で鋼中から抜け出るために、通常のイ
ンヒビター成分と比較して強い抑制力を付与することが
可能である。またBiは、Sb等と同様、粒界偏析型の抑制
力強化元素であるためにMnSe, MnＳ, Cu_2-X Se, Cu_2-X
Ｓ, AlＮ, ＢＮのような析出分散型のインヒビターと同
時に鋼中に存在させることで、これらいずれに対しても
磁気特性の向上作用を有する。ここに、Biの含有量につ
いては、0.001 mass％に満たないと上記の粒界への濃化
による正常粒成長抑制効果が発揮されず、一方0.10mass
％を超えるとこの発明の技術をもってしても被膜外観の
劣化が防止できないので、Biは 0.001〜0.10mass％の範
囲で含有させるものとした。

【００４１】以上、必須成分について説明したが、この
発明では必要に応じて以下の元素を適宜含有させること
ができる。 Ｓおよび／またはSe：0.010 〜0.030 mass％ SeおよびＳは、MnやCuと結合してMnSe, MnＳ, Cu_2-X S
e, Cu_2-X Ｓを形成し、鋼中の分散第二相としてインヒ
ビターの作用を発揮する有用成分である。しかしなが
ら、これらSe, Ｓの含有量が 0.010mass％に満たないと
その添加効果に乏しく、一方 0.030mass％を超えるとス
ラブ加熱時の固溶が不完全となるだけでなく、製品表面
の欠陥の原因ともなるため、単独添加または複合添加い
ずれの場合も0.010 〜0.030 mass％の範囲で含有させる
ことが好ましい。

【００４２】Cr：0.05〜0.50mass％ Crは、Biを添加した素材で生じる被膜の劣化を防止する
効果を有し、最終仕上げ焼鈍の 700〜900 ℃域での滞留
時間および分離剤中のTiO₂添加量の適正化、水分の目付
量の適正化と組み合わせることで、より良好な被膜外観
の製品を得ることが可能である。この理由は、Crの鋼中
添加により、フォルステライトアンカーの発達が促進さ
れ 最終仕上げ焼鈍中の剥離が防止されるためである。
ここに、素材中のCr含有量が0.05mass％を下回るとこの
ような被膜の改善効果が少なく、一方0.50mass％を超え
て含有させると製品の磁気特性が劣化するので、Crは0.
05〜0.50mass％の範囲で含有させることが好ましい。

【００４３】Cu, Sb, Snのうちから選んだ１種または２
種以上：0.05〜0.50mass％ Cuは、鋼中でCu_2-x Se、Cu_2-x S を形成し、鋼中の分散
第二相としてインヒビターの作用を発揮する有用な元素
であり、二次再結晶の安定化に寄与する。また、Sb，Sn
は結晶粒界に偏析することによって副次的にインヒビタ
ー効果を強化する働きがあり、二次再結晶を安定化させ
る作用を有する。この発明に従ってフォルステライト被
膜の形成が進んだ場合、表層インヒビター（AlＮ，MnS
e，MnＳ，Cu_2-X Se，Cu_2-X Ｓなど）の分解が過剰とな
って磁性劣化を起こすことがある。しかしながら、Cu，
Sb，Snをインヒビター強化元素として添加すればこのよ
うな二次再結晶不良は防止され、良好な磁気特性の製品
が得られる_。ここに、これらの元素の合計量が0.05mass
％を下回るとインヒビターの強化作用が十分でなく、一
方0.50mass％を超えると熱延板の割れや製品の表面性状
の劣化といった問題が生じるため、これらの元素は単独
添加または複合添加いずれの場合においても0.05〜0.50
mass％の範囲で含有させることが好ましい。

【００４４】また、鋼中には上記した成分の他、インヒ
ビター元素としてNiやGeを単独または複合して含有させ
ることができる。ここで、NiやGeがインヒビター機能を
有するための含有量は0.0010〜1.30mass％である。とい
うのは、この範囲より少ない場合は十分な抑制力を付与
することができず、一方上記の範囲を超えた場合には熱
間圧延や冷間圧延で割れが入り易くなり、製品の歩留り
が低下する。なお、上記の元素の他にも、Te，Ｐ，Zn，
Inなど公知のインヒビター元素を添加することもでき
る。

【００４５】次に、この発明の製造方法について述べ
る。上記の好適成分組成に調整した鋼スラブを、インヒ
ビター成分の固溶のため、1350℃以上の高温に加熱す
る。この点、窒化等により後工程でインヒビターを補強
する場合は、この加熱温度を1280℃以下とすることがで
きる。ついで、熱間圧延後、焼鈍処理と冷間圧延を組み
合わせて最終板厚とし、脱炭焼鈍ついで最終仕上げ焼鈍
を施したのち、絶縁張力コーティングを焼き付けて製品
とする。

【００４６】ここで、焼鈍処理と冷間圧延を組み合わせ
て最終板厚にする方法としては、 １）熱間圧延後、熱延板焼鈍を施したのち、中間焼鈍を
含む２回の冷間圧延で最終板厚とする方法、 ２）熱間圧延後、熱延板焼鈍を施したのち、１回の冷間
圧延で最終板厚とする方法、 ３）熱間圧延後、熱延板焼鈍を施さずに、中間焼鈍を含
む２回の冷間圧延で最終板厚とする方法 等があるが、この発明ではこれらいずれの工程を採るこ
とも可能である。また、熱延板焼鈍や中間焼鈍で焼鈍雰
囲気を酸化性にして、表層を弱脱炭する処理を施した
り、焼鈍の冷却過程を急冷として鋼中の固溶Ｃを増加さ
せる処理や、これに引き続き鋼中に微細炭化物を析出さ
せるための低温保持処理を行うことは、製品の磁気特性
を向上させるために有効である。また、冷間圧延を 100
〜300 ℃の温間で行ったりパス間での時効処理を施すこ
とも磁気特性を向上させるのに有利に作用する。さら
に、磁区細分化のために鋼板の圧延方向とほぼ直交する
線状の溝を複数本設けることも、鉄損の一層の向上を図
る上で有効である。

【００４７】また、脱炭・一次再結晶焼鈍後、二次再結
晶開始までの間に鋼中に300ppm以下の範囲でＮを含ませ
る窒化処理を施す技術も、公知のように抑制力補強のた
めに有効であり、この発明と組み合わせることで被膜特
性と磁気特性の一層の向上を図ることができる。

【００４８】ついで、脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布し
てから、最終仕上げ焼鈍を行ったのち、絶縁コーティン
グを塗布し、焼き付けと平坦化を兼ねた焼鈍を施して製
品とするが、焼鈍分離剤と最終仕上げ焼鈍の方法を適正
に組み合わせることがこの発明の骨子である。以下、焼
鈍分離剤と最終仕上げ焼鈍の条件について説明する。最終仕上げ焼鈍の昇温過程における 700〜900 ℃域での
滞留時間 先に述べたように、Biは 700〜900 ℃の温度域において
表層部への濃化が顕著となる。このため、最終仕上げ焼
鈍後の被膜外観を改善するためには昇温過程の700〜900
℃域での滞留時間を短くする必要がある。 700〜900
℃の滞留時間が60時間を超えて長くなると、鋼板表層部
のBiの濃化が顕著化して被膜外観の劣化が起きるため、
上記の範囲に限定した。ここで、被膜形成には 700〜90
0 ℃域での昇温速度よりも滞留時間の方が重要であり、
この温度域での滞留時間が60時間以内であるならば、こ
の温度域を一定速度で昇温しても、また昇温速度を変化
させても、さらには一定温度に保持するようにしても、
いずれでも良い。また、表３や図２，図３に示したとお
り、 700〜900 ℃の滞留時間を30時間以内とすると、被
膜の外観と曲げ密着性の一層の向上を図ることができ
る。従って700〜900 ℃域での滞留時間は30時間以内と
することがより望ましい。

【００４９】分離剤中のTiO ₂ 添加量 図２に示した実験結果では、最終仕上げ焼鈍における 7
00〜900 ℃域での滞留時間を60時間以内にすると共に、
焼鈍分離剤中のTiO₂添加量を３重量部（MgＯ：100 重量
部に対する添加重量）以上にすることによって良好な被
膜外観が得られ、さらに６重量部以上とすることによっ
て特に優れた被膜外観が得られている。TiO₂は、800 ℃
付近の温度域では焼鈍分離剤の主成分であるMgＯと反応
してMgTiO₃を形成し、より高温域でのフォルステライト
形成反応を促進する作用を有するが、鋼から抜け出たBi
が焼鈍分離剤中へ移動した場合、MgＯとTiO₂の反応が抑
制されてTiO₂添加の効果があらわれないと考えられる。
また 700〜900 ℃域では鋼板表面へのBiの濃度も高くな
ると予想される_。 このため 700〜900 ℃域での滞留時間
を短くして焼鈍分離剤中のBiの濃度上昇を抑えること
で、MgＯとTiO₂の反応が十分に起こり被膜形成が改善さ
れると考えられる。しかしながら、焼純分離剤中のTiO₂
の添加量が３重量部より少ないとBi濃度を十分に低くし
てもMgＯとの反応が進まず、最終仕上げ焼鈍後に良好な
フォルステライト被膜が得られないため、TiO₂の添加量
は３重量部以上に限定した。

【００５０】塗布乾燥後の焼鈍分離剤中の水分量 700〜900 ℃域での鋼板表層付近に濃化したBiによって
脱炭焼鈍板表面近傍に生じたシリカ粒の浮上が抑制され
るため、最終仕上げ焼鈍中における被膜の剥離や製品の
被膜の密着性の劣化を招くと考えられる。一方、最終仕
上げ焼鈍中の雰囲気の酸化性が高い場合においてもシリ
カの浮上が抑制されるため、表面にBiが濃化している場
合は、被膜の劣化がさらに顕著になる。焼鈍分離剤に水
和水として含有されるH₂Ｏは、低温域で鋼板表面の鉄を
酸化してFeＯ等の鉄酸化物を形成し、さらに最終仕上げ
焼鈍の高温域での水素の導入により鉄酸化物が還元され
て、再びH₂Ｏを発生して鋼板近傍の酸化性を高める原因
となる。従って、Biを含有する材料の最終仕上げ焼鈍に
おいては、焼鈍分離剤中に持ち込まれる鋼帯の単位面積
当たりの水分量を一定以下に制限する必要がある。とい
うのは、焼鈍分離剤に含まれるH₂Ｏは、前述のように鋼
帯表面で一旦鉄酸化物を形成したのち、水素の導入によ
り再びH₂Ｏを形成して表面近傍の酸化性を高めるため、
塗布された焼鈍分離剤全体の水分が集中的に鋼帯表面付
近の酸化性増加に寄与するからである。従って、水分含
有量の少ない焼鈍分離剤であっても塗布量が過多である
と被膜の劣化を生じる結果となる。

【００５１】焼鈍分離剤に含まれる水分としては、MgＯ
や添加物の水和水があり、焼鈍分離剤の組成から含まれ
る水分量を計算によって求めるか、塗布乾燥後の焼鈍分
離剤を採取し、1000℃, １時間の加熱による重量の減少
量で測定することができる。このような焼鈍分離剤の水
分含有量を求め、これに焼鈍分離剤の目付量（鋼板片面
の単位面積当たりの塗布量）を掛けることで水分の目付
量を求めることができる。このようにして求められた水
分の目付量が0.5 g/m²を超えると、最終仕上げ焼鈍中の
700〜900 ℃の滞留時間を短くしてBiの表面濃化を抑制
した場合であっても良好な被膜が得られないため、塗布
・乾燥後の焼鈍分離剤の水分の目付量として 0.5 g/m²
以下に限定した。

【００５２】上記の最終仕上げ焼鈍の後、必要に応じて
張力付与コーティングや絶縁コーティングを鋼板表面に
焼き付けたのち平坦化焼鈍を施して製品とする。また、
磁区細分化による鉄損低減を目的として、平坦化焼鈍後
の鋼板にプラズマジェットやレーザー照射を線状に施し
たり、突起ロールによる線状に凹みを設けたりする処
理、さらには最終冷延後にエッチングなどにより圧延方
向とはぼ直行する向きに線状溝を形成させる処理を施す
こともできる。また、最終仕上げ焼鈍後、必要に応じて
表面の酸化物を除去した後、ゾル−ゲル法、TiＮ蒸着な
ど公知の方法で張力被膜を形成させる技術を組み合わせ
ることも鉄損低減のために有効である。

【００５３】

【実施例】実施例１ Ｃ：0.06mass％，Si：3.25mass％, Mn：0.07mass％,
Ｐ：0.003 mass％, Ｓ：0.003 mass％, sol.Al：0.023
mass％, Se：0.020 mass％, Sb：0.030 mass％,Cu：0.0
5mass％, Ｎ：0.0082mass％およびBi：0.020 mass％を
含有し、残部は実質的にFeの組成になる鋼スラブを、ガ
ス加熱炉に装入して1230℃まで加熱し、60分保定後、誘
導加熱により1400℃、30分間加熱したのち、熱間圧延に
より 2.5mm厚の熱延板とした。ついで、1000℃, １分の
熱延板焼鈍後、酸洗し、一次冷間圧延を施して厚さ：1.
6 mmとしたのち、1000℃，1 分間の中間焼鈍を施し、さ
らに酸洗後、最高到達温度：220 ℃の二次冷間圧延によ
り0.23mmの最終板厚とし、続いて均熱過程の酸化性がＰ
(H₂0)/Ｐ(H₂)：0.45の雰囲気中にて 850℃, 100 秒間で
脱炭焼鈍を施したのち、焼鈍分離剤を鋼板片面当たりの
塗布量で７g/m²塗布してから、コイルに巻き取った。こ
こで、MgＯの水和量を調整することにより、塗布乾燥後
の焼鈍分離剤中の鋼板片面当たりの水分の目付量を表４
に示すように変化させた。また、焼鈍分離剤にはTiO₂を
10重量部添加した。最終仕上げ焼鈍は、室温から 700℃
までを70時間かけて昇温し、 700〜900 ℃間を一定速度
で昇温するか、または 850℃に達した時点で一定時間定
温に保持したのち、昇温を行った。 700〜900 ℃に材料
が滞留する時間は表４に示すように変化させた。最終仕
上げ焼鈍における雰囲気は、 900℃までをN₂とし、 900
〜1150℃をH₂：75 vol％、N₂：25 vol％とし、その後雰
囲気をH₂に切り換えて1200℃, 10時間の純化処理を施し
た。

【００５４】その後、未反応の分離剤を水洗により除去
したのち、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張力コーティング処理を施した
後、平坦化焼鈍を施して製品とした。ついで、プラズマ
炎の照射により圧延方向の間隔：10mm、圧延方向となす
角度：80°の条件で線状の歪を導入し、磁区の細分化処
理を行った。かくして得られた製品から 500mmの試片を
採取し、SST(単板磁気試験器) による磁気測定（エプス
タイン試験法による磁束密度Ｂ₈ および鉄損Ｗ_17/15 ）
を行った。 また、最終仕上げ焼鈍後の被膜外観を目視に
より判定すると共に、曲げ密着性について調査した。な
お、曲げ密着性は、リン酸マグネシウムとコロイダルシ
リカを主成分とする絶縁コーティングを施したのち、５
mm間隔の種々の直径の丸棒に試験片を巻き付け、被膜が
剥離しない最小径で評価した。得られた結果を表４に示
す。

【００５５】

【表４】

【００５６】同表に示したとおり、この発明に従って製
造された製品板はいずれも、優れた被膜外観および曲げ
密着性を呈し、また磁気特性にも優れていた。

【００５７】実施例２ 表５に示す成分組成になる21種の鋼スラブを、ガス加熱
により1200℃，60分の加熱後、誘導加熱により1400℃，
30分間加熱したのち、熱間圧延により 2.2mm厚の熱延板
とした。ついで 950℃, １分の熱延板焼鈍後、酸洗し、
一次冷間圧延により厚さ：1.5 mmとした後、1050℃, 1
分間の中間焼鈍を施し、さらに酸洗後、最高板温：220
℃の二次冷間圧延により厚さ：0.18mmの最終板厚に仕上
げた。ついで、レジストエッチングにより、圧延方向と
の角度：75°、圧延方向の間隔：3.5 mm、深さ：12μm
、幅：70μm の線状溝を形成させたのち、均熱過程の
雰囲気の酸化性Ｐ(H₂0)/Ｐ(H₂)：0.42、均熱温度：820
℃、均熱時間：150 秒の条件で脱炭焼鈍を行った。その
後、MgＯ：100 重量部に対して4 重量部のTiO₂を添加し
た焼鈍分離剤を、鋼板の片面当たり７g/m²塗布した。塗
布乾燥後の焼鈍分離剤に含有される水分は 4.0mass％で
あり、また目付量は0.28g/m²であった。

【００５８】最終仕上げ焼鈍は、 700〜850 ℃の温度域
はN₂中にて20℃/hの速度で昇温し、850℃で17.5時間N₂
中に保持し、 850〜1150℃の温度域はH₂：50 vol％,
N₂：50vol％の雰囲気中にて10℃/hの速度で昇温し、115
0℃以上をH₂雰囲気として1200℃, 12時間の純化処理を
施した。この際、 700〜900 ℃の滞留時間は30時間であ
った。ついで、リン酸マグネシウムとコロイダルシリカ
を主成分とする絶縁張力コーティング処理を施したの
ち、平坦化焼鈍を施して製品とした。かくして得られた
製品から、圧延方向に長さ：500 mm、圧延直角方向に長
さ：500 mmの試片を採取し、SST による磁気測定を行っ
た。また、最終仕上げ焼鈍後の被膜外観および絶縁コー
ティング後の被膜密着性について調査した。得られた結
果を表６に示す。

【００５９】

【表５】

【００６０】

【表６】

【００６１】表６に示したとおり、この発明に従い得ら
れた鋼板はいずれも、被膜の外観、密着性および磁気特
性ともに優れていた。

【００６２】実施例３ Ｃ：0.06mass％, Si：3.25mass％, Mn：0.07mass％,
Ｐ：0.003 mass％, Ｓ：0.003 mass％, sol.Al：0.023
mass％, Se：0.020 mass％, Cr：0.15mass％, Sb：0.03
0 mass％, Cu：0.05mass％, Ｎ：0.0082mass％およびB
i：0.020 mass％を含有し、残部は実質的にFeの組成に
なる鋼スラブを、誘導加熱により1400℃, 30分間加熱し
たのち、熱間圧延により 2.2mm厚の熱延板とした。つい
で、1050℃,１分の熱延板焼鈍後、酸洗した後、最高温
度：200 ℃の冷間圧延を施して厚さ：0.27mmの最終板厚
に仕上げた。ついで、均熱過程の雰囲気の酸化性Ｐ(H
₂0)/Ｐ(H ₂)：0.45、均熱温度：820 ℃、均熱時間：150
秒の条件で脱炭焼鈍を行った。その後、MgＯ：100 重量
部に対して9 重量部のTi0₂と、１〜10重量部の MgSO₄・
7H ₂0ないし２〜４重量部の Sr(OH)₂・8H₂0を添加した焼
鈍分離剤を、鋼板の片面当たり７g/m²塗布した。この
時、スラリー状態で鋼板に塗布乾燥した後のMgＯの水和
量は 2.6mass％であった。

【００６３】ついで、最終仕上げ焼鈍として、 700〜90
0 ℃の温度域を20時間かけてN₂中で昇温したのち、1200
℃, 12時間の純化処理を施した。その後、リン酸マグネ
シウムとコロイダルシリカを主成分とする絶縁張力コー
ティング処理を施したのち、平坦化焼鈍を施して製品と
した。かくして得られた製品から、圧延方向に長さ：50
0 mm、圧延直角方向に長さ：500 mmの試片を採取し、SS
T による磁気測定を行った。また、最終仕上げ焼鈍後の
被膜外観および絶縁コーティング後の被膜密着性につい
て調査した。得られた結果を表７に示す。

【００６４】

【表７】

【００６５】同表に示したとおり、この発明に従い製造
した場合には、被膜外観、密着性および磁気特性が共に
優れた製品を得ることができた。

【００６６】実施例４ Ｃ：0.07mass％, Si：3.30mass％, Mn：0.15mass％,
Ｐ：0.003 mass％、sol.Al：0.025 mass％, Ｓ：0.005
mass％, Cr：0.15mass％, Sn：0.05mass％, Cu：0.15ma
ss％, Ｎ：0.0035mass％およびBi：0.015 mass％を含有
し、残部は実質的にFeの組成になる鋼スラブを、1150
℃, 60分間の加熱後、熱間圧延により 2.5mm厚の熱延板
としたのち、 950℃, １分の熱延板焼鈍後、酸洗し、つ
いで一次冷間圧延を施して厚さ：1.6 mmとしたのち、10
50℃, １分間の中間焼鈍を施し、さらに酸洗後、最高板
温：250 ℃の二次冷間圧延により0.23mmの最終板厚に仕
上げた。その後、脱炭焼鈍を行い、引き続き NH₃雰囲気
中で鋼中Ｎ含有量が 0.020mass％となる窒化焼鈍を行っ
た。

【００６７】ついで、MgＯ：100 重量部に対して10重量
部のTiO₂を添加した焼鈍分離剤を鋼板の片面当たり５g/
m²塗布して、 700℃までを45時間かけて昇温し、 700〜
900℃を表８に示す時間だけ滞留するような一定の速度
で昇温し、 900〜1150℃を15℃/hの平均昇温速度で昇温
し、1150〜1200℃の滞留時間を20時間とする最終仕上げ
焼鈍を施した。最終仕上げ焼鈍中の雰囲気は、 850℃ま
でをN₂とし、 850〜1150℃をH₂：80 vol％, N₂：20 vol
％雰囲気とし、1150℃以上をH₂雰囲気とした。最終仕上
げ焼鈍後、リン酸マグネシウムとコロイダルシリカを主
成分とする絶縁張力コーティング処理を施したのち、平
坦化焼鈍を施し、さらにレーザー照射による磁区細分化
処理を施して製品とした。かくして得られた製品から、
圧延方向に長さ：500 mm、圧延直角方向に長さ：500 mm
の試片を採取し、SST による磁気測定を行った。また、
最終仕上げ焼鈍後の被膜外観および絶縁コーティング後
の被膜密着性について調査した。得られた結果を表８に
示す。

【００６８】

【表８】

【００６９】同表に示したとおり、この発明に従い製造
した場合にはいずれも、被膜外観、密着性および磁気特
性ともに優れた製品が得られている。

【００７０】

【発明の効果】かくして、この発明によれば、素材とし
てBi含有鋼を用いた場合に懸念されたフォルステライト
被膜欠陥の発生を効果的に防止することができ、その結
果、被膜特性に優れかつ高い磁束密度を有する方向性電
磁鋼板を安定して製造することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 最終仕上げ焼鈍中におけるBiの表面濃化の挙
動を示した図である。

【図２】 被膜外観に及ぼす、最終仕上げ焼鈍中 700〜
900 ℃域での滞留時間と焼鈍分離剤中のTiO₂量の影響を
示した図である。

【図３】 被膜外観に及ぼす、最終仕上げ焼鈍中 700〜
900 ℃域での滞留時間と塗布乾燥後の焼純分離剤中の水
分量の影響を示した図である。

───────────────────────────────────────────────────── 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） Ｃ２２Ｃ 38/60 Ｃ２２Ｃ 38/60 (72)発明者 中西 匡 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 黒沢 光正 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K033 AA02 CA06 CA09 FA12 HA01 HA03 JA04 LA01 LA02 RA04 SA02 TA01 TA02 5E041 AA02 AA19 BC01 CA02 HB11 HB14 NN01 NN18

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 【請求項1 】Ｃ：0.01〜0.10mass％、 Si：1.0 〜5.0 mass％、 Mn：0.03〜0.20mass％および Ｎ：0.0015〜0.0130mass％ を含み、かつ sol.Al：0.015 〜0.035 mass％および Ｂ：0.0010〜0.0150mass％ のうちから選んだ１種または２種を含有し、さらに Bi：0.001 〜0.10mass％ を含有する組成になる鋼スラブを、加熱後、熱間圧延
   し、ついで必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、中間
   焼鈍を含む２回の冷間圧延によって最終板厚にするか、
   または熱延板焼鈍後、１回の冷間圧延によって最終板厚
   にしたのち、脱炭焼鈍し、ついで焼鈍分離剤を塗布した
   のち、コイルに巻き取ってから、最終仕上げ焼鈍を施す
   一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法におい
   て、 最終仕上げ焼鈍前に鋼板に塗布するMgＯを主成分とする
   焼鈍分離剤中に、MgＯ：100 重量部に対しTiO₂を３重量
   部以上添加し、また塗布乾燥後の焼鈍分離剤中の水分量
   を鋼板片面当たり 0.5 g/m² 以下とし、さらに最終仕上
   げ焼鈍の昇温過程においてコイルが 700〜900 ℃の温度
   域に滞留する時間を60時間以内とすることを特徴とする
   被膜特性に優れた高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方
   法。 【請求項２】 請求項１において、鋼スラブが、さらに ＳおよびSeのうちから選んだ１種または２種：0.010 〜
   0.030 mass％を含有する組成になることを特徴とする被
   膜特性に優れた高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。 【請求項３】 請求項１または２において、鋼スラブ
   が、さらに Cr：0.05〜0.50mass％ を含有する組成になることを特徴とする被膜特性に優れ
   た高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。 【請求項４】 請求項１，２または３において、鋼スラ
   ブが、さらにCu，Sb，Snのうちから選んだ１種または２
   種以上：0.05〜0.50mass％を含有する組成になることを
   特徴とする被膜特性に優れた高磁束密度方向性電磁鋼板
   の製造方法。