JP2015172223A

JP2015172223A - 方向性電磁鋼板の製造方法

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Publication number: JP2015172223A
Application number: JP2014047982A
Authority: JP
Inventors: 博貴井上; Hirotaka Inoue; 之啓新垣; Yukihiro Aragaki; 有衣子脇阪; Yuiko WAKISAKA
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2014-03-11
Filing date: 2014-03-11
Publication date: 2015-10-01
Anticipated expiration: 2034-03-11
Also published as: JP6209999B2

Abstract

【課題】インヒビターレス成分に準じた成分を用いることで、高温スラブ加熱をせずとも、磁気特性の向上が図れると共に、二次再結晶が安定して発現し、鋼板の磁気特性のバラつきが大幅に低減した方向性電磁鋼板を得ることができる製造方法を提供する。
【解決手段】所定成分の鋼スラブから冷間圧延板としたのち、一次再結晶焼鈍を行った後または一次再結晶焼鈍中に、窒化処理を施し、該窒化処理後の鋼中Ｎ量を80質量ppm以上とし、かつ窒化珪素を主体とする鋼中析出物の鋼板表面における個数を、鋼板中央における個数の10倍以下とする。
【選択図】図１

Description

本発明は、優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板を安価に得ることができる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。

方向性電磁鋼板は、変圧器や発電機の鉄心材料として用いられる軟磁性材料で、鉄の磁化容易軸である＜００１＞方位が鋼板の圧延方向に高度に揃った結晶組織を有するものである。このような集合組織は、方向性電磁鋼板の製造工程中、二次再結晶焼鈍の際に、いわゆるゴス（Goss）方位と称される（１１０）〔００１〕方位の結晶粒を優先的に巨大成長させる、二次再結晶を通じて形成される。

従来、このような方向性電磁鋼板は、4.5mass％以下程度のSiと、MnS、MnSeおよびAlNなどのインヒビター成分を含有するスラブを、1300℃以上に加熱し、インヒビター成分を一旦固溶させたのち熱間圧延したのち、必要に応じて熱延板焼鈍を施し、ついで、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、湿潤水素雰囲気中で一次再結晶焼鈍を施して、一次再結晶および脱炭を行い、さらに、マグネシア（MgO）を主剤とする焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶およびインヒビター成分の純化のために、1200℃で５ｈ程度の最終仕上焼鈍を行うことによって製造されてきた（例えば、特許文献１、特許文献２および特許文献３参照）。

上述したように、従来の方向性電磁鋼板の製造に際しては、MnS、MnSe、AlNなどの析出物（インヒビター成分）をスラブ段階で含有させ、1300℃を超える高温のスラブ加熱によってこれらのインヒビター成分を一旦固溶し、後工程で微細析出させることにより二次再結晶を発現させるという工程が採用されてきた。
すなわち、従来の方向性電磁鋼板の製造工程では、1300℃を超える高温でのスラブ加熱が必要であったため、その製造コストは極めて高いものにならざるを得ず、近年の製造コスト低減の要求に応えることができないというところに問題を残していた。

かかる問題を解決するために、例えば、特許文献４では、酸可溶性Al（sol.Al）を0.010〜0.060％含有させてスラブ加熱を低温に抑え、脱炭焼鈍工程で適正な窒化雰囲気下で窒化を行なうことにより、二次再結晶時に（Al, Si）Nをインヒビターとして用いる方法が提案されている。
しかしながら、（Al,Si）Nは、鋼中に微細分散し、有効なインヒビターとして機能するものの、Alの含有量によってインヒビター強度が決まるため、製鋼でのAl的中精度が十分でない場合は、十分な粒成長抑制力が得られずに、二次再結晶が不安定になるという大きな問題点があった。

このように、鋼板製造の途中工程で窒化処理を行い、（Al,Si）NあるいはAlNをインヒビターとして利用する方法が数多く提案されており、最近ではスラブ加熱温度が1300℃を超える製造方法等も開示されている。

特許文献５に記載の製造方法では、窒化処理後の鋼板において、窒化珪素を主体とした析出物(Si₃N₄もしくは(Si,Mn)N)が、表層のみに形成されている。そして、引き続いて行われる二次再結晶焼鈍において、窒化珪素を主体とした析出物はより熱的に安定したAl含有窒化物（（Al,Si）NあるいはAlN）に変化する。

しかしながら、表層にのみ形成した窒化珪素を主体とした析出物が、Al含有窒化物として鋼中に均一に析出するには、まず窒化珪素が固溶して窒素が鋼中を拡散し、さらにAl含有窒化物を形成するという過程をとる必要があるため、制御が不安定になる場合があった。

他方、そもそもスラブにインヒビター成分を含有させずに二次再結晶を発現させる技術について検討が進められ、特許文献６では、インヒビター成分を含有させなくとも二次再結晶出来る技術（インヒビターレス法）が開発された。

インヒビターレス法では、より高純度化した鋼を利用し、テクスチャー（集合組織の制御）によって二次再結晶を発現させる技術である。そして、インヒビターレス法では、高温のスラブ加熱が不要であり、低コストでの方向性電磁鋼板の製造が可能であるが、インヒビターを有しないが故に製造時、途中工程での温度ばらつきなどの影響を受け、製品での磁気特性までもバラつきが生じやすいといった問題があった。

また、集合組織の制御は、インヒビターレス法においては重要な要素であり、集合組織制御のために、温間圧延を用いるなどの多くの技術が提案されている。このような集合組織制御が十分に行なえない場合は、インヒビターを用いる技術に比べて二次再結晶後のゴス方位（(110)[001]）への集積度は低く、磁束密度も低くなる場合が多かった。

米国特許第１９６５５５９号明細書特公昭４０−１５６４４号公報特公昭５１−１３４６９号公報特許第２７８２０８６号公報特開平０４−２３５２２２号公報特開２０００−１２９３５６号公報

上述の通り、これまで提案されてきた様々な方向性電磁鋼板の製造方法では良好な特性を安定的に実現することが困難な場合があった。

また、発明者らは、Alを100ppm未満に抑制したインヒビターレス成分に準じた成分を用い、高温スラブ加熱を回避しつつ、窒化を適用することで二次再結晶時、窒化珪素を主体とした析出物をインヒビターとして用いる技術を採用し、窒化珪素を主体とした析出物をインヒビターとして用いると、AlNをインヒビターとして用いた場合の製鋼でのAl量外れによる二次再結晶の不安定化を回避できる方向性電磁鋼板の製造が可能となることを知見してきている。

しかしながら、上記した技術には、未だ、窒化珪素を主体とした析出物が、二次再結晶中、高温まで安定したインヒビター効果を維持できない場合に、二次再結晶が不安定になって、鋼板の磁気特性がバラつくという問題があった。

本発明は、上記の事情に鑑みてなされたものであり、インヒビターレス成分に準じた成分を用いることで、高温スラブ加熱をせずとも、磁気特性の向上が図れると共に、二次再結晶が安定して発現し、鋼板の磁気特性のバラつきが大幅に低減した方向性電磁鋼板を得ることができる製造方法を提案することを目的とする。

発明者らは、上記した問題を解決するために、窒化珪素を主体とした析出物（以下、単に、析出物ともいう）の二次再結晶時のインヒビターとしての挙動について詳細な調査を行った。
その結果、窒化珪素はAlNと比べて、熱力学的に不安定であるため、AlNと比べて低い温度で固溶し、インヒビターとしての効果を失うため、AlNと同じように、高温まで安定したインヒビター効果を発揮させるには、仕上げ焼鈍の昇温時、二次再結晶が始まるまでに、鋼板中に、粗大な析出物が形成している必要があることを知得した。これは、二次再結晶が生じる高温度域において、析出物の一部が固溶したとしても、溶け残った析出物でインヒビター効果を発揮するからである。

併せて、上記粗大な析出物の、鋼板中における均一性について検討を行った。
その結果、窒化処理後、仕上げ焼鈍が始まる前に、窒化珪素を主体とする析出物が鋼板中に均一に存在することが重要であるという知見を得た。これは、窒化珪素を主体とする析出物が存在すると、仕上げ焼鈍の昇温中に、析出物成長の核となり、二次再結晶が始まるまでに粗大に析出物が成長するためである。

さらに、この核となる析出物が鋼板中に均一に存在した場合、成長した粗大な析出物も鋼板中に均一に分布し、二次再結晶が安定化するという効果を併せて確認するに至り、本発明が完成した。

すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：0.08％以下、Si：2.0〜4.5％およびMn：0.5％以下を含有すると共に、Ｓ、SeおよびＯをそれぞれ50質量ppm未満、sol.Alを100質量ppm未満、Ｎを80質量ppm以下に抑制し、さらに、sol.Al（質量ppm） − Ｎ（質量ppm）×（26.98／14.00）≦ 30質量ppmの関係を満足させ、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを、再加熱することなくあるいは再加熱後、熱間圧延を施して熱延板としたのち、焼鈍および圧延によって最終板厚の冷間圧延板とし、ついで、一次再結晶焼鈍を行った後または一次再結晶焼鈍中に、窒化処理を施し、さらに焼鈍分離剤を塗布して二次再結晶焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法において、
上記窒化処理条件を調整することで、上記二次再結晶焼鈍を施す際の鋼板を、鋼中Ｎ量：80質量ppm以上とし、かつ窒化珪素を主体とする鋼中析出物の板厚方向における個数分布が、以下の式（１）を満足するものとすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
Ｎ（表面）／Ｎ（中心）≦10 ・・・（１）
Ｎ（表面）：Fe相の最表面より板厚方向の深さ５〜25μmの範囲に含まれる窒化珪素を主体とする析出物の平均個数（個／μm^２）
Ｎ（中心）：板厚中心より板厚方向の±10μmの範囲に含まれる窒化珪素を主体とする析出物の平均個数（個／μm^２）

２．前記１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、前記窒化処理の条件を、さらに、NH₃ガスを窒化源として、該NH₃ガス中に、800℃以上で、10秒以上保持するものとすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。

本発明によれば、高温スラブ加熱をせずとも、磁気特性のバラつきを大幅に低減し、工業的に安定して良好な磁気特性を有する方向性電磁鋼板を得ることができる。

Ｎ（表面）／Ｎ（中心）の値と、磁束密度（Ｂ_８）との関係を示す図である。

以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において鋼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。なお、成分に関する「％」「ppm」表示は特に断らない限り質量％、質量ppmを意味するものとする。
Ｃ：0.08％以下
Ｃは、一次再結晶集合組織を改善する上で有用な元素であるが、含有量が0.08％を超えると、かえって一次再結晶集合組織の劣化を招くので、本発明では0.08％以下に限定した。磁気特性を向上させる観点から望ましい添加量は、0.01〜0.06％の範囲である。なお、要求される磁気特性のレベルがさほど高くない場合には、一次再結晶焼鈍における脱炭を省略あるいは簡略化するために、Ｃを0.01％以下としてもよい。

Si：2.0〜4.5％
Siは、電気抵抗を高めることによって鉄損を改善する有用元素であるが、含有量が4.5％を超えると冷間圧延性が著しく劣化するので、Siは4.5％以下に限定した。またSiは窒化物形成元素として機能させる必要があるため、2.0％以上含有させることが必要である。また鉄損特性向上の観点から望ましい添加量は、2.0〜4.5％の範囲である。

Mn：0.5％以下
Mnは、製造時における熱間加工性を向上させる効果があるが、含有量が0.5％を超えた場合には、一次再結晶集合組織が悪化して磁気特性の劣化を招くので、Mnは0.5％以下に限定した。なお、含有量の下限は、特に制限がないが、熱間加工性向上のため、0.005％程度が好ましい。

Ｓ、SeおよびＯ：50ppm未満
Ｓ、SeおよびＯ量が、いずれか一つでも50ppm以上になると、鋼板中の粗大な酸化物や、スラブ加熱によって粗大化したMnS、MnSeが一次再結晶組織を不均一にするため、二次再結晶が困難となる。従って、Ｓ、SeおよびＯはいずれも、50ppm未満に抑制するものとした。

sol.Al：100ppm未満
本発明では、AlNではなく窒化珪素をインヒビターとして用いるために、Al量を抑制する。Alは表面に緻密な酸化膜を形成し、窒化の際にその窒化量の制御を困難にしたり、脱炭を阻害したりすることがあるため、sol.Al量で100ppm未満に抑制する。但し、酸素親和力の高いAlは、製鋼で微量添加することによって鋼中の溶存酸素量を低減し、特性劣化につながる酸化物系介在物の低減などが見込めるため、100ppm未満の範囲であれば、添加することによって磁性劣化を抑制することができる。

Ｎ：80ppm以下
本発明は、インヒビターレスの製造方法を適用し、集合組織の作り込みまでを行なうため、鋼中のＮは80ppm以下に抑制する必要がある。80ppmを超えると粒界偏析の影響や微量窒化物の形成により、集合組織が劣化するといった弊害が生じるからである。また、スラブ加熱時のフクレなど、欠陥の原因となることもあるため、80ppm以下に抑制する必要がある。また望ましくは60ppm以下である。

sol.Al（ppm）−Ｎ（ppm）×（26.98/14.00）≦30ppm
窒化後、鋼板中に窒化珪素を均一に析出させることが、本発明にとって重要である。しかしながら、窒化処理後に過剰なAlが残存した状況を放置すると、熱力学的により安定な、AlNにSiが固溶した（Al,Si）Nの結晶が析出してしまい、所望の窒化珪素が得られない。すなわち、窒化処理後に、過剰なAlが残存すると、純粋にAlと結合する以上にＮが消費されて、窒化珪素の形態での析出が安定的に得られなくなる。
そこで、sol.Al（ppm）−Ｎ（ppm）×（26.98/14.00）の値を０以下に制御していれば、AlNとして析出するために必要なＮ量以上のＮを、常に鋼板に含有させておくことになるため、窒化処理以前にAlをAlNとして析出させておくことが可能となり、過剰なAlが残存せずに、窒化処理によって追加したΔＮは、窒化珪素形成に有効に利用することができる。
従って、窒化珪素の安定的な析出という点では、sol.Al（ppm）−Ｎ（ppm）×（26.98/14.00）の値を０以下に制御することが最も望ましい。なお、sol.Al（ppm）−Ｎ（ppm）×（26.98/14.00）の値が０以下の範囲では、概ねΔＮが50ppm以上の窒化により窒化珪素を形成させることができる。

加えて、sol.Al（ppm）−Ｎ（ppm）×（26.98/14.00）の値が０以上30以下の範囲では、純粋な窒化珪素を形成するために、より過剰の窒素増分（ΔＮ）が必要となるものの、析出に寄与する残留Al量が微量であるため、純粋な窒化珪素を析出させることができる。
一方で、sol.Al（ppm）−Ｎ（ppm）×（26.98/14.00）の値が30ppmを超えると、追加で微細析出するAlNや（Al,Si）Nの影響が大きくなって、析出する窒化珪素が安定的に得られなかったり、より熱力学的に安定なAlNや（Al,Si）Nの析出により二次再結晶温度が過剰に高くなったりするため、二次再結晶不良となることがある。
従って、本発明では、少なくともsol.Al（ppm）−Ｎ（ppm）×（26.98/14.00）の値を30ppm以下にする必要がある。

以上、スラブ中の必須成分について説明したが、本発明では、工業的により安定して磁気特性を改善する成分として、以下の元素を適宜含有させることができる。
Ni：0.005〜1.5％
Niは、熱延板組織の均一性を高めることにより、磁気特性を改善する働きがあり、そのためには0.005％以上含有させることが好ましいが、含有量が1.5％を超えると二次再結晶が困難となり、磁気特性が劣化するので、Niは0.005〜1.5％の範囲で含有させることが望ましい。

Sn：0.01〜0.50％
Snは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を向上させる有用元素であり、そのためには0.01％以上含有させることが好ましいが、0.50％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するので、Snは0.01〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。

Sb：0.005〜0.50％
Sbは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を効果的に向上させる有用元素であり、その目的のためには0.005％以上含有させることが好ましいが、0.50％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するので、Sbは0.005〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。

Cu：0.01〜0.50％
Cuは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を効果的に向上させる働きがあり、そのためには0.01％以上含有させることが好ましいが、0.50％を超えて含有されると熱間圧延性の劣化を招くので、Cuは0.01〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。

Cr：0.01〜1.50％
Crは、フォルステライト被膜の形成を安定化させる働きがあり、そのためには0.01％以上含有させることが好ましいが、一方で含有量が1.50％を超えると二次再結晶が困難となり、磁気特性が劣化するので、Crは0.01〜1.50％の範囲で含有させることが望ましい。

Ｐ：0.0050〜0.50％
Ｐは、フォルステライト被膜の形成を安定化させる働きがあり、そのためには0.0050％以上含有させることが好ましいが、含有量が0.50％を超えると冷間圧延性が劣化するので、Ｐは0.0050〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。

Nb：0.0005〜0.0100％、Mo：0.01〜0.50％
Nb、Moは、スラブ加熱時の温度変化による割れの抑制等を介して、熱延後のヘゲを抑制する効果を有している。そして、この効果は、それぞれ下限以上含有させなければ得られない一方で、それぞれ上限を超えると、炭化物や窒化物を形成するなどして最終製品まで残留すると、鉄損劣化を引き起こすおそれがある。そのため、添加する際には、上述の範囲とすることが望ましい。

次に、本発明の製造方法について説明する。
上記成分組成範囲のいずれかに調整した鋼スラブを、再加熱することなくあるいは再加熱したのち、熱間圧延に供する。なお、スラブを再加熱する場合には、再加熱温度は、1000℃以上1300℃以下程度とすることが望ましい。というのは、1300℃を超えるスラブ加熱は、スラブの段階で鋼中にインヒビターをほとんど含まない本発明では効果がなく、コストアップとなるだけである一方で、1000℃未満の加熱では、圧延荷重が高くなって、所望の圧延が困難となるからである。

ついで、上記熱間圧延により得られた熱延板に、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回の冷間圧延あるいは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して、最終冷延板とする。この冷間圧延は、常温で行ってもよいし、常温より高い温度、例えば250℃程度に鋼板温度を上げて圧延する温間圧延としてもよい。

引続き、最終冷間圧延板に一次再結晶焼鈍を施す。
この一次再結晶焼鈍の目的は、圧延組織を有する冷間圧延板を一次再結晶させて、二次再結晶に最適な一次再結晶粒径に調整することである。そのためには、一次再結晶焼鈍の焼鈍温度は、800℃以上950℃未満程度の範囲とすることが望ましい。この時の焼鈍雰囲気は、湿水素窒素あるいは湿水素アルゴン雰囲気とすることで脱炭焼鈍を兼ねることもできる。

さらに、本発明では、一次再結晶焼鈍中、あるいは焼鈍後に窒化処理を施すことが肝要である。
上記窒化処理を行う窒化工程は、一次再結晶焼鈍前、焼鈍中、焼鈍後のいずれもが適用可能であるが、最終冷間圧延前の焼鈍で一部のAlNが固溶し、sol.Alが存在した状態で冷却されるため、一次再結晶焼鈍前に適用すると、残留するsol.Alの影響で、窒化珪素の析出状態が、所期した状態から異なった状態となる。
このため、本発明では、固溶Alが、再びAlNとして析出する一次再結晶焼鈍昇熱後のタイミング、すなわち一次再結晶焼鈍中あるいは焼鈍後に窒化処理を行うこととする。

本発明における窒化処理の手法は、析出物の形態を制御できれば特に制限はない。NH₃ガスによる窒化だけでなく、塩浴窒化法やプラズマ窒化法を利用することもできる。但し、シアン系の塩浴窒化法を利用した場合、600℃以上の高温では有毒なシアン化物が生成されるため注意が必要である。

本発明では、生産性や安全性を加味し、NH₃ガスを窒素源として用いて窒化を行うことが最も好ましい。また、従来から実施されているように、コイル形態のままNH₃雰囲気ガスを用いてガス窒化を行なっても良いし、走行するストリップに対して連続的に窒化を行なっても良い。また、ガス窒化に比べて窒化能の高い塩浴窒化等を利用することも可能である。

この際重要な点は、鋼板中に均一に窒化珪素を主体とした析出物を得ることである。窒化処理後の時点で、鋼板中の板厚方向に均一に析出物が発生していれば、その後の仕上げ焼鈍中の昇温過程で、その折出物が成長し、高温で安定的なインヒビター効果を有する粗大な析出物を、板厚方向均一に作り出すことができる。
そこで、この鋼板中の析出物の均一形成が二次再結晶後の磁性に及ぼす影響について、実験を伴った検討を行い、その範囲を定めた。

まず、鋼板中の析出物の均一形成を表す指標を定義する。窒化処理時点での鋼板中の窒化珪素を主体とした析出物の個数を、表層近傍（Fe相の最表面より板厚方向に深さ：５〜25μmの範囲を意味し、表層とも表記する）と板厚中央部（板厚中心より板厚方向±10μmの範囲を意味し、中央部とも表記する）に分けて評価する。

評価は、鋼板断面を、SEMを用いて観察し、観察対象の領域を、板厚方向：20μm（すなわち、Ｎ（表面）はFe相の最表面より板厚方向に深さ：５〜25μmの範囲、Ｎ（中心）は板厚中心より板厚方向±10μmの範囲）、圧延方向：50μmの領域で５箇所以上観察し、その中に含まれる中の最大長さで0.1μm以上の析出物の数を数えて、平均個数を求め、領域ごとに比較することで行う。なお、AlNを主体とした結晶は、0.1μm以下と微細であるため、大きさで区別することができる。

本発明における析出物とは、窒化珪素を主体とする析出物であるが、窒化珪素を主体とするとは、SEM観察におけるEDXや、高精度EPMAによる測定で、窒化珪素が、Si＋Ｎ量の合計で50Atom％以上含まれていることを意味する。

表層近傍と板厚中央部の析出物の個数を、それぞれ、Ｎ（表面）とＮ（中心）とする。その比であるＮ（表面）／Ｎ（中心）は、鋼板中の析出物の均一形成を表す指標であり、小さい程、鋼板中の析出物がより均一に形成していることを表す。なお、中央部に析出物が見られない場合、つまりＮ（中心）＝0の場合は、Ｎ（表面）／Ｎ（中心）は∞となり、表層にも中央部にも析出物が見られない場合は、析出物なしとなる。

次に、窒化処理にかかる実験を行って検討した結果について説明する。
後述する実施例１に表される成分、製造法にて脱炭焼鈍を行った鋼板を、様々な窒化処理条件で処理し、Ｎ（表面）／Ｎ（中心）が異なる試料を作製した。同一条件の鋼板は一条件につき21枚作製し、内１枚は、上記した方法に従い、Ｎ（表面）／Ｎ（中心）の値を求めて評価した。さらに、残りの20枚については、MgOを主成分としTiO₂を５％含有する焼鈍分離剤を水スラリ状にしてから塗布乾燥し、鋼板上に焼き付けた。

続いて、300〜800℃間を20時間で昇温し、920℃×40ｈの保定均熱処理以外は1050℃まで一律20℃／ｈの速度で、さらに1050℃を超えて後は1200℃までを10℃／ｈの速度で昇温する最終仕上げ焼鈍を行った。その後、リン酸塩系の絶縁張力コーティングの塗布焼付けを行って、磁化力：800A／mでの磁束密度Ｂ_８（Ｔ）を評価した。

図１に、Ｎ（表面）／Ｎ（中心）とそれぞれの窒化条件での20枚の平均Ｂ_８（Ｔ）との関係を示す。同図より、Ｎ（表面）／Ｎ（中心）≦10の領域において、仕上げ焼鈍後のＢ_８が高く、磁気特性が優れる製品が得られていることが分かる。従って、本発明では、Ｎ（表面）／Ｎ（中心）の値が10以下となるように窒化を行うこととした。

さらに、窒化終了時点での窒素量も、本発明では重要事項である。窒素量が少ない場合、仕上げ焼鈍において、析出物が十分に成長せずに、目的とした粗大な析出物が得られないからである。後述する実施例１の実験を参照すると、窒化終了時点での鋼中のＮ量は80ppm以上が必須であることが分かる。

また、窒化珪素を板厚方向に均一に析出させるためには、窒素が板厚内部まで拡散することが必要である。そのためには、拡散速度を上げることが重要であり、高温で窒化処理を行うことが最適である。熱力学的な計算や、後述する実施例１の実験結果に基づくと、窒化処理が800℃未満の温度では、窒化処理と同時に、窒素の一部が窒化珪素を生成してしまい、それ以上、鋼板内部には拡散しない。

一方、窒化処理温度を800℃以上とすれば、窒素は固溶状態のままで鋼中を拡散するため、板厚中心部まで十分に窒素が拡散し、窒化処理後の冷却中、板厚方向に対して均一に窒化珪素を主体とした析出物が生じる。その際、800℃以上の温度に10秒以上保持することで、板厚中心部まで窒素が十分に拡散する。
なお、温度の上限は特に定めないが、1000℃以下を好適とする。これは、1000℃より高い温度になると、アンモニアの気相中での分解が促進され、鋼板に到達するアンモニアが減少するために、窒化能が減じることと、一次再結晶粒の粒径が大きくなるために、二次再結晶を引き起こす駆動力が減じて、二次再結晶が不安定となり、優れた磁気特性を得られないことによるものである。

上記の一次再結晶焼鈍、窒化処理後の鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布する。二次再結晶焼鈍後の鋼板表面にフォルステライト被膜を形成するためには、焼鈍分離剤の主剤をマグネシア（MgO）とする必要があるが、フォルステライト被膜の形成が必要ない場合には、焼鈍分離剤主剤として、アルミナ（Al₂O₃）やカルシア（CaO）など、二次再結晶焼鈍温度より高い融点を有する適当な酸化物を用いることができる。

これに引き続き仕上げ焼鈍を行なう。なお、本発明における仕上げ焼鈍は、常法に従えば良い。

本発明で利用する窒化珪素を主体とする析出物は、従来利用されているインヒビター（析出物粒径が0.1μm以下）とは異なり粗大であるため、析出物が熱力学的に固溶あるいはオストワルド成長するために必要な時間が長くなるという特徴がある。すなわち、スラブ中にAlを100ppm以上含ませて、AlNあるいは（Al,Si）Nを微細析出させる技術とは異なり、一次再結晶組織における正常粒成長の抑制力が小さくなるためには、より長い時間を要するという特徴がある。そのため、二次再結晶に至るまでに、以下に述べるような時間を要する。

二次再結晶温度近傍で等温保持する技術は、一般に二次再結晶の核生成、粒成長に時間を有する場合に適用するものであるが、これとは大きく異なり、窒化珪素が、熱力学的に形態が変化するのに必要な時間を確保するためのものである。
よって、二次再結晶温度近傍での滞留時間が10時間未満となる場合は、窒化珪素による正常粒成長の抑制効果が高温まで継続してしまい、十分な磁気特性が得られない。従って、二次再結晶温度近傍での滞留時間は、10時間以上とする。さらに、二次再結晶温度近傍での保定後は、1200℃にて純化を行う。また、焼鈍雰囲気は、N₂、ArおよびH₂あるいはこれらの混合ガスのいずれもが適合する。

前述した仕上げ焼鈍後、鋼板表面に、さらに絶縁被膜を塗布、焼き付けることもできる。かかる絶縁被膜の種類については、特に限定されず、従来公知のあらゆる絶縁被膜が適合する。たとえば、特開昭50−79442号公報や特開昭48−39338号公報に記載されているリン酸塩−クロム酸塩−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が好適である。
また、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、さらにこの平坦化焼鈍を絶縁被膜の焼き付け処理と兼備させることもできる。

Si：3.25％、solAl:0.006％、Ｎ:0.004％、Ｃ：0.04％、Mn：0.08％、Cr：0.005％、Cu：0.1％、Sb：0.01％を含有する珪素鋼板スラブを、1100℃、30分加熱後、熱間圧延して2.2mmの板厚の熱延板とし、1050℃、１分間の焼鈍を施した後、冷間圧延により0.27mmの最終板厚とし、得られた冷間圧延コイルの中央部から、100mm×400mmサイズの試料を採取し、ラボにて一次再結晶と脱炭を兼ねた焼鈍を行なった。
その後、アンモニア、水素、窒素の混合雰囲気中で、表１および２に示した窒化条件で窒化処理を行った。その際、鋼板温度、アンモニア濃度、各保時時間以外の条件は同一とした。同一条件の鋼板は一条件につき22枚作製した。その内の１枚を使って、窒素量の化学分析および、SEM観察により、Ｎ（表面）とＮ（中心）とを測定した。
また、残りの21枚に対してMgOを主成分とし、TiO₂を５％含有する焼鈍分離剤を水スラリ状にしてから、鋼板に塗布後乾燥し、鋼板上に焼き付けた。その中の１枚を試料内で温度傾斜をかけた二次再結晶焼鈍を行い、二次再結晶が発現する温度を求めた。
さらに、残りの20枚に対して、事前に求めた二次再結晶温度近傍において40ｈ保定均熱処理、1050℃までは20℃／ｈで、また1050℃を超えて後は1200℃までを10℃／ｈで昇温する最終仕上げ焼鈍を行った。続いて、リン酸塩系の絶縁張力コーティングの塗布と焼付けを行い、磁化力：800A／mでの磁束密度（Ｂ_８、Ｔ）を評価した。なお、磁気特性は、各条件20枚の平均値で評価した。
このときの測定結果を表１および２に併記する。

表１および２に見られるように、発明例は、比較例に比べてＢ_８が大幅に高くなっており、磁気特性が改善していることが明らかである。

Claims

質量％で、Ｃ：0.08％以下、Si：2.0〜4.5％およびMn：0.5％以下を含有すると共に、Ｓ、SeおよびＯをそれぞれ50質量ppm未満、sol.Alを100質量ppm未満、Ｎを80質量ppm以下に抑制し、さらに、sol.Al（質量ppm） − Ｎ（質量ppm）×（26.98／14.00）≦ 30（質量ppm）の関係を満足させ、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを、再加熱することなくあるいは再加熱後、熱間圧延を施して熱延板としたのち、焼鈍および圧延によって最終板厚の冷間圧延板とし、ついで、一次再結晶焼鈍を行った後または一次再結晶焼鈍中に、窒化処理を施し、さらに焼鈍分離剤を塗布して二次再結晶焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法において、
上記窒化処理条件を調整することで、上記二次再結晶焼鈍を施す際の鋼板を、鋼中Ｎ量：80質量ppm以上とし、かつ窒化珪素を主体とする鋼中析出物の板厚方向における個数分布が、以下の式（１）を満足するものとすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
Ｎ（表面）／Ｎ（中心）≦10 ・・・（１）
Ｎ（表面）：Fe相の最表面より板厚方向の深さ５〜25μmの範囲に含まれる窒化珪素を主体とする析出物の平均個数（個／μm^２）
Ｎ（中心）：板厚中心より板厚方向の±10μmの範囲に含まれる窒化珪素を主体とする析出物の平均個数（個／μm^２）
請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、前記窒化処理の条件を、さらに、NH₃ガスを窒化源として、該NH₃ガス中に、800℃以上で、10秒以上保持するものとすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。