JPH06188116A - 極めて鉄損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板およびその製造法 - Google Patents
極めて鉄損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板およびその製造法Info
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- JPH06188116A JPH06188116A JP4340746A JP34074692A JPH06188116A JP H06188116 A JPH06188116 A JP H06188116A JP 4340746 A JP4340746 A JP 4340746A JP 34074692 A JP34074692 A JP 34074692A JP H06188116 A JPH06188116 A JP H06188116A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 極めて鉄損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼
板およびその製造法を提供する。 【構成】 Ｓｉ：１〜７％、Ｐ：０．０３〜０．１５％
および必要に応じてＳｎ：０．０２〜０．２０％を含
み、鋼板表面に最大部の深さの平均が２〜５０μｍで、
底部にフォルステライトが一部残留した溝が、鋼板の長
手方向から４５〜９０度の方向に間隔を開けて付与さ
れ、かつフォルステライトを主成分とする一次被膜の平
均厚みが０．３μｍ以下で、鉄損がＷ17/50 で０．７０
Ｗａｔｔ／ｋｇ以下であることを特徴とする極めて鉄損
の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板およびその製造法。
板およびその製造法を提供する。 【構成】 Ｓｉ：１〜７％、Ｐ：０．０３〜０．１５％
および必要に応じてＳｎ：０．０２〜０．２０％を含
み、鋼板表面に最大部の深さの平均が２〜５０μｍで、
底部にフォルステライトが一部残留した溝が、鋼板の長
手方向から４５〜９０度の方向に間隔を開けて付与さ
れ、かつフォルステライトを主成分とする一次被膜の平
均厚みが０．３μｍ以下で、鉄損がＷ17/50 で０．７０
Ｗａｔｔ／ｋｇ以下であることを特徴とする極めて鉄損
の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板およびその製造法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は極めて鉄損の優れた高磁
束密度方向性珪素鋼板及びその製造法に関するものであ
る。
束密度方向性珪素鋼板及びその製造法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来技術】トランス用等の磁気特性に優れた１〜７％
のＳｉを含んだ方向性珪素鋼板を製造するに際して、絶
縁特性の確保と鋼板表面に張力を与えトランスの性能向
上に必要な磁気特性を向上させ、かつ鋼板との密着性が
良好な一次被膜を形成させることは従来技術においては
方向性珪素鋼板の一つの重要な課題であった。すなわ
ち、通常の技術では脱炭を伴う一次焼鈍後に、鋼板にマ
グネシアと呼ばれる酸化マグネシウム（ＭｇＯ）の微粉
末を水溶させたスラリー状のものを塗り、必要に応じて
乾燥させたあと、二次再結晶焼鈍工程で焼成させ、鋼板
中のＳｉＯ2 やＳｉとの反応でフォルステライト（Ｍｇ
2 ＳｉＯ4 ）と呼ばれるセラミックス質状の絶縁被膜を
形成させる。これが鋼板に張力を与え、磁気特性とりわ
け鉄損と呼ばれるトランスの効率を支配する特性値を向
上させるのに有効である。しかも、このフォルステライ
ト形成の状態が、二次再結晶で鋼板の結晶方位を、通称
ＧＯＳＳ方位と呼ばれ、透磁率や磁束密度の向上に不可
欠な鋼板長手方向（圧延方向）に対して｛１１０｝＜０
０１＞の結晶方位を有するやや粗大な二次再結晶粒を成
長させるのにも重要な役割を果たしていることもよく知
られている。逆に、二次再結晶焼鈍昇温過程中に十分緻
密な被膜が形成されないまま二次再結晶させようとして
も鋼板内のインヒビターと呼ばれる微細な窒化物や硫化
物等がそのままの状態で、あるいは分解して早く鋼板外
に抜け出てしまう。このため、昇温中にＧＯＳＳ方位粒
を優先的に成長させ、他の方位粒の成長を抑制させる役
目のインヒビター効果が発揮できず、通称で細粒と呼ば
れ、ＧＯＳＳ方位粒の二次再結晶粒の成長が部分的ある
いは全面的に行われない、極めて磁気特性の劣る鋼板を
生み出すことになる。なお、このＭｇＯの中に酸化チタ
ン（ＴｉＯ2 等）やその他の化合物を添加させ、さらに
緻密な一次被膜を形成させることも行われる。
のＳｉを含んだ方向性珪素鋼板を製造するに際して、絶
縁特性の確保と鋼板表面に張力を与えトランスの性能向
上に必要な磁気特性を向上させ、かつ鋼板との密着性が
良好な一次被膜を形成させることは従来技術においては
方向性珪素鋼板の一つの重要な課題であった。すなわ
ち、通常の技術では脱炭を伴う一次焼鈍後に、鋼板にマ
グネシアと呼ばれる酸化マグネシウム（ＭｇＯ）の微粉
末を水溶させたスラリー状のものを塗り、必要に応じて
乾燥させたあと、二次再結晶焼鈍工程で焼成させ、鋼板
中のＳｉＯ2 やＳｉとの反応でフォルステライト（Ｍｇ
2 ＳｉＯ4 ）と呼ばれるセラミックス質状の絶縁被膜を
形成させる。これが鋼板に張力を与え、磁気特性とりわ
け鉄損と呼ばれるトランスの効率を支配する特性値を向
上させるのに有効である。しかも、このフォルステライ
ト形成の状態が、二次再結晶で鋼板の結晶方位を、通称
ＧＯＳＳ方位と呼ばれ、透磁率や磁束密度の向上に不可
欠な鋼板長手方向（圧延方向）に対して｛１１０｝＜０
０１＞の結晶方位を有するやや粗大な二次再結晶粒を成
長させるのにも重要な役割を果たしていることもよく知
られている。逆に、二次再結晶焼鈍昇温過程中に十分緻
密な被膜が形成されないまま二次再結晶させようとして
も鋼板内のインヒビターと呼ばれる微細な窒化物や硫化
物等がそのままの状態で、あるいは分解して早く鋼板外
に抜け出てしまう。このため、昇温中にＧＯＳＳ方位粒
を優先的に成長させ、他の方位粒の成長を抑制させる役
目のインヒビター効果が発揮できず、通称で細粒と呼ば
れ、ＧＯＳＳ方位粒の二次再結晶粒の成長が部分的ある
いは全面的に行われない、極めて磁気特性の劣る鋼板を
生み出すことになる。なお、このＭｇＯの中に酸化チタ
ン（ＴｉＯ2 等）やその他の化合物を添加させ、さらに
緻密な一次被膜を形成させることも行われる。
【０００３】しかるに、近年アモルファスの登場に見ら
れるようにエネルギー節減のためトランスのエネルギー
変換効率に影響の大きい電磁鋼板の鉄損低減への要求は
大きく、上記の従来技術の延長ではこの要望に応えるこ
とは困難となってきた。従来技術においては上記の方法
以外にも二次再結晶後のいわゆる製品鋼板表面に機械的
あるいはレーザー等のエネルギー照射的な方法で溝ある
いは何らかの損傷を意図的に与え、磁区細分化を行い、
鉄損を向上せしめる方法が行われている。しかしなが
ら、この方法を以てしてもまだアルモルファスに対抗で
きるような低鉄損は実現困難であった。一方、フォルス
テライトを主成分とする一次被膜は硬質な固形物質なる
がゆえに製品のせん断等の加工性に難点があり、工具寿
命の低下をもたらしていた。
れるようにエネルギー節減のためトランスのエネルギー
変換効率に影響の大きい電磁鋼板の鉄損低減への要求は
大きく、上記の従来技術の延長ではこの要望に応えるこ
とは困難となってきた。従来技術においては上記の方法
以外にも二次再結晶後のいわゆる製品鋼板表面に機械的
あるいはレーザー等のエネルギー照射的な方法で溝ある
いは何らかの損傷を意図的に与え、磁区細分化を行い、
鉄損を向上せしめる方法が行われている。しかしなが
ら、この方法を以てしてもまだアルモルファスに対抗で
きるような低鉄損は実現困難であった。一方、フォルス
テライトを主成分とする一次被膜は硬質な固形物質なる
がゆえに製品のせん断等の加工性に難点があり、工具寿
命の低下をもたらしていた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明はこのような問
題点を解決し、以下のような骨子に示される技術的知見
から一次被膜とよばれるフォルステライトを主成分とす
る固形物質の形成を極力抑え、かつ極めて低鉄損の高磁
束密度方向性珪素鋼板を得るべく、新たな製品開発技術
を見出したものである。
題点を解決し、以下のような骨子に示される技術的知見
から一次被膜とよばれるフォルステライトを主成分とす
る固形物質の形成を極力抑え、かつ極めて低鉄損の高磁
束密度方向性珪素鋼板を得るべく、新たな製品開発技術
を見出したものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは以下の通りである。 （１） Ｓｉ：１〜７％、Ｐ：０．０３〜０．１５％を
含み、鋼板表面に最大部の深さの平均が２〜５０μｍ
で、底部にフォルステライトが一部残留した溝が、鋼板
の長手方向から４５〜９０度の方向に間隔を開けて付与
され、かつフォルステライトを主成分とする一次被膜の
平均厚みが０．３μｍ以下で、鉄損がＷ17 /50 で０．７
０Ｗａｔｔ／ｋｇ以下であることを特徴とする極めて鉄
損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板。
ろは以下の通りである。 （１） Ｓｉ：１〜７％、Ｐ：０．０３〜０．１５％を
含み、鋼板表面に最大部の深さの平均が２〜５０μｍ
で、底部にフォルステライトが一部残留した溝が、鋼板
の長手方向から４５〜９０度の方向に間隔を開けて付与
され、かつフォルステライトを主成分とする一次被膜の
平均厚みが０．３μｍ以下で、鉄損がＷ17 /50 で０．７
０Ｗａｔｔ／ｋｇ以下であることを特徴とする極めて鉄
損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板。
【０００６】（２） Ｓｉ：１〜７％、Ｐ：０．０３〜
０．１５％、Ｓｎ：０．０２〜０．２０％を含み、鋼板
表面に最大部の深さの平均が２〜５０μｍで、底部にフ
ォルステライトが一部残留した溝が、鋼板の長手方向か
ら４５〜９０度の方向に間隔を開けて付与され、かつフ
ォルステライトを主成分とする一次被膜の平均厚みが
０．３μｍ以下で、鉄損がＷ17/50 で０．７０Ｗａｔｔ
／ｋｇ以下であることを特徴とする極めて鉄損の優れた
高磁束密度方向性珪素鋼板。
０．１５％、Ｓｎ：０．０２〜０．２０％を含み、鋼板
表面に最大部の深さの平均が２〜５０μｍで、底部にフ
ォルステライトが一部残留した溝が、鋼板の長手方向か
ら４５〜９０度の方向に間隔を開けて付与され、かつフ
ォルステライトを主成分とする一次被膜の平均厚みが
０．３μｍ以下で、鉄損がＷ17/50 で０．７０Ｗａｔｔ
／ｋｇ以下であることを特徴とする極めて鉄損の優れた
高磁束密度方向性珪素鋼板。
【０００７】（３） 溝の間隔が２〜２０ｍｍであるこ
とを特徴とする前項１または２記載の極めて鉄損の優れ
た高磁束密度方向性珪素鋼板。 （４） Ｓｉ：１〜７％、Ｐ：０．０４５％超〜０．２
０％を含む鋼を溶製し、熱間圧延、冷間圧延、一次再結
晶焼鈍、焼鈍分離剤塗布、及び二次再結晶焼鈍を基本工
程とする方向性珪素鋼板の製造において、冷間圧延中ま
たは冷間圧延後に、鋼板表面に最大部の深さの平均が２
〜５０μｍの溝を鋼板の長手方向から４５〜９０度の方
向に間隔を開けて付与し、次いで一次再結晶焼鈍以降の
工程を行い、一次再結晶焼鈍から二次再結晶焼鈍の間
に、鋼板表面に塩化物及び硫化物の少なくとも１種類以
上を含む物質を塗布し、二次再結晶焼鈍時に生成される
フォルステライトを主成分とする絶縁性の一次被膜の平
均厚みを０．３μｍ以下とすることを特徴とする極めて
鉄損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板の製造法。
とを特徴とする前項１または２記載の極めて鉄損の優れ
た高磁束密度方向性珪素鋼板。 （４） Ｓｉ：１〜７％、Ｐ：０．０４５％超〜０．２
０％を含む鋼を溶製し、熱間圧延、冷間圧延、一次再結
晶焼鈍、焼鈍分離剤塗布、及び二次再結晶焼鈍を基本工
程とする方向性珪素鋼板の製造において、冷間圧延中ま
たは冷間圧延後に、鋼板表面に最大部の深さの平均が２
〜５０μｍの溝を鋼板の長手方向から４５〜９０度の方
向に間隔を開けて付与し、次いで一次再結晶焼鈍以降の
工程を行い、一次再結晶焼鈍から二次再結晶焼鈍の間
に、鋼板表面に塩化物及び硫化物の少なくとも１種類以
上を含む物質を塗布し、二次再結晶焼鈍時に生成される
フォルステライトを主成分とする絶縁性の一次被膜の平
均厚みを０．３μｍ以下とすることを特徴とする極めて
鉄損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板の製造法。
【０００８】（５） Ｓｉ：１〜７％、Ｐ：０．０４５
％超〜０．２０％、Ｓｎ：０．０２〜０．２０％を含む
鋼を溶製し、熱間圧延、冷間圧延、一次再結晶焼鈍、焼
鈍分離剤塗布、及び二次再結晶焼鈍を、基本工程とする
方向性珪素鋼板の製造において、冷間圧延中または冷間
圧延後に鋼板表面に最大部の深さの平均が２〜５０μｍ
の溝を鋼板の長手方向から４５〜９０度の方向に、間隔
を開けて付与し、次いで一次再結晶焼鈍以降の工程を行
い、一次再結晶焼鈍から二次再結晶焼鈍の間に、鋼板表
面に塩化物及び硫化物の少なくとも１種類以上を含む物
質を塗布し、二次再結晶焼鈍時に生成されるフォルステ
ライトを主成分とする絶縁性の一次被膜の平均厚みを
０．３μｍ以下とすることを特徴とする極めて鉄損の優
れた高磁束密度方向性珪素鋼板の製造法。
％超〜０．２０％、Ｓｎ：０．０２〜０．２０％を含む
鋼を溶製し、熱間圧延、冷間圧延、一次再結晶焼鈍、焼
鈍分離剤塗布、及び二次再結晶焼鈍を、基本工程とする
方向性珪素鋼板の製造において、冷間圧延中または冷間
圧延後に鋼板表面に最大部の深さの平均が２〜５０μｍ
の溝を鋼板の長手方向から４５〜９０度の方向に、間隔
を開けて付与し、次いで一次再結晶焼鈍以降の工程を行
い、一次再結晶焼鈍から二次再結晶焼鈍の間に、鋼板表
面に塩化物及び硫化物の少なくとも１種類以上を含む物
質を塗布し、二次再結晶焼鈍時に生成されるフォルステ
ライトを主成分とする絶縁性の一次被膜の平均厚みを
０．３μｍ以下とすることを特徴とする極めて鉄損の優
れた高磁束密度方向性珪素鋼板の製造法。
【０００９】（６） 冷間圧延後付与する溝の間隔が２
〜２０ｍｍであることを特徴とする前項４または５記載
の極めて鉄損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板の製造
法。 （７） 一次再結晶焼鈍時に窒化を行うことを特徴とす
る前項４〜６のいずれか１項に記載の極めて鉄損の優れ
た高磁束密度方向性珪素鋼板の製造法。 （８） 焼鈍分離剤に含有させる塩化物として塩化カル
シウムを、硫化物として硫化カリウムを添加することを
特徴とする前項４〜７のいずれか１項に記載の極めて鉄
損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板の製造法。
〜２０ｍｍであることを特徴とする前項４または５記載
の極めて鉄損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板の製造
法。 （７） 一次再結晶焼鈍時に窒化を行うことを特徴とす
る前項４〜６のいずれか１項に記載の極めて鉄損の優れ
た高磁束密度方向性珪素鋼板の製造法。 （８） 焼鈍分離剤に含有させる塩化物として塩化カル
シウムを、硫化物として硫化カリウムを添加することを
特徴とする前項４〜７のいずれか１項に記載の極めて鉄
損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板の製造法。
【００１０】（９） 二次再結晶焼鈍時の昇温速度を毎
時３０℃以下、また雰囲気ガス中の窒素分圧を３０％以
上とすることを特徴とする前４〜８のいずれか１項に記
載の極めて鉄損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板の製
造法。 以下に本発明を詳細に説明する。方向性珪素鋼板の二次
再結晶はＧＯＳＳ方位と呼ばれる｛１１０｝＜００１＞
方位の粒を二次再結晶焼鈍（仕上焼鈍とも呼ばれる）時
に十分成長させることが肝要である。これは一次再結晶
焼鈍（以下、一次焼鈍と呼ぶ）の中のある特定粒のみを
粗大再結晶させるもので、この時にインヒビター（Ｉｎ
ｈｉｂｉｔｏｒ）と呼ばれるＡｌＮ等の微細析出物を仕
上焼鈍前に十分作っておくことが技術上必要であること
がよく知られている。そして、このために必要な窒素を
鋼溶製時または一次焼鈍後または他の工程中に添加する
ことが行われる。本発明の目的からはむしろ一次焼鈍後
に窒素を添加する方法が最適な窒素の添加法であること
もわかった。もし、一次焼鈍中またはその直後に窒素添
加する場合は、通常、脱炭反応も機能する一次焼鈍の設
備の一部に窒化反応を行う設備を内部または近接して設
置し、一次焼鈍後またはそれと平行させて窒化反応させ
る方法も有効である。鋼溶製時に十分低炭素化した鋼で
は脱炭機能よりも一次焼鈍後の表面層の酸化物層を変え
て、被膜反応に有利な形にすることがむしろ重要な役割
となる。
時３０℃以下、また雰囲気ガス中の窒素分圧を３０％以
上とすることを特徴とする前４〜８のいずれか１項に記
載の極めて鉄損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板の製
造法。 以下に本発明を詳細に説明する。方向性珪素鋼板の二次
再結晶はＧＯＳＳ方位と呼ばれる｛１１０｝＜００１＞
方位の粒を二次再結晶焼鈍（仕上焼鈍とも呼ばれる）時
に十分成長させることが肝要である。これは一次再結晶
焼鈍（以下、一次焼鈍と呼ぶ）の中のある特定粒のみを
粗大再結晶させるもので、この時にインヒビター（Ｉｎ
ｈｉｂｉｔｏｒ）と呼ばれるＡｌＮ等の微細析出物を仕
上焼鈍前に十分作っておくことが技術上必要であること
がよく知られている。そして、このために必要な窒素を
鋼溶製時または一次焼鈍後または他の工程中に添加する
ことが行われる。本発明の目的からはむしろ一次焼鈍後
に窒素を添加する方法が最適な窒素の添加法であること
もわかった。もし、一次焼鈍中またはその直後に窒素添
加する場合は、通常、脱炭反応も機能する一次焼鈍の設
備の一部に窒化反応を行う設備を内部または近接して設
置し、一次焼鈍後またはそれと平行させて窒化反応させ
る方法も有効である。鋼溶製時に十分低炭素化した鋼で
は脱炭機能よりも一次焼鈍後の表面層の酸化物層を変え
て、被膜反応に有利な形にすることがむしろ重要な役割
となる。
【００１１】さて、本発明では冷間圧延後または冷間圧
延中に鋼板表面に最大部の深さの平均が２〜５０μｍの
溝を規則的に付与することが重要である。これはこの溝
によって製品の磁区細分化をより細かくすることが可能
で鉄損低減に寄与するからである。この溝の付与の仕方
は溝付きロール、溝付きまたは刃型プレス等の機械的方
法、レーザー、プラズマ等のエネルギー照射的な方法、
水、油等を高圧で吹き付ける方法、酸等による化学的腐
食、電気的腐食による方法、あるいはそれらを組み合わ
せた方法等、基本的に手段はどれでも良く、要は上記の
溝の要件を満たしていれば効果が認められる。しかし、
これだけでは本発明の狙いとする低鉄損は得られない。
延中に鋼板表面に最大部の深さの平均が２〜５０μｍの
溝を規則的に付与することが重要である。これはこの溝
によって製品の磁区細分化をより細かくすることが可能
で鉄損低減に寄与するからである。この溝の付与の仕方
は溝付きロール、溝付きまたは刃型プレス等の機械的方
法、レーザー、プラズマ等のエネルギー照射的な方法、
水、油等を高圧で吹き付ける方法、酸等による化学的腐
食、電気的腐食による方法、あるいはそれらを組み合わ
せた方法等、基本的に手段はどれでも良く、要は上記の
溝の要件を満たしていれば効果が認められる。しかし、
これだけでは本発明の狙いとする低鉄損は得られない。
【００１２】本発明で最も重要な技術的な要件は鋼板表
面のフォルステライトを主成分とする一次被膜の平均厚
みとの組み合わせである。この厚みが０．３μｍ以下の
とき上記との組み合わせで極めて磁気特性が向上するこ
とがわかった。また仕上焼鈍前に溝をつけた場合、溝の
底にフォルステライトが一部残留するが、これも鉄損向
上効果を助長すると想定される。この理由は必ずしも明
らかではないが、この一次被膜は厚いと鋼板の磁束の流
れを妨げ、とりわけ被膜に凹凸が多い場合や、フォルス
テライト直下にスピネル（ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 ）等の酸
化物が多い場合はその傾向が大きいことは容易に想像で
きる。したがって表面の一次被膜を極力減らして薄くす
るか、あるいは完全になくしてしまい、そのかわりに規
則的な溝を形成させれば磁束は規則的に円滑に流れる。
この結果、鉄損も十分に低減できることになる。当然な
がら溝の深さとピッチには制約がつくことになる。
面のフォルステライトを主成分とする一次被膜の平均厚
みとの組み合わせである。この厚みが０．３μｍ以下の
とき上記との組み合わせで極めて磁気特性が向上するこ
とがわかった。また仕上焼鈍前に溝をつけた場合、溝の
底にフォルステライトが一部残留するが、これも鉄損向
上効果を助長すると想定される。この理由は必ずしも明
らかではないが、この一次被膜は厚いと鋼板の磁束の流
れを妨げ、とりわけ被膜に凹凸が多い場合や、フォルス
テライト直下にスピネル（ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 ）等の酸
化物が多い場合はその傾向が大きいことは容易に想像で
きる。したがって表面の一次被膜を極力減らして薄くす
るか、あるいは完全になくしてしまい、そのかわりに規
則的な溝を形成させれば磁束は規則的に円滑に流れる。
この結果、鉄損も十分に低減できることになる。当然な
がら溝の深さとピッチには制約がつくことになる。
【００１３】本発明での重要な知見はさらに次の点にあ
る。従来技術において、いわゆる一次被膜を形成した後
のいわば製品に近いものに溝を付けて磁区細分化する方
法が行われている。これは同じく従来技術にある、中間
工程で溝を付けた方法よりも磁区制御効果が大きく出易
いためである。しかしながら、本発明で明らかになった
ことは、一次被膜厚みが極端に少ないか、あるいは被膜
がない場合はコスト的にも安価な冷間圧延後または冷間
圧延中に溝を付ける方法でも十分な磁区細分化効果が発
揮されるという事実を見出し点である。
る。従来技術において、いわゆる一次被膜を形成した後
のいわば製品に近いものに溝を付けて磁区細分化する方
法が行われている。これは同じく従来技術にある、中間
工程で溝を付けた方法よりも磁区制御効果が大きく出易
いためである。しかしながら、本発明で明らかになった
ことは、一次被膜厚みが極端に少ないか、あるいは被膜
がない場合はコスト的にも安価な冷間圧延後または冷間
圧延中に溝を付ける方法でも十分な磁区細分化効果が発
揮されるという事実を見出し点である。
【００１４】表１の化学成分（但し、Ｓ１のＮ量は一次
焼鈍窒化後の値）を有する方向性珪素鋼板を熱延し、熱
延板焼鈍後、０．２３ｍｍに冷間圧延し、これにロール
で深さ１５μｍ、ピッチ５ｍｍの溝を付けた後、一次焼
鈍を行い、次いで鋼板にＭｇＯパウダーに添加物を種々
変えて添加した焼鈍分離剤を塗布して仕上焼鈍を行い、
一次被膜の平均厚みを変えて、さらに張力を有する絶縁
コーティングを塗布したサンプルの鉄損を調べたのが図
１である。これをみても明らかなように一次被膜の厚み
が小さくなるほど鉄損の低減（向上）が見られ、とりわ
け０．３μｍ以下でそれが顕著であることがわかる。こ
れは溝を冷間圧延後という中間工程で付けるため、溝の
中に後工程でフォルステライト等が詰まって磁区制御効
果が劣化しても、鋼板表面の一次被膜の平均厚みが少な
いか、あるいは被膜がない場合は十分磁区細分化される
ことを示している。
焼鈍窒化後の値）を有する方向性珪素鋼板を熱延し、熱
延板焼鈍後、０．２３ｍｍに冷間圧延し、これにロール
で深さ１５μｍ、ピッチ５ｍｍの溝を付けた後、一次焼
鈍を行い、次いで鋼板にＭｇＯパウダーに添加物を種々
変えて添加した焼鈍分離剤を塗布して仕上焼鈍を行い、
一次被膜の平均厚みを変えて、さらに張力を有する絶縁
コーティングを塗布したサンプルの鉄損を調べたのが図
１である。これをみても明らかなように一次被膜の厚み
が小さくなるほど鉄損の低減（向上）が見られ、とりわ
け０．３μｍ以下でそれが顕著であることがわかる。こ
れは溝を冷間圧延後という中間工程で付けるため、溝の
中に後工程でフォルステライト等が詰まって磁区制御効
果が劣化しても、鋼板表面の一次被膜の平均厚みが少な
いか、あるいは被膜がない場合は十分磁区細分化される
ことを示している。
【００１５】
【表１】
【００１６】次に、二次再結晶を行う場合にＡｌを添加
する場合はインヒビターとしてＡｌＮやＳｉ3 Ｎ4 を主
に使うが、ここで本発明の方法の一つとして一次焼鈍中
か、あるいはその後に窒化せしめる方法の方がより本発
明の目的に好ましいことがわかった。これは以下の理由
による。鋼溶製時に窒素を多く添加する場合と異なり、
後で窒化する方がＡｌＮ、Ｓｉ3 Ｎ4 の最適量はコント
ロールしやすく、二次再結晶焼鈍時に、本発明のように
フォルステライト等の一次被膜が薄くなるかあるいは消
失しても雰囲気中の窒素分圧（ＰN2）をコントロールす
ることで最適窒素量を確保しやすいからであろうと考え
られる。
する場合はインヒビターとしてＡｌＮやＳｉ3 Ｎ4 を主
に使うが、ここで本発明の方法の一つとして一次焼鈍中
か、あるいはその後に窒化せしめる方法の方がより本発
明の目的に好ましいことがわかった。これは以下の理由
による。鋼溶製時に窒素を多く添加する場合と異なり、
後で窒化する方がＡｌＮ、Ｓｉ3 Ｎ4 の最適量はコント
ロールしやすく、二次再結晶焼鈍時に、本発明のように
フォルステライト等の一次被膜が薄くなるかあるいは消
失しても雰囲気中の窒素分圧（ＰN2）をコントロールす
ることで最適窒素量を確保しやすいからであろうと考え
られる。
【００１７】次に、仕上焼鈍時の一次被膜を極力少なく
するか、あるいはなくすために、本発明では一次焼鈍後
の鋼板表面に塩化物、硫化物を通常のマグネシア（Ｍｇ
Ｏ）パウダーのなかに混ぜて添加することが有効である
ことがわかった。この中でもとりわけ塩化カルシウム
（ＣａＣｌ2 ）、硫化カリウム（Ｋ2 Ｓ）は有効であ
る。なお、通常法でもＭｇＯ以外にＴｉＯ2 やアンチモ
ン系の化合物（Ｓｂ2 （ＳＯ4 ）3 ）やボロン系の化合
物（Ｎａ2 Ｂ4 Ｏ7 ）、ストロンチウム・バリウム系、
炭・窒化物系等を添加して反応を容易にすることが行わ
れるが、本発明でもこれらの添加物の効果は発揮される
ので、添加しても本発明の本質を変えるものではない。
するか、あるいはなくすために、本発明では一次焼鈍後
の鋼板表面に塩化物、硫化物を通常のマグネシア（Ｍｇ
Ｏ）パウダーのなかに混ぜて添加することが有効である
ことがわかった。この中でもとりわけ塩化カルシウム
（ＣａＣｌ2 ）、硫化カリウム（Ｋ2 Ｓ）は有効であ
る。なお、通常法でもＭｇＯ以外にＴｉＯ2 やアンチモ
ン系の化合物（Ｓｂ2 （ＳＯ4 ）3 ）やボロン系の化合
物（Ｎａ2 Ｂ4 Ｏ7 ）、ストロンチウム・バリウム系、
炭・窒化物系等を添加して反応を容易にすることが行わ
れるが、本発明でもこれらの添加物の効果は発揮される
ので、添加しても本発明の本質を変えるものではない。
【００１８】本発明で極めて重要な点はＰの挙動であ
る。表２にＰの量のみを変えた３％Ｓｉ鋼の一次再結晶
後のＸ線による結晶方位の｛１１１｝の面指数強度を示
す。これを一次再結晶後窒化し、二次再結晶させた鋼板
の磁束密度を同表に示す。明らかに、Ｐの量と共にこれ
らの値は変化していることがわかる。一方、Ｐと共存し
てＳｎが添加されると０．０６％Ｐ−３％Ｓｉ鋼の例の
図２のように鉄損までも著しく低減され好ましい。これ
はＳｎによる製品の細粒化効果と考えられる。
る。表２にＰの量のみを変えた３％Ｓｉ鋼の一次再結晶
後のＸ線による結晶方位の｛１１１｝の面指数強度を示
す。これを一次再結晶後窒化し、二次再結晶させた鋼板
の磁束密度を同表に示す。明らかに、Ｐの量と共にこれ
らの値は変化していることがわかる。一方、Ｐと共存し
てＳｎが添加されると０．０６％Ｐ−３％Ｓｉ鋼の例の
図２のように鉄損までも著しく低減され好ましい。これ
はＳｎによる製品の細粒化効果と考えられる。
【００１９】
【表２】
【００２０】さて、ここで方向性珪素鋼板の製造方法に
触れる必要がある。前述のように本発明が可能な方向性
珪素鋼板はＳｉ以外に必要に応じてＡｌを含有し、Ｓｉ
3 Ｎ4 あるいはＡｌＮ、および鋼中のＳが多い場合はＭ
ｎＳを主要インヒビターとする鋼に限定される。もちろ
んＳｉ、Ａｌ、Ｐ、Ｓｎ以外に、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｃｕ、
Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｒ等の他の添加元素を付
加的に添加させ、磁気特性の向上をはかることは本発明
の基本を変えるものではない。
触れる必要がある。前述のように本発明が可能な方向性
珪素鋼板はＳｉ以外に必要に応じてＡｌを含有し、Ｓｉ
3 Ｎ4 あるいはＡｌＮ、および鋼中のＳが多い場合はＭ
ｎＳを主要インヒビターとする鋼に限定される。もちろ
んＳｉ、Ａｌ、Ｐ、Ｓｎ以外に、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｃｕ、
Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｒ等の他の添加元素を付
加的に添加させ、磁気特性の向上をはかることは本発明
の基本を変えるものではない。
【００２１】ところでＡｌＮあるいはＳｉ3 Ｎ4 、Ｍｎ
Ｓをインヒビターとする鋼は公知であり、そのいずれの
場合においても本発明の技術を適用することが可能であ
る。しかしながら、本発明の特徴をより一層発揮させる
にはとりわけ以下に示す製造法が最適である。すなわち
Ｓｉを１〜７％含む鋼で、必要に応じてＡｌを鋼溶製時
に０．１％以下含み、かつ方向性珪素鋼板製造工程にお
ける冷延後の一次焼鈍中の脱炭焼鈍中またはその後に鋼
板に直接窒化反応を介して強制的にＮを添加する方法に
より、二次再結晶焼鈍前にＮを３０〜６００ｐｐｍに含
むことを特徴とする。
Ｓをインヒビターとする鋼は公知であり、そのいずれの
場合においても本発明の技術を適用することが可能であ
る。しかしながら、本発明の特徴をより一層発揮させる
にはとりわけ以下に示す製造法が最適である。すなわち
Ｓｉを１〜７％含む鋼で、必要に応じてＡｌを鋼溶製時
に０．１％以下含み、かつ方向性珪素鋼板製造工程にお
ける冷延後の一次焼鈍中の脱炭焼鈍中またはその後に鋼
板に直接窒化反応を介して強制的にＮを添加する方法に
より、二次再結晶焼鈍前にＮを３０〜６００ｐｐｍに含
むことを特徴とする。
【００２２】Ｓｉは本発明においては上記のようにフォ
ルステライト形成のために最低１％は必要である。一
方、７％を超えると加工性が極端に劣化し、工業生産に
適さない。ＡｌはＡｌＮインヒビター形成に有効であ
る。しかし０．１％を超えるとＡｌ 2 Ｏ3 生成量が多く
なり健全な鋼の清浄度を損ない、ひいては磁気特性に悪
影響をもたらす。
ルステライト形成のために最低１％は必要である。一
方、７％を超えると加工性が極端に劣化し、工業生産に
適さない。ＡｌはＡｌＮインヒビター形成に有効であ
る。しかし０．１％を超えるとＡｌ 2 Ｏ3 生成量が多く
なり健全な鋼の清浄度を損ない、ひいては磁気特性に悪
影響をもたらす。
【００２３】ＮはＳｉ3 Ｎ4 インヒビターを形成するの
に不可欠であり、本発明においては一次焼鈍後、つまり
仕上焼鈍の二次再結晶開始前で最低３０ｐｐｍは必要で
ある。一方、Ａｌを意図的に使う場合にはＡｌＮの量確
保の点で６０ｐｐｍ以上は必要である。ただし、６００
ｐｐｍを超えるとＡｌやＳｉを食いすぎて好ましくはな
い。
に不可欠であり、本発明においては一次焼鈍後、つまり
仕上焼鈍の二次再結晶開始前で最低３０ｐｐｍは必要で
ある。一方、Ａｌを意図的に使う場合にはＡｌＮの量確
保の点で６０ｐｐｍ以上は必要である。ただし、６００
ｐｐｍを超えるとＡｌやＳｉを食いすぎて好ましくはな
い。
【００２４】Ｐは本発明では極めて重要である。鋼溶製
時に０．０４５％以下では磁束密度を高める効果が少な
く、一方０．２０％超では脆性が大きくなって、冷間圧
延が困難である。なお、製品中のＰの量は本発明では重
要である。Ｐは鉄に固溶し、また、一部は析出して存在
するが、製品中の鉄損低減に極めて有効であり、最低
０．０３％存在しないとその効果は発揮できない。一
方、０．１５％超も存在すると製品の脆化をもたらし、
例えば製品の加工性、打抜き性を損い、使用に耐えな
い。
時に０．０４５％以下では磁束密度を高める効果が少な
く、一方０．２０％超では脆性が大きくなって、冷間圧
延が困難である。なお、製品中のＰの量は本発明では重
要である。Ｐは鉄に固溶し、また、一部は析出して存在
するが、製品中の鉄損低減に極めて有効であり、最低
０．０３％存在しないとその効果は発揮できない。一
方、０．１５％超も存在すると製品の脆化をもたらし、
例えば製品の加工性、打抜き性を損い、使用に耐えな
い。
【００２５】Ｓはこれを積極的に利用する場合は最低
０．０１％はＭｎＳをインヒビターとして有効に使うの
に必要である。一方、０．０５％超では凝集して好まし
くはない。この他の元素は本発明では従来の鋼に較べて
特に特徴的ではないが、以下に制約することが好まし
い。
０．０１％はＭｎＳをインヒビターとして有効に使うの
に必要である。一方、０．０５％超では凝集して好まし
くはない。この他の元素は本発明では従来の鋼に較べて
特に特徴的ではないが、以下に制約することが好まし
い。
【００２６】Ｃは鋼溶製中に十分低くするか、または一
次焼鈍の脱炭焼鈍時に十分低くする必要があり、二次再
結晶焼鈍開始時には０．０３％以下が好ましい。Ｍｎは
０．５％以下ならばＳと反応してＭｎＳインヒビターを
形成する。０．１５％以下だとさらに磁束密度の向上に
好ましい。Ｏは鋼溶製後に０．０５％以下であればＡｌ
2 Ｏ3 を多量に作りすぎず清浄度的に好ましい。
次焼鈍の脱炭焼鈍時に十分低くする必要があり、二次再
結晶焼鈍開始時には０．０３％以下が好ましい。Ｍｎは
０．５％以下ならばＳと反応してＭｎＳインヒビターを
形成する。０．１５％以下だとさらに磁束密度の向上に
好ましい。Ｏは鋼溶製後に０．０５％以下であればＡｌ
2 Ｏ3 を多量に作りすぎず清浄度的に好ましい。
【００２７】Ｓｎは本発明ではＰと共存するとき鉄損低
減に著しく効果がある。０．０２％未満ではその効果が
なく、一方、０．２０％超では窒化が十分でなく、イン
ヒビターが弱くなり、一方一次被膜も十分できず特性は
劣化する。次に化学成分以外の本発明の製造方法につい
て述べる。鋼を転炉または電気炉等で溶製して出鋼し、
必要に応じて精錬工程を加えて成分調整を行った溶鋼を
連続鋳造法、造塊分塊圧延法あるいは熱延工程省略のた
めの薄スラブ連続鋳造法等により、厚さ３０〜４００ｍ
ｍ（薄スラブ連続鋳造法では５０ｍｍ以下）のスラブと
する。ここで３０ｍｍは生産性を確保するための下限で
あり、４００ｍｍは中心偏析でＡｌ2 Ｏ3 等の分布が異
常になることを防ぐための上限である。また薄スラブ連
続鋳造法での厚さ５０ｍｍは冷速が小さくなって粗大粒
が出てくることを抑制するための上限である。
減に著しく効果がある。０．０２％未満ではその効果が
なく、一方、０．２０％超では窒化が十分でなく、イン
ヒビターが弱くなり、一方一次被膜も十分できず特性は
劣化する。次に化学成分以外の本発明の製造方法につい
て述べる。鋼を転炉または電気炉等で溶製して出鋼し、
必要に応じて精錬工程を加えて成分調整を行った溶鋼を
連続鋳造法、造塊分塊圧延法あるいは熱延工程省略のた
めの薄スラブ連続鋳造法等により、厚さ３０〜４００ｍ
ｍ（薄スラブ連続鋳造法では５０ｍｍ以下）のスラブと
する。ここで３０ｍｍは生産性を確保するための下限で
あり、４００ｍｍは中心偏析でＡｌ2 Ｏ3 等の分布が異
常になることを防ぐための上限である。また薄スラブ連
続鋳造法での厚さ５０ｍｍは冷速が小さくなって粗大粒
が出てくることを抑制するための上限である。
【００２８】該スラブをガス加熱、電気利用加熱等によ
り１０００〜１４００℃に再加熱を行い、引き続き熱間
圧延を行って厚さ１０ｍｍ以下のホットコイルとする。
ここで１０００℃はＡｌＮ溶解の下限であり、１４００
℃は表面肌あれと材質劣化防止のための上限である。ま
た板厚１０ｍｍは適正な析出物を生成する冷速を得る上
限である。なお、薄スラブ連続鋳造法では直接コイル状
にすることも可能であり、そのためには１０ｍｍ以下が
好ましい。
り１０００〜１４００℃に再加熱を行い、引き続き熱間
圧延を行って厚さ１０ｍｍ以下のホットコイルとする。
ここで１０００℃はＡｌＮ溶解の下限であり、１４００
℃は表面肌あれと材質劣化防止のための上限である。ま
た板厚１０ｍｍは適正な析出物を生成する冷速を得る上
限である。なお、薄スラブ連続鋳造法では直接コイル状
にすることも可能であり、そのためには１０ｍｍ以下が
好ましい。
【００２９】このように作ったホットコイルを再び８０
０〜１２５０℃で焼鈍し、磁性向上をはかることもしば
しば行われる。ここで８００℃はＡｌＮ再溶解の下限で
あり、１２５０℃はＡｌＮ粗粒化防止の上限である。か
かる処理工程の後、ホットコイルを直接またはバッチ的
に酸洗後冷間圧延を行う。冷間圧延は圧下率６０〜９５
％で行うが、６０％は本発明で再結晶可能な限界であ
り、好ましくは７０％以上が一次焼鈍で｛１１１｝＜１
１２＞方位粒を多くして、二次再結晶焼鈍時のＧＯＳＳ
方位粒の生成を促進させるための下限であり、一方９５
％超では二次再結晶焼鈍で首振りＧＯＳＳ粒と称するＧ
ＯＳＳ方位粒が板面内回転した磁気特性に好ましくない
粒が生成される。
０〜１２５０℃で焼鈍し、磁性向上をはかることもしば
しば行われる。ここで８００℃はＡｌＮ再溶解の下限で
あり、１２５０℃はＡｌＮ粗粒化防止の上限である。か
かる処理工程の後、ホットコイルを直接またはバッチ的
に酸洗後冷間圧延を行う。冷間圧延は圧下率６０〜９５
％で行うが、６０％は本発明で再結晶可能な限界であ
り、好ましくは７０％以上が一次焼鈍で｛１１１｝＜１
１２＞方位粒を多くして、二次再結晶焼鈍時のＧＯＳＳ
方位粒の生成を促進させるための下限であり、一方９５
％超では二次再結晶焼鈍で首振りＧＯＳＳ粒と称するＧ
ＯＳＳ方位粒が板面内回転した磁気特性に好ましくない
粒が生成される。
【００３０】以上はいわゆる一回冷延法で製造する場合
だが、二回冷延法と称して冷延−焼鈍−冷延を行う場合
は、一回目の圧下率は１０〜８０％、二回目の圧下率は
５０〜９５％となる。ここで１０％は再結晶に必要な最
低圧下率、８０％と９５％はそれぞれ二次再結晶時に適
正なＧＯＳＳ方位粒を生成させるための上限圧下率、ま
た５０％は二回冷延法においては一次焼鈍時の｛１１
１｝＜１１２＞方位粒を適正に残す下限圧下率である。
だが、二回冷延法と称して冷延−焼鈍−冷延を行う場合
は、一回目の圧下率は１０〜８０％、二回目の圧下率は
５０〜９５％となる。ここで１０％は再結晶に必要な最
低圧下率、８０％と９５％はそれぞれ二次再結晶時に適
正なＧＯＳＳ方位粒を生成させるための上限圧下率、ま
た５０％は二回冷延法においては一次焼鈍時の｛１１
１｝＜１１２＞方位粒を適正に残す下限圧下率である。
【００３１】なお、通称パス間エージングと称し、冷間
圧延の途中で鋼板を適当な方法で１００〜４００℃の範
囲で加熱することも磁気特性の向上に有効である。１０
０℃未満ではエージングの効果がなく、一方、４００℃
超では転位が回復してしまう。さて、本発明で重要な要
件は冷間圧延中またはその後の溝形成である。これが仕
上焼鈍後に残り、フォルステライトを主成分とする一次
被膜を平均０．３μｍ以下と極めて少なくする方法との
組み合わせで従来にみられない低鉄損が得られるわけで
ある。溝の形成方法は前述の通りであるが、溝の最大部
の平均の深さが２μｍ未満では磁区細分化効果がない。
一方、５０μｍ超では深すぎて磁束の円滑な流れを妨げ
てかえって鉄損も悪くなる。好ましくは５〜３０μｍが
良い。溝は規則的に配列されている方が良い。これは、
磁区細分化が規則的に行われるからである。通常、鋼板
長手方向に対し４５度から直角までの角度を有するほぼ
一定のピッチで刻まれることが好ましい。４５度未満で
は磁区細分化の方向が磁性に好ましい結晶学的方位とあ
わないからである。また、溝のピッチは２〜１０ｍｍが
好ましい。２ｍｍ未満では磁区細分化が進みすぎて９０
°磁区が増え、鉄損も磁歪も悪い。一方、１０ｍｍ超で
は磁区細分化の効果がでない。なお、二回冷間圧延法に
おいては二回目の圧延後または圧延時に溝を形成するこ
とが好ましいことはいうまでもない。しかる後に一次焼
鈍を行い、このとき必要に応じて窒化を行う。一回冷延
法でも二回冷延法でも一次焼鈍を行うわけであるが、こ
の焼鈍で脱炭を行うことは有効である。前述のようにＣ
は二次再結晶粒の成長に好ましくないばかりか、不純物
として残ると鉄損の劣化を招く。なお、鋼の溶製時にＣ
を下げておくと脱炭工程が短縮化されるばかりか｛１１
１｝＜１１２＞方位粒も増やすので好ましい。なお、こ
の脱炭焼鈍工程で適正な露点を設定することで後の一次
被膜生成に必要な酸化層の確保が行われる。
圧延の途中で鋼板を適当な方法で１００〜４００℃の範
囲で加熱することも磁気特性の向上に有効である。１０
０℃未満ではエージングの効果がなく、一方、４００℃
超では転位が回復してしまう。さて、本発明で重要な要
件は冷間圧延中またはその後の溝形成である。これが仕
上焼鈍後に残り、フォルステライトを主成分とする一次
被膜を平均０．３μｍ以下と極めて少なくする方法との
組み合わせで従来にみられない低鉄損が得られるわけで
ある。溝の形成方法は前述の通りであるが、溝の最大部
の平均の深さが２μｍ未満では磁区細分化効果がない。
一方、５０μｍ超では深すぎて磁束の円滑な流れを妨げ
てかえって鉄損も悪くなる。好ましくは５〜３０μｍが
良い。溝は規則的に配列されている方が良い。これは、
磁区細分化が規則的に行われるからである。通常、鋼板
長手方向に対し４５度から直角までの角度を有するほぼ
一定のピッチで刻まれることが好ましい。４５度未満で
は磁区細分化の方向が磁性に好ましい結晶学的方位とあ
わないからである。また、溝のピッチは２〜１０ｍｍが
好ましい。２ｍｍ未満では磁区細分化が進みすぎて９０
°磁区が増え、鉄損も磁歪も悪い。一方、１０ｍｍ超で
は磁区細分化の効果がでない。なお、二回冷間圧延法に
おいては二回目の圧延後または圧延時に溝を形成するこ
とが好ましいことはいうまでもない。しかる後に一次焼
鈍を行い、このとき必要に応じて窒化を行う。一回冷延
法でも二回冷延法でも一次焼鈍を行うわけであるが、こ
の焼鈍で脱炭を行うことは有効である。前述のようにＣ
は二次再結晶粒の成長に好ましくないばかりか、不純物
として残ると鉄損の劣化を招く。なお、鋼の溶製時にＣ
を下げておくと脱炭工程が短縮化されるばかりか｛１１
１｝＜１１２＞方位粒も増やすので好ましい。なお、こ
の脱炭焼鈍工程で適正な露点を設定することで後の一次
被膜生成に必要な酸化層の確保が行われる。
【００３２】一次焼鈍温度は７００〜９５０℃が好まし
い。ここで７００℃は再結晶可能な下限温度であり、９
５０℃は粗大粒の発生を抑制し得る上限温度である。さ
らに、ＡｌＮやＳｉ3 Ｎ4 インヒビターのＮをこの一次
焼鈍時に窒化法等で強制添加する本発明においては、上
記の一次焼鈍中またはその直後に引き続きアンモニア
（ＮＨ3 ）等で窒化法により窒化することが行われる。
この場合の窒化法の温度は６００〜９５０℃が好まし
い。ここで６００℃は窒化反応を起こし得る下限であ
り、一方９５０℃は粗大粒発生を抑え得る上限である。
い。ここで７００℃は再結晶可能な下限温度であり、９
５０℃は粗大粒の発生を抑制し得る上限温度である。さ
らに、ＡｌＮやＳｉ3 Ｎ4 インヒビターのＮをこの一次
焼鈍時に窒化法等で強制添加する本発明においては、上
記の一次焼鈍中またはその直後に引き続きアンモニア
（ＮＨ3 ）等で窒化法により窒化することが行われる。
この場合の窒化法の温度は６００〜９５０℃が好まし
い。ここで６００℃は窒化反応を起こし得る下限であ
り、一方９５０℃は粗大粒発生を抑え得る上限である。
【００３３】本発明においては窒化は一次再結晶焼鈍後
に行うのが好ましいが、工業的には同じ炉内の後面に仕
切りを設けて雰囲気を必要に応じて多少変えて、ＮＨ3
ガスを流すか、近接した設備で行うため、一次再結晶と
平行して窒化されることもしばしばある。その際前述の
ようにＮ2 分圧が低い方が窒化量は大きく、窒素と酸素
の分圧比ＰN2／ＰH2は０．５以下が好ましい。
に行うのが好ましいが、工業的には同じ炉内の後面に仕
切りを設けて雰囲気を必要に応じて多少変えて、ＮＨ3
ガスを流すか、近接した設備で行うため、一次再結晶と
平行して窒化されることもしばしばある。その際前述の
ようにＮ2 分圧が低い方が窒化量は大きく、窒素と酸素
の分圧比ＰN2／ＰH2は０．５以下が好ましい。
【００３４】一次焼鈍あるいは上記窒化法を行い、その
後、酸化マグネシウム（ＭｇＯを主成分とする。以下Ｍ
ｇＯと呼ぶ）パウダーを水または水を主成分とする水溶
液に溶かし、スラリー状にして鋼板に塗布する。その
際、後の二次再結晶焼鈍時にＭｇＯパウダーの溶融を容
易にさせ、フォルステライト生成反応を促進させる目的
で、適当な化合物を微量添加することも行われる。
後、酸化マグネシウム（ＭｇＯを主成分とする。以下Ｍ
ｇＯと呼ぶ）パウダーを水または水を主成分とする水溶
液に溶かし、スラリー状にして鋼板に塗布する。その
際、後の二次再結晶焼鈍時にＭｇＯパウダーの溶融を容
易にさせ、フォルステライト生成反応を促進させる目的
で、適当な化合物を微量添加することも行われる。
【００３５】ＴｉＯ2 を添加する場合は１〜１５％が好
ましいが、ここで１％はフォルステライト反応促進効果
を発揮し得る下限であり、１５％超ではＭｇＯが少なく
なってかえってフォルステライト反応が進まない。Ｓｂ
2 （ＳＯ4 ）3 等のアンチモン系の化合物はＭｇＯを比
較的低温で溶融させるのに効果があり、添加を行う場合
は０．０５〜５％が好ましい。ここで、０．０５％は上
記低温溶融を起こし得る下限であり、一方５％を超える
場合は多すぎてＭｇＯのフォルステライトの本来の反応
を不活性化する。
ましいが、ここで１％はフォルステライト反応促進効果
を発揮し得る下限であり、１５％超ではＭｇＯが少なく
なってかえってフォルステライト反応が進まない。Ｓｂ
2 （ＳＯ4 ）3 等のアンチモン系の化合物はＭｇＯを比
較的低温で溶融させるのに効果があり、添加を行う場合
は０．０５〜５％が好ましい。ここで、０．０５％は上
記低温溶融を起こし得る下限であり、一方５％を超える
場合は多すぎてＭｇＯのフォルステライトの本来の反応
を不活性化する。
【００３６】Ｎａ2 Ｂ4 Ｏ7 等のボロン系の化合物およ
びそれと同様の作用を持つストロンチウム・バリウム
系、炭・窒化物系、硫化物系、塩化物系の化合物はアン
チモン系よりは比較的高温でＭｇＯを溶融させるのに効
果があり、添加する場合は０．０５〜５％が好ましい。
ここで、０．０５％は上記の効果を発揮し得る下限であ
り、一方５％超ではやはりＭｇＯのフォルステライトの
本来の反応を不活性化するので好ましくない。
びそれと同様の作用を持つストロンチウム・バリウム
系、炭・窒化物系、硫化物系、塩化物系の化合物はアン
チモン系よりは比較的高温でＭｇＯを溶融させるのに効
果があり、添加する場合は０．０５〜５％が好ましい。
ここで、０．０５％は上記の効果を発揮し得る下限であ
り、一方５％超ではやはりＭｇＯのフォルステライトの
本来の反応を不活性化するので好ましくない。
【００３７】なお、これらの化合物は互いに複合して添
加することも可能である。ここで添加する化合物の％は
ＭｇＯの重量を１００％としたときの重量比を％で示し
てある。本発明においては、さらにＭｇＯパウダーに前
述の塩化物あるいは硫化物の１種類以上を添加すると、
仕上焼鈍後の一次被膜の厚みを平均０．３μｍ以下にで
き、かつ十分な二次再結晶方位が得られるが、これらの
中でもとりわけ塩化カルシウム（ＣａＣｌ2 ）、硫化カ
リウム（Ｋ2 Ｓ）は有効である。これらは最低０．５％
（ＭｇＯ重量を１００としたときの重量割合）以上ある
と効果的である。２０％超ではかえって二次膜形成過程
が不安定となる。
加することも可能である。ここで添加する化合物の％は
ＭｇＯの重量を１００％としたときの重量比を％で示し
てある。本発明においては、さらにＭｇＯパウダーに前
述の塩化物あるいは硫化物の１種類以上を添加すると、
仕上焼鈍後の一次被膜の厚みを平均０．３μｍ以下にで
き、かつ十分な二次再結晶方位が得られるが、これらの
中でもとりわけ塩化カルシウム（ＣａＣｌ2 ）、硫化カ
リウム（Ｋ2 Ｓ）は有効である。これらは最低０．５％
（ＭｇＯ重量を１００としたときの重量割合）以上ある
と効果的である。２０％超ではかえって二次膜形成過程
が不安定となる。
【００３８】二次再結晶焼鈍は最高到達温度を１１００
〜１３００℃で行うのが好ましい。１１００℃は二次再
結晶が行われる下限の温度であり、一方１３００℃超は
結晶粒が粗大化し過ぎて鉄損の劣化を招く。この二次再
結晶焼鈍で重要な点は以下の通りである。本発明ではＭ
ｇＯパウダーへ添加する特殊添加物の効果でフォルステ
ライトを主成分とする一次被膜が極端に少なくなるか、
あるいはなくなるので、焼鈍中に二次再結晶に必要な窒
素系のインヒビター（ＡｌＮ、Ｓｉ3 Ｎ4 等）も仕上焼
鈍中に逃げ易い傾向があり、このため仕上焼鈍の雰囲気
ガス中の窒素分圧（ＰN2）を３０％以上とすることでこ
れを防ぐことができ、安定した二次再結晶を得ることが
可能である。さらに二次再結晶焼鈍の昇温速度があまり
大きすぎると、十分な二次再結晶を起こす前にインヒビ
ターが逃げ易いので、むしろ昇温速度を毎時３０℃以下
に抑えた方が安定した磁気特性が得られる。なお、前述
のように、この二次再結晶焼鈍中の比較的前段階で雰囲
気等より窒素を追加添加する窒化法が行われることもあ
る。
〜１３００℃で行うのが好ましい。１１００℃は二次再
結晶が行われる下限の温度であり、一方１３００℃超は
結晶粒が粗大化し過ぎて鉄損の劣化を招く。この二次再
結晶焼鈍で重要な点は以下の通りである。本発明ではＭ
ｇＯパウダーへ添加する特殊添加物の効果でフォルステ
ライトを主成分とする一次被膜が極端に少なくなるか、
あるいはなくなるので、焼鈍中に二次再結晶に必要な窒
素系のインヒビター（ＡｌＮ、Ｓｉ3 Ｎ4 等）も仕上焼
鈍中に逃げ易い傾向があり、このため仕上焼鈍の雰囲気
ガス中の窒素分圧（ＰN2）を３０％以上とすることでこ
れを防ぐことができ、安定した二次再結晶を得ることが
可能である。さらに二次再結晶焼鈍の昇温速度があまり
大きすぎると、十分な二次再結晶を起こす前にインヒビ
ターが逃げ易いので、むしろ昇温速度を毎時３０℃以下
に抑えた方が安定した磁気特性が得られる。なお、前述
のように、この二次再結晶焼鈍中の比較的前段階で雰囲
気等より窒素を追加添加する窒化法が行われることもあ
る。
【００３９】以上が本発明の方向性珪素鋼板の製造方法
での重要な部分であるが、工業的にはさらに絶縁特性や
磁気特性を向上させる目的で二次再結晶後の鋼板に有機
質や無機質による絶縁被膜を有する高張力被膜（コーテ
ィング法やゾルゲール法）を熱処理等と組み合わせて塗
布することがとりわけ重要である。この理由は、本発明
ではフォルステライト等の高張力特性を有する一次被膜
が極端に少ないか、あるいはないために、それを補完す
べく高張力特性を有する絶縁被膜を塗布することが効果
的であるからである。
での重要な部分であるが、工業的にはさらに絶縁特性や
磁気特性を向上させる目的で二次再結晶後の鋼板に有機
質や無機質による絶縁被膜を有する高張力被膜（コーテ
ィング法やゾルゲール法）を熱処理等と組み合わせて塗
布することがとりわけ重要である。この理由は、本発明
ではフォルステライト等の高張力特性を有する一次被膜
が極端に少ないか、あるいはないために、それを補完す
べく高張力特性を有する絶縁被膜を塗布することが効果
的であるからである。
【００４０】
【実施例】表３、表６に示すような化学成分の鋼を転炉
で溶製し、表４（表３のつづき−１）、表５（表３のつ
づき−２）、表７（表６のつづき−１）、表８（表６の
つづき−２）に示すような条件で製造した。熱延板焼鈍
を一部行ったが、条件は１１２０℃×３０秒間である。
また冷間圧延時のパス間エージングをＢ以外は行った
が、その条件は２５０℃である。なお、ここで本発明に
とりわけ重要な一次再結晶焼鈍に引き続く窒化は同一炉
内に仕切りを設けた炉中内部分で同一ガス組成で雰囲気
をドライにし、ＮＨ3 ガスを一定量流して行ったもので
ある。かかる一次焼鈍後の窒化量（窒素量）を表４およ
び表７に示す。さらにこの鋼板にパウダーを塗布した
が、パウダーは水に溶解させ、スラリー状にして塗布
後、３５０℃で乾燥させた。ここで、％はＭｇＯの重量
を１００％としたときの重量比率である。しかる後に、
８００℃〜最高到達温度の平均昇温速度を種々変えて二
次再結晶焼鈍を行った。ここでは最高到達温度は１２０
０℃である。さらにリン酸系の高張力絶縁被膜（二次被
膜）を加熱塗布した後、板取りし、歪取焼鈍８５０℃×
４時間（Ｎ2 ９０％−Ｈ2 １０％、Ｄｒｙ）を行い、磁
気測定試験を行った。表５および表８にその結果を示
す。なお、溝の最大深さ、ピッチ及び圧延方向との角度
はいずれも二次再結晶焼鈍後の製品での測定である。
で溶製し、表４（表３のつづき−１）、表５（表３のつ
づき−２）、表７（表６のつづき−１）、表８（表６の
つづき−２）に示すような条件で製造した。熱延板焼鈍
を一部行ったが、条件は１１２０℃×３０秒間である。
また冷間圧延時のパス間エージングをＢ以外は行った
が、その条件は２５０℃である。なお、ここで本発明に
とりわけ重要な一次再結晶焼鈍に引き続く窒化は同一炉
内に仕切りを設けた炉中内部分で同一ガス組成で雰囲気
をドライにし、ＮＨ3 ガスを一定量流して行ったもので
ある。かかる一次焼鈍後の窒化量（窒素量）を表４およ
び表７に示す。さらにこの鋼板にパウダーを塗布した
が、パウダーは水に溶解させ、スラリー状にして塗布
後、３５０℃で乾燥させた。ここで、％はＭｇＯの重量
を１００％としたときの重量比率である。しかる後に、
８００℃〜最高到達温度の平均昇温速度を種々変えて二
次再結晶焼鈍を行った。ここでは最高到達温度は１２０
０℃である。さらにリン酸系の高張力絶縁被膜（二次被
膜）を加熱塗布した後、板取りし、歪取焼鈍８５０℃×
４時間（Ｎ2 ９０％−Ｈ2 １０％、Ｄｒｙ）を行い、磁
気測定試験を行った。表５および表８にその結果を示
す。なお、溝の最大深さ、ピッチ及び圧延方向との角度
はいずれも二次再結晶焼鈍後の製品での測定である。
【００４１】磁気測定は６０×３００ｍｍの単板をＳＳ
Ｔ試験法で測定し、Ｂ8 （８００Ａ／ｍの磁束密度、単
位はテスラ）およびＷ17/50 （５０Ｈｚで１．７テスラ
のときの鉄損、単位はワット／ｋｇ）、Ｗ13/50 （５０
Ｈｚで１．３テスラのときの鉄損）を測定した。表５お
よび表８に示すように、本発明の範囲に入っているもの
は磁束密度が高く、また鉄損が十分低く、本発明の目的
範囲に入っていることがわかる。
Ｔ試験法で測定し、Ｂ8 （８００Ａ／ｍの磁束密度、単
位はテスラ）およびＷ17/50 （５０Ｈｚで１．７テスラ
のときの鉄損、単位はワット／ｋｇ）、Ｗ13/50 （５０
Ｈｚで１．３テスラのときの鉄損）を測定した。表５お
よび表８に示すように、本発明の範囲に入っているもの
は磁束密度が高く、また鉄損が十分低く、本発明の目的
範囲に入っていることがわかる。
【００４２】
【表３】
【００４３】
【表４】
【００４４】
【表５】
【００４５】
【表６】
【００４６】
【表７】
【００４７】
【表８】
【００４８】
【発明の効果】本発明によれば、極めて鉄損の低い高磁
束密度方向性珪素鋼板を得ることができる。
束密度方向性珪素鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】一次被膜の平均厚みと鉄損の関係を示す図であ
る。
る。
【図２】０．０６％Ｐ−３％Ｓｉ鋼に対するＳｎ添加量
の効果を示す図である。
の効果を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 22/00 Ａ (72)発明者 岩永 功 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社八幡製鐵所内
Claims (9)
- 【請求項１】 Ｓｉ：１〜７％、Ｐ：０．０３〜０．１
５％を含み、鋼板表面に最大部の深さの平均が２〜５０
μｍで、底部にフォルステライトが一部残留した溝が、
鋼板の長手方向から４５〜９０度の方向に間隔を開けて
付与され、かつフォルステライトを主成分とする一次被
膜の平均厚みが０．３μｍ以下で、鉄損がＷ17/50 で
０．７０Ｗａｔｔ／ｋｇ以下であることを特徴とする極
めて鉄損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板。 - 【請求項２】 Ｓｉ：１〜７％、Ｐ：０．０３〜０．１
５％、Ｓｎ：０．０２〜０．２０％を含み、鋼板表面に
最大部の深さの平均が２〜５０μｍで、底部にフォルス
テライトが一部残留した溝が、鋼板の長手方向から４５
〜９０度の方向に間隔を開けて付与され、かつフォルス
テライトを主成分とする一次被膜の平均厚みが０．３μ
ｍ以下で、鉄損がＷ17/50 で０．７０Ｗａｔｔ／ｋｇ以
下であることを特徴とする極めて鉄損の優れた高磁束密
度方向性珪素鋼板。 - 【請求項３】 溝の間隔が２〜２０ｍｍであることを特
徴とする請求項１または２記載の極めて鉄損の優れた高
磁束密度方向性珪素鋼板。 - 【請求項４】 Ｓｉ：１〜７％、Ｐ：０．０４５％超〜
０．２０％を含む鋼を溶製し、熱間圧延、冷間圧延、一
次再結晶焼鈍、焼鈍分離剤塗布、及び二次再結晶焼鈍を
基本工程とする方向性珪素鋼板の製造において、冷間圧
延中または冷間圧延後に、鋼板表面に最大部の深さの平
均が２〜５０μｍの溝を鋼板の長手方向から４５〜９０
度の方向に間隔を開けて付与し、次いで一次再結晶焼鈍
以降の工程を行い、一次再結晶焼鈍から二次再結晶焼鈍
の間に、鋼板表面に塩化物及び硫化物の少なくとも１種
類以上を含む物質を塗布し、二次再結晶焼鈍時に生成さ
れるフォルステライトを主成分とする絶縁性の一次被膜
の平均厚みを０．３μｍ以下とすることを特徴とする極
めて鉄損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板の製造法。 - 【請求項５】 Ｓｉ：１〜７％、Ｐ：０．０４５％超〜
０．２０％、Ｓｎ：０．０２〜０．２０％を含む鋼を溶
製し、熱間圧延、冷間圧延、一次再結晶焼鈍、焼鈍分離
剤塗布、及び二次再結晶焼鈍を、基本工程とする方向性
珪素鋼板の製造において、冷間圧延中または冷間圧延後
に鋼板表面に最大部の深さの平均が２〜５０μｍの溝を
鋼板の長手方向から４５〜９０度の方向に、間隔を開け
て付与し、次いで一次再結晶焼鈍以降の工程を行い、一
次再結晶焼鈍から二次再結晶焼鈍の間に、鋼板表面に塩
化物及び硫化物の少なくとも１種類以上を含む物質を塗
布し、二次再結晶焼鈍時に生成されるフォルステライト
を主成分とする絶縁性の一次被膜の平均厚みを０．３μ
ｍ以下とすることを特徴とする極めて鉄損の優れた高磁
束密度方向性珪素鋼板の製造法。 - 【請求項６】 冷間圧延後付与する溝の間隔が２〜２０
ｍｍであることを特徴とする請求項４または５記載の極
めて鉄損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板の製造法。 - 【請求項７】 一次再結晶焼鈍時に窒化を行うことを特
徴とする請求項４〜６のいずれか１項に記載の極めて鉄
損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板の製造法。 - 【請求項８】 焼鈍分離剤に含有させる塩化物として塩
化カルシウムを、硫化物として硫化カリウムを添加する
ことを特徴とする請求項４〜７のいずれか１項に記載の
極めて鉄損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板の製造
法。 - 【請求項９】 二次再結晶焼鈍時の昇温速度を毎時３０
℃以下、また雰囲気ガス中の窒素分圧を３０％以上とす
ることを特徴とする請求項４〜８のいずれか１項に記載
の極めて鉄損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板の製造
法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4340746A JPH06188116A (ja) | 1992-12-21 | 1992-12-21 | 極めて鉄損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板およびその製造法 |
| KR93012299A KR960009170B1 (en) | 1992-07-02 | 1993-07-01 | Grain oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density and ultra iron loss and process for producing the same |
| DE69332394T DE69332394T2 (de) | 1992-07-02 | 1993-07-01 | Kornorientiertes Elektroblech mit hoher Flussdichte und geringen Eisenverlusten und Herstellungsverfahren |
| EP93110517A EP0577124B1 (en) | 1992-07-02 | 1993-07-01 | Grain oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density and ultra low iron loss and process for producing the same |
| US08/257,765 US5507883A (en) | 1992-06-26 | 1994-06-09 | Grain oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density and ultra low iron loss and process for production the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4340746A JPH06188116A (ja) | 1992-12-21 | 1992-12-21 | 極めて鉄損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板およびその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06188116A true JPH06188116A (ja) | 1994-07-08 |
Family
ID=18339908
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4340746A Withdrawn JPH06188116A (ja) | 1992-06-26 | 1992-12-21 | 極めて鉄損の優れた高磁束密度方向性珪素鋼板およびその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06188116A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5835214A (en) * | 1991-02-22 | 1998-11-10 | Applied Spectral Imaging Ltd. | Method and apparatus for spectral analysis of images |
| JP2012126980A (ja) * | 2010-12-17 | 2012-07-05 | Jfe Steel Corp | 電磁鋼板およびその製造方法 |
-
1992
- 1992-12-21 JP JP4340746A patent/JPH06188116A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5835214A (en) * | 1991-02-22 | 1998-11-10 | Applied Spectral Imaging Ltd. | Method and apparatus for spectral analysis of images |
| JP2012126980A (ja) * | 2010-12-17 | 2012-07-05 | Jfe Steel Corp | 電磁鋼板およびその製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20000307 |