JP2003193134A

JP2003193134A - 磁気特性および被膜特性の優れた方向性電磁鋼板の製造方法

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Publication number: JP2003193134A
Application number: JP2001400767A
Authority: JP
Inventors: Tetsuo Toge; 哲雄峠; Yasuyuki Hayakawa; 康之早川; Minoru Takashima; 高島　　稔; Mitsumasa Kurosawa; 光正黒沢; Michiro Komatsubara; 道郎小松原
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2001-12-28
Filing date: 2001-12-28
Publication date: 2003-07-09
Anticipated expiration: 2021-12-28
Also published as: JP4206665B2

Abstract

(57)【要約】【課題】一次再結晶粒を適正に制御すると共に、表面
に密着性に優れた酸化被膜を確実に被成することによっ
て、より安定して磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を製
造しようとするものである。【解決手段】Ｃ：0.08mass％以下、Si：2.0 mass％〜
8.0 mass％およびMn：0.005 〜3.0 mass％を含み、Alを
100ppm未満に低減すると共に、Ｎ、ＳおよびSeをそれぞ
れ50ppm 以下に低減した成分組成を有する鋼スラブを、
熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１
回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、次
いで脱炭焼鈍を行った後、焼鈍分離剤を塗布してから最
終仕上焼鈍を施して、方向性電磁鋼板を製造するに際
し、該鋼スラブに、さらにSbおよびCuのいずれか一方ま
たは両方と、Crとを、所定の範囲の下に含有させる。

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、変圧器の鉄心な
どに使用して好適な磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の
製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】方向性電磁鋼板の製造に際しては、イン
ヒビターと呼ばれる析出物を使用して、最終仕上焼鈍中
にゴス方位粒と呼ばれる｛１１０｝＜００１＞方位粒を
優先的に二次再結晶させることが、一般的な技術として
使用されている。例えば、特公昭40−15644 号公報に
は、インヒビターとしてAlＮ，MnＳを使用する方法が、
また特公昭51−13469 号公報には、インヒビターとして
MnＳ, MnSeを使用する方法が開示され、いずれも工業的
に実用化されている。これらとは別に、CuSeとＢＮを添
加する技術が特公昭58−42244 号公報に、またTi，Zr，
Ｖ等の窒化物を使用する方法が特公昭46−40855 号公報
に開示されている。

【０００３】これらのインヒビターを用いる方法は、安
定して二次再結晶粒を発達させるのに有用な方法である
が、析出物を微細に分散させなければならないので、熱
延前のスラブ加熱を1300℃以上の高温で行うことが必要
とされる。しかしながら、スラブの高温加熱は、設備コ
ストが嵩むことの他、熱間圧延時に生成するスケール量
も増大することから歩留りが低下し、また設備のメンテ
ナンスが煩雑になる等の問題がある。

【０００４】これに対して、インヒビターを使用しない
で方向性電磁鋼板を製造する方法が、特開昭64−55339
号、特開平２−57635 号、特開平７−76732 号および特
開平７−197126号各公報に開示されている。これらの技
術に共通していることは、表面エネルギーを駆動力とし
て｛１１０｝面を優先的に成長させることを意図してい
ることである。表面エネルギーを有効に利用するために
は、表面の寄与を大きくするために板厚を薄くすること
が必然的に要求される。例えば、特開昭64−55339 号公
報に開示の技術では板厚が 0.2mm以下に、また特開平２
−57635 号公報に開示の技術では板厚が0.15mm以下に、
それぞれ制限されている。しかしながら、現在使用され
ている方向性電磁鋼板の板厚は0.20mm以上がほとんどで
あるため、上記したような表面エネルギーを利用した方
法で磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を製造することは
難しい。

【０００５】ここに、表面エネルギーを利用するために
は、表面酸化物の生成を抑制した状態で高温の最終仕上
焼鈍を行わなければならない。例えば、特開昭64−5533
9 号公報に開示の技術では、1180℃以上の温度で、しか
も焼鈍雰囲気として、真空または不活性ガス、あるいは
水素ガスまたは水素ガスと窒素ガスとの混合ガスを使用
することが記載されている。また、特開平２−57635 号
公報に開示の技術では、950 〜1100℃の温度で、不活性
ガス雰囲気あるいは水素ガスまたは水素ガスと不活性ガ
スの混合雰囲気で、しかもこれらを減圧することが推奨
されている。さらに、特開平７−197126号公報に開示の
技術では、1000〜1300℃の温度で酸素分圧が0.5 Pa以下
の非酸化性雰囲気中または真空中で最終仕上焼鈍を行う
ことが記載されている。

【０００６】このように、表面エネルギーを利用して良
好な磁気特性を得ようとすると、最終仕上焼鈍の雰囲気
は不活性ガスや水素が必要とされ、また推奨される条件
として真空とすることが要求されるけれども、高温と真
空の両立は設備的には極めて難しく、またコスト高とも
なる。

【０００７】また、表面エネルギーを利用した場合に
は、原理的には｛１１０｝面の選択のみが可能であるに
すぎず、圧延方向に＜００１＞方向が揃ったゴス粒の成
長が選択されるわけではない。方向性電磁鋼板は、圧延
方向に磁化容易軸＜００１＞を揃えてこそ磁気特性が向
上するので、｛１１０｝面の選択のみでは原理的に良好
な磁気特性は得られない。そのため、表面エネルギーを
利用する方法で良好な磁気特性を得ることができる圧延
条件や焼鈍条件は極めて限られたものとなり、その結
果、得られる磁気特性は不安定とならざるを得ない。

【０００８】さらに、表面エネルギーを利用する方法で
は、表面酸化層の形成を抑制して最終仕上焼鈍を行わね
ばならず、たとえばMgO のような焼鈍分離剤を塗布焼鈍
することができないので、最終仕上焼鈍後に通常の方向
性電磁鋼板と同様な酸化物被膜を形成することはできな
い。例えば、フォルステライト被膜は、焼鈍分離剤とし
てMgO を主成分として塗布した時に形成される被膜であ
るが、この被膜は鋼板表面に張力を与えるだけでなく、
フォルステライト被膜の上にさらに塗布焼き付けるリン
酸塩を主体とする絶縁張力コーティングの密着性を確保
する機能を担っている。従って、フォルステライト被膜
の無い場合には鉄損は大幅に劣化する。

【０００９】その他にも、インヒビター形成成分を使用
しないで、熱延圧下率を30％以上、熱延板厚を 1.5mm以
下とすることによって二次再結晶させる技術が、特開平
11−61263 号公報で提案されているが、この技術で得ら
れるゴス方位の集積度は、従来のインヒビターを使用す
る技術に比較すると、低いものでしかなかった。

【００１０】この点、発明者らは、上記したような、熱
延前の高温スラブ加熱に付随する問題点を回避したイン
ヒビターを使用しない製造技術であって、しかもインヒ
ビターを使用せず、表面エネルギーを利用する方法に必
然的に付随する、鋼板板厚が限定されること、二次再結
晶方位の集積が劣ること、そして表面酸化被膜がないた
めに鉄損が劣ること、という問題点をも解決した、方向
性電磁鋼板の新規な製造技術を開発し、特開2000−1293
56号公報において提案した。

【００１１】この技術は、インヒビター形成成分を含有
しない素材を用いて、ゴス方位結晶粒を二次再結晶によ
り発達させる技術であり、一次再結晶後の集合組織を制
御することによって二次再結晶を発現させるという思想
に立脚したものである。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】かくして、インヒビタ
ーを使用せずに、ゴス方位粒の二次再結晶が可能になっ
たが、インヒビター形成成分を含有しない素材では一次
再結晶焼鈍時に生成する酸化被膜がデンドライト状にな
り、それに起因して磁性劣化や被膜の劣化が生じるとこ
ろに問題を残していた。そこで、この発明は、上記特開
2000−129356号公報に開示した方向性電磁鋼板の製造技
術の改良に係り、表面に密着性に優れた酸化被膜を確実
に被成することによって、より安定して磁気特性に優れ
た方向性電磁鋼板を製造しようとするものである。

【００１３】

【課題を解決するための手段】この発明の要旨構成は、
次のとおりである。（１）Ｃ：0.08mass％以下、Si：2.0 mass％〜8.0 mass
％およびMn：0.005 〜3.0 mass％を含み、Alを100ppm未
満に低減すると共に、Ｎ、ＳおよびSeをそれぞれ50ppm
以下に低減した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延
し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回または
中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、次いで脱炭
焼鈍を行った後、焼鈍分離剤を塗布してから最終仕上焼
鈍を施す、方向性電磁鋼板の製造方法において、該鋼ス
ラブに、さらにSbおよびCuのいずれか一方または両方
と、Crとを、1 ≦（４［Sb（mass％）］＋［Cu（mass
％）］）／［Cr（mass％）］≦７の範囲の下に、含有さ
せることを特徴とする磁気特性および被膜特性の優れた
方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１４】（２）上記（１）において、SbおよびCuの
いずれか一方または両方と、Crとを、Sb：0.005 〜0.50
mass％、Cu：0.01〜1.50mass％およびCr：0.01〜1.50ma
ss％にて含有することを特徴とする方向性電磁鋼板の製
造方法。

【００１５】（３）上記（１）または（２）において、
鋼スラブが、さらにNi：0.005 〜1.50mass％、Sn：0.01
〜0.50mass％、Ｐ：0.005 〜0.50mass％およびBi：0.00
05〜0.05mass％のうちから選んだ少なくとも１種を含有
する成分組成を有することを特徴とする方向性電磁鋼板
の製造方法。

【００１６】

【発明の実施の形態】以下、この発明を具体的に説明す
る。この発明では、インヒビターを使用しないで二次再
結晶を発現させる方法を利用する。さて、発明者らは、
ゴス方位粒が二次再結晶する理由について鋭意研究を重
ねた結果、一次再結晶組織における方位差角が20〜45°
である粒界が重要な役割を果たしていることを発見し、
Acta Material 45巻（1997）1285頁に報告した。

【００１７】すなわち、方向性電磁鋼板の二次再結晶直
前の状態である一次再結晶組織を解析し、様々な結晶方
位を持つ各々の結晶粒周囲の粒界について、粒界方位差
角が20〜45°である粒界の全体に対する割合（mass％）
について調査した結果を、図１に示す。図１において、
結晶方位空間はオイラー角（Φ₁ 、Φ、Φ₂ ）のΦ₂＝4
5°断面を用いて表示しており、ゴス方位など主な方位
を模式的に表示してある。

【００１８】図１は、方向性電磁鋼板の一次再結晶組織
における、方位差角20〜45°である粒界の存在頻度を示
したものであるが、ゴス方位が最も高い頻度を持つこと
がわかる。ここに、方位差角20〜45°の粒界は、C ．G
．Dunnらによる実験データ（AIME Transaction 188巻
（1949）368 頁）によれば、高エネルギー粒界である。
この高エネルギー粒界は、粒界内の自由空間が大きく乱
雑な構造をしている。粒界拡散は、粒界を通じて原子が
移動する過程であるので、粒界中の自由空間の大きい高
エネルギー粒界のほうが粒界拡散が速い。

【００１９】二次再結晶は、インヒビターと呼ばれる析
出物の拡散律速による成長・粗大化に伴って発現するこ
とが知られている。高エネルギー粒界上の析出物は、仕
上焼鈍中に優先的に粗大化が進行するので、ゴス方位と
なる粒の粒界が優先的にピン止めがはずれて粒界移動を
開始し、ゴス方位粒が成長すると考えられる。

【００２０】発明者らは、上記の研究をさらに発展させ
て、二次再結晶におけるゴス方位粒の優先的成長の本質
的要因は、一次再結晶組織中の高エネルギー粒界の分布
状態にあり、インヒビターの役割は、高エネルギー粒界
であるゴス方位粒の粒界と他の粒界との移動速度差を生
じさせることにあることを見出した。従って、この理論
に従えば、インヒビターを用いなくとも、粒界の移動速
度差を生じさせることができれば、ゴス方位に二次再結
晶させることが可能となる。

【００２１】さて、鋼中に存在する不純物元素は、粒界
とくに高エネルギー粒界に偏析し易いため、不純物元素
を多く含む場合には、高エネルギー粒界と他の粒界との
移動速度に差がなくなっているものと考えられる。よっ
て、素材を高純度化し、上記のような不純物元素の影響
を排除することにより、高エネルギー粒界の構造に依存
する本来的な移動速度差が顕在化して、ゴス方位粒に二
次再結晶させることが可能になる。

【００２２】さらに、粒界の移動速度差を利用して安定
した二次再結晶を可能とするためには、一次再結晶組織
をできる限り均一な粒径分布に保つことが肝要である。
なぜなら、均一な粒径分布が保たれている場合には、ゴ
ス方位粒以外の結晶粒は粒界移動速度の小さい低エネル
ギー粒界の頻度が高いために、粒成長が抑制されている
状態、すなわちTexture Inhibitionが効果的に発揮さ
れ、粒界移動速度が大きい高エネルギー粒界の頻度が最
大である、ゴス方位粒の選択的粒成長が促進されて、ゴ
ス方位への二次再結晶が実現するからである。

【００２３】これに対して、粒径分布が一様でない場合
には、隣接する結晶粒同士の粒径差を駆動力とする正常
粒成長が起こるため、すなわち粒界の移動速度差とは異
なる要因で成長可能となる結晶粒が選択されるために、
上記したTexture Inhibitionの効果が発揮されずに、ゴ
ス方位粒の選択的粒成長が起こらなくなる。

【００２４】ところが、工業的生産では、インヒビター
成分を完全に除去することは困難なので、実際はこれら
成分が不可避的に含有されてしまい、さらには熱延時の
加熱温度が高い場合、加熱時に固溶した微量不純物とし
てのインヒビター形成成分が熱延中に不均一に微細析出
する。その結果、不均一に分布した析出物により、粒界
移動が局所的に抑制されて粒径分布も極めて不均一にな
り、上記したとおりゴス方位への二次再結晶粒の発達が
阻害される。従って、インヒビター形成成分をほぼ皆無
な状態にすることが理想的であるが、実用上は、インヒ
ビター形成成分を低減しつつ、熱延時の加熱温度を圧延
可能な範囲でできる限り低めに抑えることが、不可避的
に含まれてしまう微量のインヒビター形成成分の微細析
出を回避して無害化するために有効である。

【００２５】さらに、発明者らは、上記のインヒビター
を使用しないで二次再結晶を発現させる技術を基本と
し、さらなる磁気特性の向上を所期して被膜の特に密着
性を高める方途について鋭意究明した。

【００２６】まず、被膜形成が不完全である原因につい
て、詳細に調査したところ、脱炭焼鈍後の鋼板表面のサ
ブスケールが、デンドライト状の粗な構造になっている
ことが判明した。このような特徴は、鋼成分としてＳや
Seの含有量を極力低減していることに起因していると考
えられる。

【００２７】そこで、サブスケールを緻密化する方法を
模索した結果、鋼成分へCrを含有させることが有効であ
った。このCrの含有により、脱炭焼鈍後のサブスケール
が緻密化し、最終仕上焼鈍後に密着性の良好なフォルス
テライト被膜が形成されることが判明した。しかしなが
ら、Crの含有は、同時に製品の磁気特性の劣化を引き起
こすことも判明した。さらに、製品板をマクロエッチン
グして、二次再結晶粒を観察したところ、二次再結晶粒
は大きく成長していたが、個々の方位をＸ線で測定する
とゴス方位からのずれが大きい粒が多くなっていた。

【００２８】そこで、さらにゴス方位への先鋭性を改善
するための方策について鋭意研究した。まず、Crの含有
がもたらす影響について調査した結果、脱炭焼鈍中の酸
化量が過剰になっていることが判明した。Crの含有によ
り、確かにサブスケールは緻密化したが、酸化過剰にな
ったために、引き続く最終仕上焼鈍時の二次再結晶挙動
が変化し、ゴス方位への先鋭性が劣化したものと推定で
きる。かような推定の下、サブスケールの緻密性を確保
しながら、過剰な酸化を抑制する方法を探索した結果、
さらにSbおよびCuのいずれか一方または両方を含有させ
ることが有効であることを見出すに至った。

【００２９】なお、脱炭焼鈍での酸化量が過剰の場合に
ゴス方位先鋭性が劣化する理由については定かではない
が、最終仕上焼鈍時のTexture Inhibition効果は、酸化
や窒化に敏感であるため、その前段階において、適度な
表面酸化膜が形成されていることが必要であると考えら
れる。すなわち、最終仕上焼鈍前の段階で、過度に酸化
されていると、Texture Inhibition効果の発揮される温
度域が変化して、ゴス方位から多少ずれた粒にも異常成
長のチャンスが広がるものと推定できる。

【００３０】上述の通り、SbおよびCuのいずれかとCrと
を併せて含有させることにより、インヒビターを使用し
ない手法にて、磁気特性および被膜特性がともに良好な
方向性電磁鋼板の製造が可能になった。

【００３１】次に、SbおよびCuのいずれかとCrとを複合
して含有させるに当り、これら元素の好適含有量につい
て、真空鋼塊の成分を種々に変化して調査した。ここで
用いた真空鋼塊は、Ｃ：0.05mass％、Si：3.25mass％お
よびMn：0.1 mass％を含有し、Al、Ｎ、ＳおよびSeをそ
れぞれ0.005 mass％以下に低減し、Cr、SbおよびCuの含
有量のみを変化させたものである。これらの真空鋼塊
は、1200℃に加熱後、熱間圧延して2.2mm 厚の熱延板と
した。その後、1000℃、30秒の熱延板焼鈍、そして酸洗
を経て、0.29mm厚までの冷間圧延を施したのち、脱脂し
てから、850 ℃、100 秒の脱炭焼鈍を施し、次いで焼鈍
分離剤の塗布後、最終仕上焼鈍を施した。この最終仕上
げ焼鈍後、未反応分離剤を除去し、コロイダルシリカを
含有しリン酸マグネシウムを主成分とする絶縁コーティ
ングを施し、800 ℃で焼き付けて製品とした。かくして
得られた各製品について、磁束密度Ｂ₈ を測定すると共
に、被膜密着性を評価した。その結果を整理して図２に
示す。

【００３２】図２には、酸化促進効果のあるCrの含有量
を横軸に、酸化抑制効果のあるSbおよびCuの含有量を縦
軸にとった。なお、SbおよびCuは、同一含有量での酸化
抑制効果が、SbがCuの４倍であったため、縦軸は４Sb＋
Cuの値を採用した。また、図２では、磁束密度Ｂ₈ と被
膜密着性とがともに良好な場合は〇、Ｂ₈ は良好である
が被膜密着性が不良である場合は△、被膜密着性は良好
であるがＢ₈ が不良である場合は▽の記号でプロットし
た。ちなみに、Ｂ₈ および被膜密着性がともに不良のも
のはなかった。

【００３３】図２に示す結果から、Cr、SbおよびCuを複
合添加する場合、図中の実線で囲まれた領域内、すなわ
ち 1 ≦（４［Sb（mass％）］＋［Cu（mass％）］）／［Cr
（mass％）］≦７の範囲の下に含有させることが、磁気特性および被膜密
着性を両立する上で有効であることがわかる。

【００３４】次に、この発明において、素材であるスラ
ブの成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明
する。Ｃ：0.08mass％以下Ｃ量が0.08mass％を超えると、脱炭焼鈍を施してもＣを
磁気時効の起こらない50ppm以下まで低減することが困
難になるため、Ｃは0.08mass％以下に制限する。

【００３５】Si：2.0 〜8.0 mass％ Siは、鋼の電気抵抗を増大し鉄損を低減するのに有用な
元素であるため、2.0mass％以上含有させる。しかしな
がら、含有量が 8.0mass％を超えると加工性が著しく低
下して冷間圧延が困難となる。そこで、Si量は 2.0〜8.
0 mass％の範囲に限定した。

【００３６】Mn：0.005 〜3.0 mass％ Mnは、熱間加工性を改善するために有用な元素である
が、含有量が 0.005mass％未満ではその添加効果に乏し
く、一方 3.0mass％を超えると磁束密度の低下を招くこ
とから、Mn量は 0.005〜3.0 mass％の範囲とする。

【００３７】Al：100 ppm 未満、Ｎ、ＳおよびSeはそれ
ぞれ 50ppm以下また、不純物元素であるAlは 100 ppm未満、Ｎ, Ｓおよ
びSeについても 50ppm以下に低減することが、良好に二
次再結晶させる上で有利である。

【００３８】さらに、磁気特性と被膜特性とを両立させ
るために、SbおよびCuのいずれかとCrとを複合添加する
が、これら２または３成分は、 1 ≦（４［Sb（mass％）］＋［Cu（mass％）］）／［Cr
（mass％）］≦７の範囲の下に含有させる必要があることは上述の通りで
ある。

【００３９】なお、Cr、SbおよびCuの各成分の含有量
は、Cr：0.01〜1.5 mass％、Sb：0.005 〜0.50mass％お
よびCu：0.01〜1.50mass％の範囲とすることが好まし
い。いずれも上記範囲の下限値に満たないと鉄損の向上
効果が小さく、一方上限量を超えると二次再結晶粒の発
達が阻害されるためである。

【００４０】以上、必須成分および抑制成分について説
明したが、この発明では、その他にも以下に述べる元素
を適宜含有させることができる。 Ni：0.005 〜1.50％mass％、Sn：0.01〜0.50mass％、
Ｐ：0.005 〜0.50mass％およびBi：0.0005〜0.05mass％
のうちから選んだ少なくとも１種 Niは、熱延板組織を改善して磁気特性を向上させる有用
元素である。しかしながら、含有量が0.005 mass％未満
では磁気特性の向上量が小さく、一方1.50mass％を超え
ると二次再結晶が不安定になり磁気特性が劣化するの
で、Ni量は 0.005〜1.50mass％とした。

【００４１】また、Sn、ＰおよびBiはそれぞれ、鉄損の
向上に有用な元素であるが、いずれも上記範囲の下限値
に満たないと鉄損の向上効果が小さく、一方上限量を超
えると二次再結晶粒の発達が阻害されるので、それぞれ
Sn：0.01〜0.50mass％、Ｐ：0.005 〜0.50mass％および
Bi：0.0005〜0.05mass％の範囲で含有させることが好ま
しい。

【００４２】次に、この発明の製造工程について説明す
る。上記の好適成分組成に調整した溶鋼を、転炉、電気
炉などを用いる公知の方法で精錬し、必要があれば真空
処理などを施したのち、通常の造塊法や連続鋳造法を用
いてスラブを製造する。また、直接鋳造法を用いて 100
mm以下の厚さの薄鋳片を直接製造してもよい。

【００４３】スラブは、通常の方法で加熱して熱間圧延
するが、鋳造後、加熱せずに直ちに熱間圧延に供しても
よい。また、薄鋳片の場合には、熱間圧延を行っても良
いし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めて
もよい。熱間圧延前のスラブ加熱温度は1250℃以下に抑
えることが、熱間圧延時に生成するスケール量を低減す
る上で特に望ましい。また、結晶組織の微細化および不
可避的に混入するインヒビター形成成分の弊害を無害化
して、均一な整粒一次再結晶組織を実現する意味でもス
ラブ加熱温度の低温化が望ましい。

【００４４】次いで、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。
すなわち、ゴス組織を製品板において高度に発達させる
ためには、熱延板焼鈍温度は 800〜1100℃の範囲が好適
である。というのは、熱延板焼鈍温度が 800℃未満では
熱間圧延でのバンド組織が残留し、整粒の一次再結晶組
織を実現することが困難になり、二次再結晶の発達が阻
害され、一方熱延板焼鈍温度が1100℃を超えると、不可
避的に混入するインヒビター形成成分が固溶し冷却時に
不均一に再析出するために、整粒一次再結晶組繊を実現
することが困難となり、やはり二次再結晶の発達が阻害
されるからである。さらに、熱延板焼鈍温度が1100℃を
超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化しすぎること
も、整粒の一次再結晶組織を実現する上で極めて不利で
ある。

【００４５】上記熱延板焼鈍後、必要に応じて中間焼鈍
を挟む１回以上の冷間圧延を施したのち、脱炭焼鈍を行
い、Ｃを磁気時効の起こらない50ppm 以下、好ましくは
30ppm 以下に低減する。

【００４６】なお、冷間圧延に際しては、圧延温度を10
0 〜300 ℃に上昇させて行うこと、および冷間圧延途中
で100 〜300 ℃の範囲での時効処理を１回または複数回
行うことが、ゴス組織を発達させる点で有効である。

【００４７】また、最終冷延後の脱炭焼鈍は、湿潤雰囲
気を使用して 700〜1000℃の温度範囲で行うことが好適
である。また、脱炭焼鈍後に浸珪法によってSi量を増加
させる技術を併用してもよい。

【００４８】その後、MgＯを主体とする焼鈍分離剤を適
用して、最終仕上焼鈍を施すことにより二次再結晶組織
を発達させるとともにフォルステライト被膜を形成させ
る。このとき、被膜均一性を改善する目的でTi酸化物や
Sr化合物を分離剤中に適量添加するのも有効である。

【００４９】最終仕上焼鈍は二次再結晶発現のために 8
00℃以上で行う必要があるが、800℃までの加熱速度
は、磁気特性に大きな影響を与えないので任意の条件で
よい。最終仕上焼鈍後は平坦化焼鈍に形状矯正する。な
お、鉄損を改善するために、鋼板裏面に張力を付与する
絶縁コーティングを施すことは特に有効である。

【００５０】

【実施例】実施例１表１に鋼Ａ〜Ｆとして示す成分組成を有する鋼スラブ
を、1200℃に加熱後、熱間圧延して板厚2.2mm とした。
その後、1000℃で30秒の熱延板焼鈍を施してから、酸洗
し、板厚0.34mmまで１回で冷間圧延した。次いで、脱脂
処理をした後、水素50 vol％＋窒素50 vol％、露点55℃
の湿潤雰囲気中で850 ℃２分間の脱炭焼鈍を施したの
ち、MgO 100 重量部にSr(OH)₂ ・8H₂0を５質量部添加し
た焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上げ焼鈍を施した。

【００５１】最終仕上げ焼鈍後、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
主成分とする絶縁コーティングを塗布し、800 ℃で焼き
付けて製品とした。かくして得られた製品板について、
磁束密度Ｂ₈ および鉄損Ｗ_17/5 ₀ を測定すると共に、被
膜密着性を評価した。なお、被膜密着性は、曲げ剥離径
（鋼板を丸棒に巻きつけて被膜が剥離しない最小の曲げ
径）にて評価した。表２に測定並びに評価結果を示すよ
うに、この発明に従うことにより、磁気特性および被膜
特性が共に良好な方向性電磁鋼板を安定して得ることが
できた。

【００５２】

【表１】

【００５３】

【表２】

【００５４】実施例２表１に鋼Ｇ〜Ｌとして示した成分組成を有する鋼スラブ
を、1150℃に加熱後、熱間圧延して板厚2.7mm としたの
ち、酸洗し、板厚1.5mm まで一回目の冷間圧延を施し
た。次に、1000℃で60秒間の中間焼鈍を施した後、酸洗
して、200 ℃の圧延温度で0.22mm厚まで圧延を施した。
その後、脱脂処理をしてから、水素50 vol％＋窒素50 v
ol％、露点55℃の湿潤雰囲気中で850 ℃２分の脱炭焼鈍
を施した。脱炭焼鈍後、MgO 100 重量部に、TiO₂を５質
量部添加した焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上げ焼鈍を施
した。

【００５５】最終仕上げ焼鈍後、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
主成分とする絶縁コーティングを塗布し、800 ℃で焼き
付けて製品とした。かくして得られた製品板について、
磁束密度Ｂ₈ および鉄損Ｗ_17/5 ₀ を測定すると共に、被
膜密着性を評価した。表３に測定並びに評価結果を示す
ように、この発明に従うことにより、磁気特性および被
膜特性が共に良好な方向性電磁鋼板を安定して得ること
ができた。

【００５６】

【表３】

【００５７】実施例３表１に鋼Ｍ〜Ｖとして示した成分組成を有する鋼スラブ
を、1150℃に加熱後、熱間圧延して板厚2.2mm とした。
その後、950 ℃で60秒の熱延板焼鈍を施してから、酸洗
し、板厚1.5mm まで冷間圧延を施した。これらのコイル
を250 ℃の温度で５時間保持した後、さらに0.29mm厚ま
で圧延を施したのち、脱脂処理をしてから、水素50 vol
％＋窒素50 vol％、露点55℃の湿潤雰囲気中で850 ℃２
分間の脱炭焼鈍を施した。脱炭焼鈍後、MgO 100 重量部
に、TiO₂を５質量部添加した焼鈍分離剤を塗布し、最終
仕上げ焼鈍を施した。

【００５８】最終仕上げ焼鈍後、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
主成分とする絶縁コーティングを塗布し、800 ℃で焼き
付けて製品とした。かくして得られた製品板について、
磁束密度Ｂ₈ および鉄損Ｗ_17/5 ₀ を測定すると共に、被
膜密着性を評価した。表４に測定並びに評価結果を示す
ように、この発明に従うことにより、磁気特性および被
膜特性が良好な方向性電磁鋼板を安定して得ることがで
きた。

【００５９】

【表４】

【００６０】

【発明の効果】この発明によれば、インヒビターを含有
しない高純度成分の下に適宜の成分調整を行ったスラブ
を用いることにより、磁気特性及び被膜特性に優れた方
向性電磁鋼板を、より安定して製造することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】最終仕上焼鈍前における方位差角が20〜45°
である粒界の各方位粒に対する存在頻度（％）を示す図
である。

【図２】 Cr、SbおよびCuの含有量と磁気特性および被
膜密着性との関係を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者高島稔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 (72)発明者小松原道郎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 BA02 CA01 CA02 CA03 CA07 CA08 CA09 FA02 FA12 HA01 HA03 JA04 LA02 RA04 SA02 TA02 5E041 AA02 CA02 HB11 NN01 NN18

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.08mass％以下、Si：2.0 mass％〜
8.0 mass％およびMn：0.005 〜3.0 mass％を含み、Alを
100ppm未満に低減すると共に、Ｎ、ＳおよびSeをそれぞ
れ50ppm 以下に低減した成分組成を有する鋼スラブを、
熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１
回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、次
いで脱炭焼鈍を行った後、焼鈍分離剤を塗布してから最
終仕上焼鈍を施す、方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、該鋼スラブに、さらにSbおよびCuのいずれか一方または
両方と、Crとを、 1 ≦（４［Sb（mass％）］＋［Cu（mass％）］）／［Cr
（mass％）］≦７の範囲の下に、含有させることを特徴
とする磁気特性および被膜特性の優れた方向性電磁鋼板
の製造方法。
【請求項２】請求項１において、SbおよびCuのいずれ
か一方または両方と、Crとを、Sb：0.005 〜0.50mass
％、Cu：0.01〜1.50mass％およびCr：0.01〜1.50mass％
にて含有することを特徴とする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Ni：0.005 〜1.50mass％、Sn：0.01〜0.50ma
ss％、Ｐ：0.005 〜0.50mass％およびBi：0.0005〜0.05
mass％のうちから選んだ少なくとも１種を含有する成分
組成を有することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方
法。