JP2011074453A

JP2011074453A - 一方向性電磁鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP2011074453A
Application number: JP2009227143A
Authority: JP
Inventors: Takeshi Kijima; 剛木島; Kunihiro Senda; 邦浩千田; Toshihisa Horimoto; 敏久堀元
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2009-09-30
Filing date: 2009-09-30
Publication date: 2011-04-14
Anticipated expiration: 2029-09-30
Also published as: JP5434438B2

Abstract

【課題】最初に高い確率で、{110}<001>方位に対する配向性が極めて良い核を発生させ、この核を、２次再結晶粒として優先的に成長させることにより高磁束密度を有する一方向性電磁鋼板の安定製造方法を提案する。
【解決手段】質量%で、C:0.005〜0.15%、Si:2.5〜4.5%、Mn:0.002〜0.15%を含み、かつS:0.005〜0.05%、Se:0.005〜0.05%のうちから選んだ一種または二種を含有する組成とし、S化合物をMgO：100質量部に対しS換算で5.5質量部以上含有させた焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍をコイル幅：600mm以上、かつコイル外径：1000mm以上で施し、少なくとも850〜1100℃の温度域を、昇温速度：12.5℃/hr以上として加熱することで２次再結晶を実現し、ついで、乾H₂雰囲気ガス中、1100℃〜1250℃の温度域にて焼鈍することで純化を行う。
【選択図】図１

Description

この発明は、一方向性電磁鋼板の製造方法に関し、特に磁気特性、中でも磁束密度の有利な改善を図ろうとするものである。

変圧器や電動機などの鉄心材料として用いられる一方向性電磁鋼板に要求される特性は、主として、一定の磁化力において得られる磁束密度が高いこと、および一定の磁束密度を与えた時にその鉄損が低いことである。
通常、これらを評価する値としては、磁化力：800A/mにおける磁束密度B₈(T:テスラ)、および、磁束密度：1.7T、周波数：50Hzにおける鉄損値W_17/50(W/kg)が採用されている。これらの両特性を含む磁気特性を向上させるために、現在まで多くの研究がなされ、特に素材成分や、熱間および冷間圧延法、熱処理方法等の改善によってそれぞれ少なからざる成果が得られている。

従来の一方向性電磁鋼板は、Si:2.5〜4.5質量%を含む低炭素鋼に、微量のMn,S,Se,Sb,Al,Sn,NおよびBなどのインヒビター形成元素を添加したスラブを熱間圧延して熱延板とし、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を経て、脱炭焼鈍を兼ねた１次再結晶焼鈍を施した後に、最終仕上げ焼鈍工程において２次再結晶処理を施すことによって２次再結晶粒を{110}<001>方位へ集積させると共に、続いて行われる純化焼鈍によって鋼板中の不純物を除去することで良好な磁気特性を得ている。

その際、２次再結晶粒の方位が{110}<001>方位へ集積するほど鋼板の磁束密度は高くなるが、一方で、２次再結晶粒は巨大な結晶粒となり易く、粒内の磁区幅が増し、渦電流損の増加により鉄損特性が劣化する傾向にあった。そこで２次再結晶粒を微細化することを目的とした技術が種々提案され、例えば特許文献１には、再結晶促進域と遅滞域を交互に設け、２次再結晶粒の核発生を増しかつ成長を阻止させることで２次再結晶粒の微細化を図り鉄損を向上させる方法が提案されている。
しかしながら、近年物理的な局所歪の導入による磁区細分化技術（例えば特許文献２）の確立により、特に２次再結晶粒を微細化せずとも低鉄損が得られるようになったため、技術開発は磁束密度の改善に向っている。

この点、特許文献３では、２次再結晶時に一方向の温度勾配を与え、{110}<001>方位の２次再結晶粒を選択成長させることで、高い磁束密度を得る技術が開示されている。この技術は、２次再結晶時の高温側では２次再結晶粒の発生速度が大きく、低温側では２次再結晶粒の粒成長速度が大きいという、２次再結晶特有の現象を利用したものであり、発生した２次再結晶粒に温度勾配を与えながら加熱することによって巨大に粒成長させ、鋼板全体の２次再結晶粒の方向性を向上させようとするものである。

しかし、上記の技術では、最初に発生する２次再結晶粒についてなんら工夫が施されていないために、最初に核発生した２次再結晶粒の方位によって全体の結晶方位が左右されるという、いわば偶然性に負うところが大きく、常に高い磁束密度が得られるわけではないという問題を残していた。

この問題を解決するため、例えば特許文献４では、鋼板の一端から他端においてMgOを主成分とする焼鈍分離剤中のSおよび/またはSe濃度を変化させる技術が提案されている。この技術は、一方向の温度勾配を付与した２次再結晶焼鈍前に、鋼板の板面内でのインヒビターによる抑制力を変化させることによって、選択的に{110}<001>方位に対する配向性の優れた核を発生させようというものである。

また、特許文献５では、仕上焼鈍において、昇温速度を50℃/hr以上で1000〜1100℃まで昇温することにより、鋼板に温度勾配を生じさせ、２次再結晶粒を発現させているが、これは仕上焼鈍中にフォルステライト被膜が形成されない場合に、急速にインヒビターの効果が弱まる問題を解決するために、鋼板に温度勾配を付与しているにすぎない。

特開昭６０−８９５２１号公報特公昭５８−２６４１０号公報特公昭５８−５０２９５号公報特公平６−６８１３３号公報特開平５−３１１２３８号公報特開昭５０−７９４４２号公報特開昭４８−３９３３８号公報

しかしながら、特許文献４記載の技術では、工業的に安定して温度制御をすることが難しく、焼鈍分離剤のSおよび/またはSe濃度を変化させた塗布も難しい。その結果、被膜安定性が欠けるという問題があった。
また、仮に、初期発生核について配向性の優れた２次再結晶粒を発生できたとしても、その２次再結晶粒を巨大化させるために２次再結晶が進行するような高温度域で、しかも数十トンもあるようなコイルに特定の温度勾配を与えることは、温度勾配付与技術および温度制御技術いずれの面から見てもとても困難である。

本発明は、上記した問題を有利に解決するもので、簡便で制御しやすい手段を用いて、最初に高い確率で、{110}<001>方位に対する配向性がきわめて良好な核を発生させ、ついでこの核を、簡便で制御しやすい手段を用いて、２次再結晶粒を優先的に成長させることによって、２次再結晶粒の方位が{110}<001>方位に高度に揃った高磁束密度の一方向性電磁鋼板を安定して製造できる方法を提案することを目的とする。

さて、発明者らは、上記の問題を解決すべく系統的に研究を重ねた結果、以下に述べる知見を得た。
１) MgOを主成分とする焼鈍分離剤中に適切な薬剤を添加することで、インヒビターの補強と２次再結晶開始温度(以下、T_SRという)の上昇が起こり、温度勾配を付与した２次再結晶中に、T_SRよりも高い温度(以下、T´_SRという)において{110}<001>方位配向性の優れた核が発生し、２次再結晶が進行する。
２)MgOを主成分とする焼鈍分離剤中に適切な薬剤を添加すると、{110}<001>方位の核生成・成長と平行してインヒビターの急速な分解が起こり、容易に{110}<001>方位の核が粒成長して巨大粒となる。
３）コイルのような重量物をバッチ焼鈍する際、昇温過程においてコイルの幅方向に温度差、すなわち温度勾配が生じるが、通常は２次再結晶時の保定温度を一定とするための温度制御装置を付帯させているので、温度勾配による２次再結晶粒の巨大化は目立たない。しかし、昇温過程において昇温速度を大きくすると、よりコイル幅方向の温度差が大きくなりさらに大きな温度勾配となる。この大きな温度勾配を意図的に付与することによって、核生成された２次再結晶粒の巨大化が可能となる。

すなわち、従来の一方向性電磁鋼板の製造方法では、２次再結晶粒の発生頻度が高い場合、{110}<001>方位配向性の高い粒を必ずしも選択的に発生させることができなかった。これに対し、発明者らの研究により、焼鈍分離剤にインヒビター成分となりうるS化合物を比較的大量に添加することで、鋼板内のインヒビターによる抑制力を向上させ、T_SRが上がり、その結果、T_SRより高温側のT´_SRにおいて{110}<001>方位配向性の優れた核を発生させることができるようになる。さらに、この発生した核を、昇温過程において、保定を実施せずに所期した温度まで直上げすることにより生じる温度勾配を利用して、２次再結晶粒を巨大化し、結果として、高い磁束密度を有する鋼板の製造が可能となったのである。

なお、前掲した特許文献４では、S化合物の添加量が本発明に比べて微量であるため、S濃度の高い部分ではT_SRが低下している。
しかし、本発明では、特許文献４よりもさらに多量のS化合物を添加することで、２次再結晶開始温度が上昇し、T_SRからT´_SRとなることが分かった。
しかも、適切なS化合物を選択すると、{110}<001>方位の核生成、成長と平行してインヒビターの急速な分解がおこり、低温度側へと容易に{110}<001>方位の核が粒成長して巨大粒となり、さらなる磁束密度の向上が達成されることが分かった。
本発明は、上記した知見に立脚するものである。

すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．含けい素鋼スラブを、加熱後、熱間圧延により熱延板とし、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚とし、ついで、脱炭・１次再結晶焼鈍を施したのち、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してから、仕上焼鈍を施す一連の工程よりなる一方向性電磁鋼板の製造方法において、
上記含けい素鋼スラブが、質量%で、C:0.005〜0.15%、Si:2.5〜4.5%、Mn:0.002〜0.15%を含み、かつS:0.005〜0.05%、Se:0.005〜0.05%のうちから選んだ一種または二種を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなり、
上記焼鈍分離剤の塗布に当たり、MgOを主成分とする焼鈍分離剤にS化合物をMgO：100質量部に対して、S換算で5.5質量部以上含有させたものを塗布し、
上記仕上焼鈍を、コイル幅：600mm以上、かつコイル外径：1000mm以上のコイルサイズで施し、該仕上焼鈍において少なくとも850〜1100℃の温度域を、昇温速度：12.5℃/hr以上として加熱することで２次再結晶を実現し、
ついで、乾H₂雰囲気ガス中、1100℃〜1250℃の温度域にて焼鈍することで純化を行うことを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。

２．前記含けい素鋼スラブが、質量%で、C:0.005〜0.15%,、Si:2.5〜4.5%、Mn:0.002〜0.15%を含み、かつAl:0.005〜0.05%、B:0.0005〜0.0050%のうちから選んだ一種または二種およびN:0.001〜0.01%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなることを特徴とする前記１記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。

３．前記含けい素鋼スラブが、質量%でC:0.005〜0.15%,、Si:2.5〜4.5%、Mn:0.002〜0.15%を含み、かつS:0.005〜0.05%、Se:0.005〜0.05%のうちから選んだ一種または二種と、Al:0.005〜0.05%、B:0.0005〜0.0050%のうちから選んだ一種または二種およびN:0.001〜0.01%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなることを特徴とする前記１記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。

４．含けい素鋼スラブが、さらに質量%で、Te:0.003〜0.03%、Sb:0.005〜0.05%、Sn:0.03〜0.5%、Cu:0.02〜0.3%、Mo:0.005〜0.05%およびNb:0.001〜0.05%のうちから選んだ一種または二種以上を含有することを特徴とする前記１乃至３のいずれかに記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。

５．前記MgOを主成分とする焼鈍分離剤中に含まれるS化合物が、硫酸マグネシウムであることを特徴とする、前記１乃至４のいずれかに記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。

本発明によれば、焼鈍分離剤にインヒビター成分となりうるS化合物を添加することで、T´_SRにおいて{110}<001>方位配向性の優れた核を発生させることができるようになる。
また、この方位配向性の優れた核を、温度勾配を利用して、低温側に２次再結晶粒を成長させることにより、方位配向性が高い巨大な２次再結晶粒とすることができ、その結果、磁気特性、特に磁束密度に優れた一方向性電磁鋼板を安定して得ることができる。

MgOを主成分とする焼鈍分離剤に添加した硫酸マグネシウムの量と、製品板の磁気特性との関係を示した図である。焼鈍分離剤塗布後に実施する仕上焼鈍における昇温速度と、製品板の磁気特性との関係を示した図である。焼鈍分離剤塗布後に実施する仕上焼鈍における昇温速度と、製品板のマクロ組織との関係を示した図である。

以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、素材である鋼スラブの成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下、特に断らない限り、鋼スラブの成分組成は質量%で表すこととする。

C:0.005〜0.15%,
Cは、0.005〜0.15%の範囲とする。というのは、0.15%を超えるとγ変態量が過剰となるため、熱間圧延中に析出するMnSe、MnSなどのインヒビターの均一分散を阻害し、かつ脱炭焼鈍の負荷も増大して脱炭不良が発生しやすくなるからである。一方、0.005%に満たないと組織改善効果が見られず、２次再結晶が不完全となり、磁気特性が劣化するからである。

Si:2.5〜4.5%
Siは、鋼板の比抵抗を高め、鉄損を低減するのに有効な成分であるが、4.5%を上回る含有量では冷延性が損なわれる。一方、2.5%に満たない含有量では比抵抗が低下するだけではなく、２次再結晶および純化のために行われる最終仕上焼鈍中にα-γ変態によって結晶方位のランダム化けを生じ、充分な鉄損低減効果を得られなくなる。従って、Si含有量は2.5〜4.5%に限定する。

Mn:0.002〜0.15%
Mnは、熱間脆性を防止するために少なくとも0.002%の添加が必要であるが、Mn添加量が多すぎると磁気特性の劣化を引き起こすため、上限は0.15%とする。

また、本発明では、インヒビターとしてMnS・MnSe系かAlN・BN系の少なくともいずれか一成分を利用するので、これらインヒビター形成元素を以下の範囲で含有させることが重要である。

S:0.005〜0.05%、Se: 0.005〜0.05%、
SやSeは鋼中にMn化合物もしくはCu化合物として析出するが、鋼板の粒成長抑制効果を維持するにはどちらも最低0.005%以上が必要である。一方、両者とも0.05%を超えると、高温のスラブ加熱でも完全に固溶することができずに、粗大な析出物となって鋼板の強度低下を招くため、SやSeの上限は0.05%とする。

Al: 0.005〜0.05%、B:0.0005%〜0.0050%
最終冷延圧下率が80%以上の場合、２次再結晶温度が非常に高くなるため、鋼中には高温で安定なインヒビター形成元素の含有が必要であり、かようなインヒビター形成元素としてはAlおよび/またはBとNの組み合わせが適している。
Alを添加する場合、Alの添加量が0.005%に満たないと析出するAlN量に不足が生じ、良好な２次再結晶を得ることができない。一方、Alの添加量が0.05%を超えると、鋼中でインヒビターとして機能するサイズに均一分散させることが困難となる。
また、Bを添加する場合、Bの添加量が0.0005%に満たないと、析出するBNの量が不足し、良好な２次再結晶を得ることができない。一方、Bの添加量が0.0050%を超えると、鋼中でインヒビターとして機能するサイズに均一分散させることが困難となる。
従って、Alの添加量は 0.005〜0.05%、Bの添加量は0.0005%〜0.0050%とする。

N:0.001〜0.01%
Nは、インヒビターとなるAlNおよび/またはBNを構成する成分であり、この目的を達成するためには0.001%以上の含有が必要である。一方、0.01%を超えて含有すると、鋼中でガス化して、鋼板表面に膨れを生じさせるなどの問題を起こすことがある。そのため、Nは0.001〜0.01%とする。
なお、上記したMnS・MnSe系およびAlN・BN系はそれぞれ単独で使用しても、複合させて使用しても良い。

以上、本発明の基本成分について説明してきたが、本発明では、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。
Te:0.003〜0.03%、Sb: 0.005〜0.05%、Sn:0.03〜0.5%、Cu:0.02〜0.3%、Mo:0.005〜0.05%、Nb:0.001〜0.05%のうちから選んだ一種または二種以上
Te、Sb、Sn、Cu、Mo、およびNbはいずれも、公知のインヒビターの抑制力を強化する補助的な働きを有するため、必要に応じて添加することができる。しかしながら、いずれも含有量がその下限に満たないと、正常な粒成長の抑制効果が充分に発揮できず、一方、含有量がその上限を超えると、被膜特性の劣化を招く。従って、Te、Sb、Sn、Cu、Mo、およびNbはそれぞれ上記の範囲で含有するものとする。

次に製造条件について説明する。
上述した好適成分に調整された含けい素鋼スラブは、通常、加熱して熱間圧延に供するが、鋳造後加熱せずに直ちに熱延に供しても良い。また、薄鋳片の場合には熱間圧延しても良いし、熱間圧延を省略してそのまま次の工程に進めても良い。ついで、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。良好な磁気特性を得るためには、熱延板焼鈍温度は850〜1150℃が好適範囲である。熱延板焼鈍後、１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延により最終板厚の鋼板に仕上げる。
ついで、上記鋼板に、湿水素中で700〜900℃、１〜15分間程度の焼鈍を施して、鋼中のCを除去すると共に、ゴス方位の２次再結晶粒を発達させるのに有利な１次再結晶集合組織を形成させる。

次に、MgOを主成分とするスラリー状の焼鈍分離剤を塗布し、鋼板に二次再結晶焼鈍を施すわけであるが、本発明では、焼鈍分離剤中に、MgO:100質量部に対してS換算で5.5質量部以上の割合で含有させることが重要である。
というのは、S化合物の添加割合がS換算で5.5質量部に満たないと、本発明で意図したインヒビター補強効果とT_SR上昇効果が充分には発揮されない。その結果、次工程における急速加熱を利用した温度勾配を付与した２次再結晶焼鈍工程において、{110}<001>方位への配向性がさほど良好ではない２次再結晶粒が発生し、高い磁束密度を有する一方向性電磁鋼板が得られないからである。

なお、S化合物の上限値としては特に制限は無いが、添加量があまりに多くなると被膜劣化を引き起こし、純化焼鈍中において、過剰にAl、Mnなどのインヒビター形成元素が酸素と結合し、インヒビター効果の劣化が生じるので、S化合物の添加量はMgO:100質量部に対してS換算で10.5質量部以下とすることが好ましい。特に好ましいのは5.5〜8.0質量部の範囲である。

図１に、MgOを主成分とする焼鈍分離剤に添加する硫酸マグネシウムの量と、製品板の磁気特性との関係を示す。なお磁気特性は磁束密度B₈(T)で評価した。
この結果より、高い磁束密度を得るには、S化合物はMgO：100質量部に対してS換算で5.5質量部以上含有させることが必要であることが分かる。
なお、本発明におけるS化合物は、例えば、硫酸マグネシウム、硫酸カルシウム、硫酸ストロンチウム、硫酸バリウム、硫酸アルミニウム、硫酸カリウム、硫酸鉄、硫酸銅、硫酸マンガンおよび硫酸ランタンなどのS化合物のうちから選んだ一種または二種以上を、適用することが好ましい。

S化合物としては、上掲したものであれば、いずれも所望の効果を得ることができるが、特に硫酸マグネシウムが好適である。というのは、この硫酸マグネシウムは{110}<001>方位の生成・成長と平行してインヒビターを急速に分解することができるため、容易に{110}<001>方位の核を成長させて巨大粒に発展させるからである。

仕上げ焼鈍を施すに際し、高温部においてはT´_SRよりも大きく、また低温部においてはT´_SRよりも充分に小さい温度となるような温度勾配を付与することが好ましい。ただし、温度勾配が存在した状態下で２次再結晶を進行させた場合、２次再結晶が起こる温度は鋼板の種類や昇熱条件によって一定ではなく、その温度範囲を限定することはできない。
例えば、一方向性電磁鋼板のT_SRは、インヒビターとしてAlNを使用した時とそうでない時とでは大きく異なる。すなわち、AlNがインヒビターとしての機能を果たすべく微細に鋼中に分散した素材ではT_SRが1000℃以上となるのに対し、インヒビターとしてAlNを使用しない場合のT_SRは低く、800〜900℃程度である。

本発明において、上述したT´_SRは、T_SRより高ければ良く、その温度差ΔTは、特に制限されることはないが、一層の磁束密度の向上を図るためには、ΔTが50℃以上とすることが好ましい。
本発明においては２次再結晶焼鈍実施時の高温部と低温部の間にT´_SRが位置するように、鋼板に温度勾配を付与すれば良い。

上記の温度勾配をもうけるためには、仕上焼鈍において、相応のサイズ重量になるコイル状態で実施する必要がある。すなわち、コイルサイズが所定の大きさに満たないと、コイル全体が均一に加熱されてしまい、所望の温度勾配を得ることができない。そこで、所望の温度勾配を得られるコイルサイズについて検討したところ、コイル幅：600mm以上、かつコイル外径：1000mm以上とする必要があることが判明した。

また、上記した温度勾配を設けるために、仕上焼鈍において少なくとも850〜1100℃の温度領域を、昇温速度を12.5℃/hr以上で加熱することが重要である。昇温速度が12.5℃/hrに満たないとコイル全体に粒成長を促進させるほどの温度勾配が生じないため、{110}<001>方位への配向性の優れた２次再結晶粒が巨大化せず、高い磁束密度を有する一方向性電磁鋼板が得られないからである。
なお、本発明において、所望の磁束密度を得るには、昇温速度を12.5℃/hr以上とする必要があるが、より一層の磁束密度向上を図る場合には、20.0℃/hr以上が好ましい。

さらに、コイルの昇温速度の上限について特に制限はないが、昇温速度があまりに大きくなるとMgOスラリー中の水和水がコイルの外に抜けずに、コイルの一部においては酸素ポテンシャルが非常に高い状態で２次再結晶温度域に到達してしまう。その結果、表層のAlと酸素が結合してインヒビター効果の劣化を招き、磁束密度が低下しやすくなるため、昇温速度は30℃/hr以下とすることが好ましい。

図２に、焼鈍分離剤塗布後に実施する仕上焼鈍における昇温速度と、製品板の磁束密度B₈との関係を示す。図中、どの条件においてもMgOを主成分とする焼鈍分離剤に、MgO：100質量部に対して硫酸マグネシウムをS換算で5.5質量部添加したものを塗布している。
同図に示したとおり、高い磁束密度を得るには、昇温速度を12.5℃/hr以上とすることが必要であることが分かる。
また、図３に示すマクロ組織の観察より、昇温速度を12.5℃/hr以上とすると２次再結晶粒が巨大化していることが分かる。

上記した仕上げ焼鈍に引続き、乾水素雰囲気中、1100〜1250℃の温度域にて、５〜25h程度の純化焼鈍を施し、フォルステライト被膜形成と純化を行う。この時、上記した雰囲気と温度域を満足することが肝要である。

また、その後に絶縁被膜を塗布、焼き付けることができる。絶縁被膜の種類については特に限定されないが、従来公知の絶縁被膜いずれもが適合する。例えば特許文献６や特許文献７に記載されている、リン酸塩−クロム酸−コロイダルシリカを含有する塗布液を、鋼板に塗布し、800℃程度で焼き付ける方法等はとりわけ有利に適合する。
さらに、平坦化焼鈍により、鋼板の形状を整えることも可能であり、さらには絶縁被膜の焼き付けを兼ねた平坦化焼鈍を行うこともできる。

（実施例１）
表１に示す成分組成になる成分を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物の組成からなる2.3mm厚の熱延板を、935℃、２分間の焼鈍後に酸洗して、１次冷間圧延で0.75mm厚としたのち、950℃、２分間の中間焼鈍を施し、２次冷間圧延で最終的に0.30mm厚とした。ついで、脱脂後に湿水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍処理したのち、MgO：100質量部に対して硫酸マグネシウムをS換算で5.5質量部添加した焼鈍分離剤を塗布し、乾燥させた後にコイルに巻き取った。
仕上焼鈍は、コイル幅：600mm以上、かつコイル外径：1000mm以上のコイルに対して、N₂雰囲気ガス中で12.5℃/hrの速度で1100℃まで昇温し、さらに、乾H₂雰囲気ガスに切り替えた後、1200℃まで昇温して10時間純化焼鈍を行った。
かくして得られた製品板の磁気特性B₈値について調べた結果を、第１表に併記する。

同表に示したように、鋼板の成分組成が本発明の範囲を満足している場合には、仕上焼鈍を直上げとすることにより、製品板のB₈値が従来に比べて大幅に向上することが分かる。

（実施例２）
第１表のNo.13で示した成分を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物の組成からなる2.3mm厚の熱延板に、935℃、２分間焼鈍後に酸洗し、１次冷間圧延で0.75mm厚としたのち、950℃、２分間の中間焼鈍を施し、２次冷間圧延で最終的に0.30厚とした。ついで、脱脂後に湿水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍処理したのち、MgO：100質量部に対して硫酸マグネシウムをS換算で、
(1)０質量部
(2)３質量部
(3)5.5質量部
(4)８質量部
の各質量部を添加した焼鈍分離剤を塗布し、乾燥させた後にコイルに巻き取った。
仕上焼鈍は、コイル幅：600mm以上、かつコイル外径：1000mm以上のコイルに対して、N₂雰囲気ガス中で12.5℃/hrの速度で1100℃まで昇温し、さらに、乾H₂雰囲気ガスに切り替えた後、1200℃まで昇温して10時間純化焼鈍を行った。
かくして得られた製品板の磁気特性B₈値について調べた結果を、表２に記す。
なお、比較として、上記４条件の焼鈍分離剤を塗布した後に、1100℃までの直上げを実施せずに、N₂雰囲気ガス中で800〜900℃で50時間の保定後、1150℃まで昇温して乾H₂雰囲気ガス中で５時間の純化をする仕上焼鈍を行ったものを作製し、磁気特性を調べた。その結果得られた磁気特性も表２に併記する。

同表に示したように、本発明に従い、所定量のS化合物を含有する焼鈍分離剤を鋼板に塗布して、２次再結晶開始温度をT_SRからT´_SRに高くすると共に、仕上焼鈍を保定ではなく直上げとすることにより、製品板のB₈値が従来に比べて大幅に向上することが分かる。

（実施例３）
実施例２と同様にして得たNo.13の成分の脱炭・１次再結晶焼鈍板の表面に、MgOが100質量部に対してS化合物として(1)硫酸マグネシウム(2)硫酸カルシウム(3)硫酸ストロンチウム(4)硫酸バリウム(5)硫酸アルミニウム(6)硫酸カリウム(7)硫酸鉄(8)硫酸銅をそれぞれS換算で5.5重量部添加した焼鈍分離剤と、
S化合物以外の薬品として(9)水酸化マグネシウム(10) 水酸化カルシウム(11)水酸化ストロンチウム(12)水酸化バリウムを添加した焼鈍分離剤とを、それぞれ塗布し、乾燥させた後にコイルに巻き取った。
仕上焼鈍は、コイル幅：600mm以上、かつコイル外径：1000mm以上のコイルに対して、N₂雰囲気ガス中で12.5℃/hrの速度で1100℃まで昇温し、さらに、乾H₂雰囲気ガスに切り替えた後、1200℃まで昇温して10時間純化焼鈍を行った。
かくして得られた製品板の磁気特性B₈値について調べた結果について、表３に示す。

同表に示したように、いずれのS化合物を適用しても、添加量が本発明を満足している場合には、仕上焼鈍を直上げとすることにより、製品板のB₈値を従来に比べて大幅に向上させることができる。

（実施例４）
実施例２と同様にして得た脱炭・１次再結晶焼鈍板の表面に、MgOを主成分としてMgO：100質量部に対して硫酸マグネシウムをS換算で5.5重量部添加した焼鈍分離剤を塗布し乾燥させた後にコイルに巻き取った。
仕上焼鈍は、コイル幅：600mm以上、かつコイル外径：1000mm以上のサイズを有するコイルに対して、N₂雰囲気ガス中、
(1)５℃/hr
(2)12.5℃/hr
(3)20℃/hr
(4)25℃/hr
(5)30℃/hr
の速度で各々1100℃まで昇温し、さらに、乾H₂雰囲気ガスに切り替えた後、1200℃まで昇温して10時間純化焼鈍を行った。
かくして得られた製品板の磁気特性B₈値について調べた結果について、表４に示す。

同表に示したように、本発明に従い、焼鈍分離剤中に適量のS化合物を添加した上で、仕上焼鈍時に適切な昇温速度で直上げを実施することにより、製品板のB₈値が従来に比べて大幅に向上することが分かる。

本発明によれば、磁気特性、特に磁束密度B₈値に優れた鉄心材料を得ることが可能となり、もって、高品位な変圧器や電動機などの製造に貢献する。

Claims

含けい素鋼スラブを、加熱後、熱間圧延により熱延板とし、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚とし、ついで、脱炭・１次再結晶焼鈍を施したのち、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してから、仕上焼鈍を施す一連の工程よりなる一方向性電磁鋼板の製造方法において、
上記含けい素鋼スラブが、質量%で、C:0.005〜0.15%、Si:2.5〜4.5%、Mn:0.002〜0.15%を含み、かつS:0.005〜0.05%、Se:0.005〜0.05%のうちから選んだ一種または二種を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなり、
上記焼鈍分離剤の塗布に当たり、MgOを主成分とする焼鈍分離剤にS化合物をMgO：100質量部に対して、S換算で5.5質量部以上含有させたものを塗布し、
上記仕上焼鈍を、コイル幅：600mm以上、かつコイル外径：1000mm以上のコイルサイズで施し、該仕上焼鈍において少なくとも850〜1100℃の温度域を、昇温速度：12.5℃/hr以上として加熱することで２次再結晶を実現し、
ついで、乾H₂雰囲気ガス中、1100℃〜1250℃の温度域にて焼鈍することで純化を行うことを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
前記含けい素鋼スラブが、質量%で、C:0.005〜0.15%、Si:2.5〜4.5%、Mn:0.002〜0.15%を含み、かつAl:0.005〜0.05%、B:0.0005〜0.0050%のうちから選んだ一種または二種およびN:0.001〜0.01%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなることを特徴とする請求項１記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
前記含けい素鋼スラブが、質量%でC:0.005〜0.15%、Si:2.5〜4.5%、Mn:0.002〜0.15%を含み、かつS:0.005〜0.05%、Se:0.005〜0.05%のうちから選んだ一種または二種と、Al:0.005〜0.05%、B:0.0005〜0.0050%のうちから選んだ一種または二種およびN:0.001〜0.01%とを含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなることを特徴とする請求項１記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
含けい素鋼スラブが、さらに質量%で、Te:0.003〜0.03%、Sb:0.005〜0.05%、Sn:0.03〜0.5%、Cu:0.02〜0.3%、Mo:0.005〜0.05%およびNb:0.001〜0.05%のうちから選んだ一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
前記MgOを主成分とする焼鈍分離剤中に含まれるS化合物が、硫酸マグネシウムであることを特徴とする、請求項１乃至４のいずれかに記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。