JP2017002356A - 方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】磁気特性を劣化させることなく、SおよびSeを低減した成分を用いて方向性電磁鋼板を製造する場合に問題となるベンド特性を改善することができる方向性電磁鋼板を提供する。【解決手段】質量％または質量ppmで、C：0.005％以下、Si：2.0〜5.0％、Mn：0.01〜0.5％、sol.Al：10ppm以下、N：15ppm以下、ならびに、SおよびSeをそれぞれ10ppm以下で含有するとともに、Sn，Sb，Cr，P，MoおよびBのうちから選んだ３種以上を含有し、かつこれらの元素の含有量が、0.16 ≦ [%Sn] + [%Sb] + [%Cr] + 2×[%P] + [%Mo] + [%B] ≦ 0.50・・・(1)の関係を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物の組成とし、ベンド試験における繰り返し曲げ回数を10回以上とする。【選択図】なし
Description
本発明は、高温でのスラブ加熱を用いずに製造される方向性電磁鋼板に関し、特には、その加工時に問題となりうるベンド特性を改善した方向性電磁鋼板およびそ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，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、必要に応じて熱延板焼鈍を施して、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、ついで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ったのち、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５時間程度の最終仕上げ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、特許文献３）。
上述したとおり、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℃以上の高温で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させ、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とならざるを得ず、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。
こうした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、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を析出させインヒビターとして用いる方法が提案されている。
ここで、（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し、この製造方法による窒化処理後の鋼板では、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力学的に安定したAl含有窒化物（（Al, Si）N、あるいはAlN）に変化する。この際、非特許文献１によれば、表層近傍に存在したSi3N4は、二次再結晶焼鈍の昇温中に固溶する一方、窒素は鋼中へ拡散し、900℃を超える温度になると板厚方向にほぼ均一なAl含有窒化物として析出し、全板厚で粒成長抑制力（インヒビション効果）を得ることができるとされている。なお、この手法は、高温でのスラブ加熱を用いた析出物の分散制御に比べて、比較的容易に板厚方向に同じ析出物量と析出物粒径を得ることができるという利点を有している。
ここで、（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し、この製造方法による窒化処理後の鋼板では、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力学的に安定したAl含有窒化物（（Al, Si）N、あるいはAlN）に変化する。この際、非特許文献１によれば、表層近傍に存在したSi3N4は、二次再結晶焼鈍の昇温中に固溶する一方、窒素は鋼中へ拡散し、900℃を超える温度になると板厚方向にほぼ均一なAl含有窒化物として析出し、全板厚で粒成長抑制力（インヒビション効果）を得ることができるとされている。なお、この手法は、高温でのスラブ加熱を用いた析出物の分散制御に比べて、比較的容易に板厚方向に同じ析出物量と析出物粒径を得ることができるという利点を有している。
これに対して、最初から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５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）が示されている。
ここに、インヒビターレス法は、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。しかしながら、インヒビターレス法では、高温のスラブ加熱が不要であって、窒化などの特殊な工程を経ることなく製造が可能であるため、より低コストでの方向性電磁鋼板の製造が可能である。
ここに、インヒビターレス法は、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。しかしながら、インヒビターレス法では、高温のスラブ加熱が不要であって、窒化などの特殊な工程を経ることなく製造が可能であるため、より低コストでの方向性電磁鋼板の製造が可能である。
しかし、このようなインヒビター成分を含有しないスラブ、特にSおよびSeを低減した成分を用いる場合には、最終製品板のベンド特性が劣化するという問題が生じる。ここでベンド特性とは、JIS C 2553に規定された繰り返し曲げ試験に従って、鋼板を幅30mmに切り出し、これに張力をかけて繰り返し直角に曲げて、鋼板に亀裂が生じるまでの回数を測定して評価されるものである。ここで、鋼板に亀裂が生じるまでの回数、つまり繰り返し曲げ回数とは、上記の繰り返し曲げ試験において、亀裂が生じない最大の曲げ回数である。すなわち、亀裂が生じた最後の曲げは曲げ回数に数えず、例えば、１回目の曲げで亀裂が生じた場合には、繰り返し曲げ回数は０となる。このベンド特性が低い方向性電磁鋼板は、鋼板の打ち抜きラインを通板している際に、ルーパーやロールに巻きつけられる部分などで破断が生じたり、巻きトランスの製造工程において鋼板に割れが発生したりするなどの問題を招来する。
ここで、ベンド特性の劣化は、SおよびSeをいずれも50ppm以下に低減した場合に、鋼板が酸化されやすくなることに起因している。すなわち、二次再結晶後の粒界が酸化され、粒界の酸化物が高温で還元された後、鋼中の窒素と結びついて焼鈍の冷却中に窒化珪素として析出する。そして、粒界上に析出した窒化珪素が起点となることでベンド特性が劣化する。
こうした問題を解決するために、例えば特許文献６では、焼鈍分離剤中にSr化合物、Ca化合物およびBa化合物を添加する方法が開示されている。また、特許文献７では、Ti系化合物を焼鈍分離剤に添加しつつ最終仕上げ焼鈍の最高到達温度を1050〜1150℃の範囲に制御する方法が開示されている。さらに、高温での還元を抑制するために、最終仕上げ焼鈍の雰囲気をAr雰囲気とする製造方法も多く知られている。
Y. Ushigami et.al: Mat. Sci. Forum, Vols. 204-206, (1996), pp.593-598
しかしながら、特許文献６の方法では、特殊な焼鈍分離助剤を利用するため、二次再結晶焼鈍中に形成されるフォルステライト被膜の外観や被膜のハクリ特性などに影響する場合があり、また特殊な薬剤は調達が難しいため、生産コストを高めるおそれがある。
また、特許文献７の方法では、最終仕上げ焼鈍の最高到達温度を低温化するため、磁気特性に有害となる元素の純化には、不利に働く場合がある。さらに、最終仕上げ焼鈍の雰囲気をAr雰囲気とする場合も、やはり磁気特性に有害となる元素の純化には、不利に働く。
また、特許文献７の方法では、最終仕上げ焼鈍の最高到達温度を低温化するため、磁気特性に有害となる元素の純化には、不利に働く場合がある。さらに、最終仕上げ焼鈍の雰囲気をAr雰囲気とする場合も、やはり磁気特性に有害となる元素の純化には、不利に働く。
このように、SおよびSeを低減した成分を用いて方向性電磁鋼板を製造する場合、ベンド特性の劣化を如何に抑制するかは重要な問題である。しかし、特許文献６および７などといったこれまで提案されてきている方法では、未だ問題が残されているのが現状である。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、磁気特性を劣化させることなく、SおよびSeを低減した成分を用いて方向性電磁鋼板を製造する場合に問題となるベンド特性を改善した方向性電磁鋼板を、その有利な製造方法とともに提供することを目的とする。
なお、本発明において、ベンド試験における繰り返し曲げ回数とは、JIS C 2553に従う繰り返し曲げ試験を行った場合に、鋼板に亀裂が生じるまでの曲げ回数を意味する。ただし、亀裂が生じた最後の曲げは曲げ回数に数えない。また、この繰り返し曲げ試験は、約70Nの張力をかけた状態で行うものとする。
また、鋼成分は、鋼板表面に絶縁被膜およびフォルステライト被膜を形成した場合、これらの被膜を除去した後の鋼地鉄成分を意味する。
なお、本発明において、ベンド試験における繰り返し曲げ回数とは、JIS C 2553に従う繰り返し曲げ試験を行った場合に、鋼板に亀裂が生じるまでの曲げ回数を意味する。ただし、亀裂が生じた最後の曲げは曲げ回数に数えない。また、この繰り返し曲げ試験は、約70Nの張力をかけた状態で行うものとする。
また、鋼成分は、鋼板表面に絶縁被膜およびフォルステライト被膜を形成した場合、これらの被膜を除去した後の鋼地鉄成分を意味する。
さて、発明者らは、上記の課題を解決するため、鋭意検討を重ねた。
まず、発明者らは、SおよびSeを低減した成分を用いる場合に、粒界に析出する窒化珪素がベンド特性の劣化の原因となるのであれば、粒界に偏析する元素（以下、粒界偏析型元素ともいう）を利用することにより、窒化珪素の析出状態を変化させる、具体的には、最終仕上焼鈍の冷却時に、粒界偏析元素を適量残留させ、これにより、窒化珪素の粒界析出を粒内析出へと変化させることで、粒界割れによるベンド特性の劣化を抑制できる可能性があるのではないかと考えた。
しかし、通常、特殊な元素の利用は、析出物を形成したり、酸化物等の介在物を形成したりするなどし、磁気特性劣化の原因ともなりうる。
まず、発明者らは、SおよびSeを低減した成分を用いる場合に、粒界に析出する窒化珪素がベンド特性の劣化の原因となるのであれば、粒界に偏析する元素（以下、粒界偏析型元素ともいう）を利用することにより、窒化珪素の析出状態を変化させる、具体的には、最終仕上焼鈍の冷却時に、粒界偏析元素を適量残留させ、これにより、窒化珪素の粒界析出を粒内析出へと変化させることで、粒界割れによるベンド特性の劣化を抑制できる可能性があるのではないかと考えた。
しかし、通常、特殊な元素の利用は、析出物を形成したり、酸化物等の介在物を形成したりするなどし、磁気特性劣化の原因ともなりうる。
そこで、発明者らは、種々の元素を添加し、ベンド特性の改善効果を調査したところ、
偏析元素として方向性電磁鋼板の特性改善に利用されることが多い、Sn，Sb，Cr，P，MoおよびBの6元素に着目するに至った。
偏析元素として方向性電磁鋼板の特性改善に利用されることが多い、Sn，Sb，Cr，P，MoおよびBの6元素に着目するに至った。
これらの元素は、それぞれが粒界偏析型元素として知られており、スラブ段階から利用することにより、方向性電磁鋼板の特性改善に有用に作用する。当然、これらの元素は、純化焼鈍後にまで多量に残留すると磁気特性の劣化につながるため、通常、純化焼鈍でほとんどが除去されるように調整される。
しかし、いずれも100％純化出来るわけではないため、様々な形で鋼中に残留する場合がある。このため、これらの元素にはそれぞれ、鋼中に残留していても、磁気特性の劣化を大きくは招かない含有量が存在するものと考えられる。
しかし、いずれも100％純化出来るわけではないため、様々な形で鋼中に残留する場合がある。このため、これらの元素にはそれぞれ、鋼中に残留していても、磁気特性の劣化を大きくは招かない含有量が存在するものと考えられる。
一方、SおよびSeを低減した成分を用いて製造される方向性電磁鋼板において、そのベンド特性の劣化につながる窒化珪素の粒界析出は、二次再結晶焼鈍後、すなわち純化焼鈍後の冷却過程で生じる。このため、ベンド特性の改善には、粒界偏析型元素のスラブ段階の添加量ではなく、二次再結晶焼鈍（純化焼鈍）後に、上記した粒界偏析型元素を所定量、残留させることが重要となる。
このようなことから、次のような実験を行い、本発明を開発するに至った。以下、この実験について説明する。
実験１
質量％または質量ppmで、C：0.05％、Si：3.2％、Mn：0.09％、sol.Al：50ppm、N：30ppm、S：20ppm、O：14ppmを基本成分として含有する真空鋼塊に、Sn、Sb、Cr、P、Mo、Bの6元素のうちの3種または4種以上を種々の量で添加して鋼塊を溶製した。鋼塊は1150℃で加熱した後、熱間圧延を施し3.0mmの熱延板とした。これを1000℃で60秒間焼鈍した後、0.35mmまで圧延し、湿水素雰囲気で500〜700℃の温度域を90℃/sの平均昇温速度で820℃まで昇温し、そのまま820℃で120秒間均熱する一次再結晶焼鈍（脱炭焼鈍）を行なった。ついで、得られた脱炭焼鈍板に焼鈍分離剤としてMgOを主剤、MgSO4等を副剤として添加しスラリーとしたものを塗布、乾燥し、800℃〜900℃の温度域における滞留時間を30時間とし、1000℃以上ではH2雰囲気として最高到達温度：1200℃まで加熱し、この温度・雰囲気で10時間均熱して純化を行う二次再結晶焼鈍を行なった。この二次再結晶焼鈍後に得られた鋼板に、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塗布し、800℃程度で焼き付けて、絶縁被膜を形成した。ついで、得られた鋼板を、JIS C 2550に規定されたサイズに切り出し、70Nの張力をかけた状態で繰り返し直角に曲げ、鋼板に亀裂が生じるまでの回数を測定することによりベンド特性を評価した。測定は最大曲げ回数を10回として実施した。結果を表１に示す。なお、曲げ回数が10回時点においても亀裂が生じなかった場合には、繰り返し曲げ回数を「10以上」としている。
実験１
質量％または質量ppmで、C：0.05％、Si：3.2％、Mn：0.09％、sol.Al：50ppm、N：30ppm、S：20ppm、O：14ppmを基本成分として含有する真空鋼塊に、Sn、Sb、Cr、P、Mo、Bの6元素のうちの3種または4種以上を種々の量で添加して鋼塊を溶製した。鋼塊は1150℃で加熱した後、熱間圧延を施し3.0mmの熱延板とした。これを1000℃で60秒間焼鈍した後、0.35mmまで圧延し、湿水素雰囲気で500〜700℃の温度域を90℃/sの平均昇温速度で820℃まで昇温し、そのまま820℃で120秒間均熱する一次再結晶焼鈍（脱炭焼鈍）を行なった。ついで、得られた脱炭焼鈍板に焼鈍分離剤としてMgOを主剤、MgSO4等を副剤として添加しスラリーとしたものを塗布、乾燥し、800℃〜900℃の温度域における滞留時間を30時間とし、1000℃以上ではH2雰囲気として最高到達温度：1200℃まで加熱し、この温度・雰囲気で10時間均熱して純化を行う二次再結晶焼鈍を行なった。この二次再結晶焼鈍後に得られた鋼板に、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塗布し、800℃程度で焼き付けて、絶縁被膜を形成した。ついで、得られた鋼板を、JIS C 2550に規定されたサイズに切り出し、70Nの張力をかけた状態で繰り返し直角に曲げ、鋼板に亀裂が生じるまでの回数を測定することによりベンド特性を評価した。測定は最大曲げ回数を10回として実施した。結果を表１に示す。なお、曲げ回数が10回時点においても亀裂が生じなかった場合には、繰り返し曲げ回数を「10以上」としている。
また、二次再結晶焼鈍後に鋼中に残留する上記の粒界型偏析元素（Sn、Sb、Cr、P、MoおよびB）の含有量を測定した。なお、測定に際しては、鋼板表面の絶縁被膜およびフォルステライト被膜を除去した。この結果を表１に示す。
なお、鋼中のAl、Nはいずれも5ppm以下に純化されており、Sは4ppm以下に純化されていた。
さらに、鋼板の結晶粒界に析出する窒化珪素量を測定した。なお、この結晶粒界に析出する窒化珪素量は、鋼板の表面を研磨し、ナイタール腐食して、光学顕微鏡（倍率：100倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）で10視野以上観察し、各視野内で全粒界長さおよび粒界に析出した窒化珪素長さの合計（全粒界窒化珪素長さ）を測定し、（全粒界窒化珪素長さ）／（全粒界長さ）×100として算出した。この結果を表１に併記する。
なお、鋼中のAl、Nはいずれも5ppm以下に純化されており、Sは4ppm以下に純化されていた。
さらに、鋼板の結晶粒界に析出する窒化珪素量を測定した。なお、この結晶粒界に析出する窒化珪素量は、鋼板の表面を研磨し、ナイタール腐食して、光学顕微鏡（倍率：100倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）で10視野以上観察し、各視野内で全粒界長さおよび粒界に析出した窒化珪素長さの合計（全粒界窒化珪素長さ）を測定し、（全粒界窒化珪素長さ）／（全粒界長さ）×100として算出した。この結果を表１に併記する。
表１に示すように、Sn，Sb，Cr，P，MoおよびBのうちから選んだ3種以上を含有させ、これらの元素の含有量について、下記式(1)の範囲に制御することで、効果的にベンド特性が改善されることがわかる。
記
0.16 ≦ [％Sn] + [％Sb] + [％Cr] + 2×[％P] + [％Mo] + [％B]≦ 0.50・・・(1)
ここで、[％Sn]，[％Sb]，[％Cr]，[％P]，[％Mo]，[％B]は、それぞれSn，Sb，Cr，P，MoおよびBの鋼中含有量である。
なお、上記した式(1)において、2×[％P]、すなわちPが他元素に比べて2倍の効果があるのは、周期律表でPとSiが隣り合う元素であるため、Pの偏析がSiの粒界への拡散にも強く影響し、より効果的に窒化珪素の析出抑制に寄与するためではないかと、発明者らは考えている。
記
0.16 ≦ [％Sn] + [％Sb] + [％Cr] + 2×[％P] + [％Mo] + [％B]≦ 0.50・・・(1)
ここで、[％Sn]，[％Sb]，[％Cr]，[％P]，[％Mo]，[％B]は、それぞれSn，Sb，Cr，P，MoおよびBの鋼中含有量である。
なお、上記した式(1)において、2×[％P]、すなわちPが他元素に比べて2倍の効果があるのは、周期律表でPとSiが隣り合う元素であるため、Pの偏析がSiの粒界への拡散にも強く影響し、より効果的に窒化珪素の析出抑制に寄与するためではないかと、発明者らは考えている。
また、上述したように、所定の粒界偏析型元素（Sn，Sb，Cr，P，MoおよびB）を利用することで、窒化珪素の粒界への偏析が抑制されるため、二次再結晶焼鈍における高温かつH2雰囲気での純化が可能となり、これにより、少量でも磁気特性に影響を及ぼすAlやN、S、Seを極微量に低減することが可能となる。
さらに、窒化珪素の粒界への析出状態としては、結晶粒界に析出した窒化珪素を、全粒界長さに対する粒界に析出した窒化珪素長さの合計の比率で1.0％以下とすることが好ましく、これにより、より安定してベンド特性の改善が図ることが可能となる。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
さらに、窒化珪素の粒界への析出状態としては、結晶粒界に析出した窒化珪素を、全粒界長さに対する粒界に析出した窒化珪素長さの合計の比率で1.0％以下とすることが好ましく、これにより、より安定してベンド特性の改善が図ることが可能となる。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．鋼成分が、質量％または質量ppmで、C：0.005％以下、Si：2.0〜5.0％、Mn：0.01〜0.5％、sol.Al：10ppm以下、N：15ppm以下、ならびに、SおよびSeをそれぞれ10ppm以下で含有するとともに、Sn，Sb，Cr，P，MoおよびBのうちから選んだ３種以上を含有し、かつこれらの元素の含有量が下記式(1)の関係を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物の組成からなり、
ベンド試験における繰り返し曲げ回数が10回以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板。
記
0.16 ≦ [%Sn] + [%Sb] + [%Cr] + 2×[%P] + [%Mo] + [%B] ≦ 0.50・・・(1)
ここで、[%Sn]，[%Sb]，[%Cr]，[%P]，[%Mo]，[%B]は、それぞれSn，Sb，Cr，P，MoおよびBの鋼中含有量（質量％）である。
１．鋼成分が、質量％または質量ppmで、C：0.005％以下、Si：2.0〜5.0％、Mn：0.01〜0.5％、sol.Al：10ppm以下、N：15ppm以下、ならびに、SおよびSeをそれぞれ10ppm以下で含有するとともに、Sn，Sb，Cr，P，MoおよびBのうちから選んだ３種以上を含有し、かつこれらの元素の含有量が下記式(1)の関係を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物の組成からなり、
ベンド試験における繰り返し曲げ回数が10回以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板。
記
0.16 ≦ [%Sn] + [%Sb] + [%Cr] + 2×[%P] + [%Mo] + [%B] ≦ 0.50・・・(1)
ここで、[%Sn]，[%Sb]，[%Cr]，[%P]，[%Mo]，[%B]は、それぞれSn，Sb，Cr，P，MoおよびBの鋼中含有量（質量％）である。
２．前記鋼板の結晶粒界に析出した窒化珪素量について、全粒界長さに対する粒界に析出した窒化珪素長さの合計の比率が1.0％以下であることを特徴とする前記１に記載の方向性電磁鋼板。
３．前記鋼成分が、さらに質量％で、Ni：0.005〜1.50％、Cu：0.01〜0.50％、Nb：0.0005〜0.0100％、Ti：0.0005〜0.0100％およびBi：0.0005〜0.0100％のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１または２に記載の方向性電磁鋼板。
４．前記１または２に記載の方向性電磁鋼板を製造するための方法であって、
質量％または質量ppmで、C：0.10％以下、Si：2.0〜5.0％およびMn：0.01〜0.5％を含有するとともに、S，SeおよびOをそれぞれ50ppm未満、sol.Alを100ppm未満、Nを80ppm以下に抑制し、さらにSn：0.01〜0.50％、Sb：0.005〜0.50％、Cr：0.01〜1.50％、P：0.0050〜0.50％、Mo：0.01〜0.50％およびB：0.0001〜0.0100％のうちから選んだ３種以上を含有し、かつこれらの元素の含有量が下記式(2)の関係を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、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、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して冷延板とし、ついで一次再結晶焼鈍を行い、焼鈍分離剤を塗布した後、純化焼鈍を兼ねる二次再結晶焼鈍を行うものとし、
該焼鈍分離剤がMgOを主剤とする焼鈍分離剤であり、
該二次再結晶焼鈍において、少なくとも800〜900℃の温度域の平均昇温速度を5℃/時間以下とし、また1000℃以上1100℃未満の温度域における雰囲気のガス組成を、H2：10体積％以上とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
記
0.16 ≦ [%Sn] + [%Sb] + [%Cr] + 2×[%P] + [%Mo] + [%B] ・・・(2)
ここで、[%Sn]，[%Sb]，[%Cr]，[%P]，[%Mo]，[%B]は、それぞれSn，Sb，Cr，P，MoおよびBの鋼中含有量（質量％）である。
質量％または質量ppmで、C：0.10％以下、Si：2.0〜5.0％およびMn：0.01〜0.5％を含有するとともに、S，SeおよびOをそれぞれ50ppm未満、sol.Alを100ppm未満、Nを80ppm以下に抑制し、さらにSn：0.01〜0.50％、Sb：0.005〜0.50％、Cr：0.01〜1.50％、P：0.0050〜0.50％、Mo：0.01〜0.50％およびB：0.0001〜0.0100％のうちから選んだ３種以上を含有し、かつこれらの元素の含有量が下記式(2)の関係を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、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、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して冷延板とし、ついで一次再結晶焼鈍を行い、焼鈍分離剤を塗布した後、純化焼鈍を兼ねる二次再結晶焼鈍を行うものとし、
該焼鈍分離剤がMgOを主剤とする焼鈍分離剤であり、
該二次再結晶焼鈍において、少なくとも800〜900℃の温度域の平均昇温速度を5℃/時間以下とし、また1000℃以上1100℃未満の温度域における雰囲気のガス組成を、H2：10体積％以上とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
記
0.16 ≦ [%Sn] + [%Sb] + [%Cr] + 2×[%P] + [%Mo] + [%B] ・・・(2)
ここで、[%Sn]，[%Sb]，[%Cr]，[%P]，[%Mo]，[%B]は、それぞれSn，Sb，Cr，P，MoおよびBの鋼中含有量（質量％）である。
５．前記３に記載の方向性電磁鋼板を製造するための方法であって、
質量％または質量ppmで、C：0.10％以下、Si：2.0〜5.0％およびMn：0.01〜0.5％を含有するとともに、S，SeおよびOをそれぞれ50ppm未満、sol.Alを100ppm未満、Nを80ppm以下に抑制し、さらにSn：0.01〜0.50％、Sb：0.005〜0.50％、Cr：0.01〜1.50％、P：0.0050〜0.50％、Mo：0.01〜0.50％およびB：0.0001〜0.0100％のうちから選んだ３種以上を含有し、かつこれらの元素の含有量が下記式(2)の関係を満足し、さらにNi：0.005〜1.50％、Cu：0.01〜0.50％、Nb：0.0005〜0.0100％、Ti：0.0005〜0.0100％およびBi：0.0005〜0.0100％のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、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、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して冷延板とし、ついで一次再結晶焼鈍を行い、焼鈍分離剤を塗布した後、純化焼鈍を兼ねる二次再結晶焼鈍を行うものとし、
該焼鈍分離剤がMgOを主剤とする焼鈍分離剤であり、
該二次再結晶焼鈍において、少なくとも800〜900℃の温度域の平均昇温速度を5℃/時間以下とし、また1000℃以上1100℃未満の温度域における雰囲気のガス組成を、H2：10体積％以上とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
記
0.16 ≦ [%Sn] + [%Sb] + [%Cr] + 2×[%P] + [%Mo] + [%B] ・・・(2)
ここで、[%Sn]，[%Sb]，[%Cr]，[%P]，[%Mo]，[%B]は、それぞれSn，Sb，Cr，P，MoおよびBの鋼中含有量（質量％）である。
質量％または質量ppmで、C：0.10％以下、Si：2.0〜5.0％およびMn：0.01〜0.5％を含有するとともに、S，SeおよびOをそれぞれ50ppm未満、sol.Alを100ppm未満、Nを80ppm以下に抑制し、さらにSn：0.01〜0.50％、Sb：0.005〜0.50％、Cr：0.01〜1.50％、P：0.0050〜0.50％、Mo：0.01〜0.50％およびB：0.0001〜0.0100％のうちから選んだ３種以上を含有し、かつこれらの元素の含有量が下記式(2)の関係を満足し、さらにNi：0.005〜1.50％、Cu：0.01〜0.50％、Nb：0.0005〜0.0100％、Ti：0.0005〜0.0100％およびBi：0.0005〜0.0100％のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、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、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して冷延板とし、ついで一次再結晶焼鈍を行い、焼鈍分離剤を塗布した後、純化焼鈍を兼ねる二次再結晶焼鈍を行うものとし、
該焼鈍分離剤がMgOを主剤とする焼鈍分離剤であり、
該二次再結晶焼鈍において、少なくとも800〜900℃の温度域の平均昇温速度を5℃/時間以下とし、また1000℃以上1100℃未満の温度域における雰囲気のガス組成を、H2：10体積％以上とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
記
0.16 ≦ [%Sn] + [%Sb] + [%Cr] + 2×[%P] + [%Mo] + [%B] ・・・(2)
ここで、[%Sn]，[%Sb]，[%Cr]，[%P]，[%Mo]，[%B]は、それぞれSn，Sb，Cr，P，MoおよびBの鋼中含有量（質量％）である。
６．前記一次再結晶焼鈍において、少なくとも500〜700℃の温度域の平均昇温速度を50℃/s以上とすることを特徴とする前記４または５に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
７．前記一次再結晶焼鈍中、または前記一次再結晶焼鈍後、前記焼鈍分離剤を塗布する前に窒化処理を行うとともに、
前記鋼スラブがCr、Moおよび／またはBを含有する場合、これらの元素をそれぞれ、質量％で、Cr：0.01〜0.10％、Mo：0.01〜0.05％、B：0.0001〜0.001％とすることを特徴とする前記４〜６のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
前記鋼スラブがCr、Moおよび／またはBを含有する場合、これらの元素をそれぞれ、質量％で、Cr：0.01〜0.10％、Mo：0.01〜0.05％、B：0.0001〜0.001％とすることを特徴とする前記４〜６のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
本発明によれば、磁気特性を劣化させることなく、SおよびSeを低減した成分を用いて製造される方向性電磁鋼板で問題となるベンド特性の改善を図った方向性電磁鋼板を得ることができ、その工業的価値は極めて高い。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明の方向性電磁鋼板における鋼成分について説明する。なお、この鋼成分における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」および「質量ppm」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」および「ppm」で示す。
まず、本発明の方向性電磁鋼板における鋼成分について説明する。なお、この鋼成分における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」および「質量ppm」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」および「ppm」で示す。
本発明の方向性電磁鋼板の鋼成分は、C：0.005％以下、Si：2.0〜5.0％、Mn：0.01〜0.5％，sol.Al：10ppm以下、N：15ppm以下、ならびに、SおよびSeのうちから選んだ1種又は2種を10ppm以下で含有するとともに、Sn，Sb，Cr，P，MoおよびBのうちから選んだ3種以上を含有し、かつこれらの元素の含有量が下記式(1)の関係を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物の組成からなる。
記
0.16 ≦ [%Sn] + [%Sb] + [%Cr] + 2×[%P] + [%Mo] + [%B] ≦ 0.50・・・(1)
ここで、[％Sn]，[％Sb]，[％Cr]，[％P]，[％Mo]，[％B]は、それぞれSn，Sb，Cr，P，MoおよびBの鋼中含有量（質量％）である。
記
0.16 ≦ [%Sn] + [%Sb] + [%Cr] + 2×[%P] + [%Mo] + [%B] ≦ 0.50・・・(1)
ここで、[％Sn]，[％Sb]，[％Cr]，[％P]，[％Mo]，[％B]は、それぞれSn，Sb，Cr，P，MoおよびBの鋼中含有量（質量％）である。
そして、本発明の方向性電磁鋼板では、特に、Sn，Sb，Cr，P，MoおよびBのうちから選んだ3種以上を含有させ、これらの元素の含有量について、上記した式(1)の関係を満足させることが重要である。
というのは、これらの元素を一定量を超えて、特にSn、Sb、Cr、P、Moについては0.1％以上、Bは0.001％超含有させると、析出物の形成などにより、最終製品板での鉄損の劣化を招く場合があるが、これらの元素を3種以上それぞれ微量で複合添加することで、鉄損の劣化を招くことなく、窒化珪素の粒界析出を抑制してベンド特性の改善効果が得られるからである。
このため、本発明の方向性電磁鋼板では、Sn，Sb，Cr，P，MoおよびBのうちから選んだ3種以上を含有し、これらの元素の含有量について、（[%Sn] + [%Sb] + [%Cr] + 2×[%P] + [%Mo] + [%B]）を0.16質量％以上としたのである。
一方、（[%Sn] + [%Sb] + [%Cr] + 2×[%P] + [%Mo] + [%B]）が大きくなり過ぎると鉄損の劣化を招来するので、上限は0.50質量％以下とした。
というのは、これらの元素を一定量を超えて、特にSn、Sb、Cr、P、Moについては0.1％以上、Bは0.001％超含有させると、析出物の形成などにより、最終製品板での鉄損の劣化を招く場合があるが、これらの元素を3種以上それぞれ微量で複合添加することで、鉄損の劣化を招くことなく、窒化珪素の粒界析出を抑制してベンド特性の改善効果が得られるからである。
このため、本発明の方向性電磁鋼板では、Sn，Sb，Cr，P，MoおよびBのうちから選んだ3種以上を含有し、これらの元素の含有量について、（[%Sn] + [%Sb] + [%Cr] + 2×[%P] + [%Mo] + [%B]）を0.16質量％以上としたのである。
一方、（[%Sn] + [%Sb] + [%Cr] + 2×[%P] + [%Mo] + [%B]）が大きくなり過ぎると鉄損の劣化を招来するので、上限は0.50質量％以下とした。
このように、本発明の方向性電磁鋼板では、Sn，Sb，Cr，P，MoおよびBのうちから選んだ3種以上を含有させ、すなわち、二次再結晶焼鈍（純化焼鈍）後に残留させ、これらの元素の含有量について、上記した式(1)の関係を満足させることで、窒化珪素の粒界析出を抑制して、ベンド試験における繰り返し曲げ回数を10回以上とすることが可能となる。
また、本発明の方向性電磁鋼板は、上記したSn，Sb，Cr，P，MoおよびBの含有量を適正に制御すると同時に、sol.Al：10ppm以下、N：15ppm以下、ならびに、SおよびSeのうちから選んだ1種又は2種を10ppm以下に抑制することも重要である。というのは、AlやN、S、Seといった元素は、少量でも磁気特性に影響を及ぼすため、極力低減することが望ましいからである。好ましくはsol.Al：5ppm以下、N：5ppm以下、ならびに、SおよびSeがそれぞれ5ppm以下である。
以上、本発明の方向性電磁鋼板において、特に重要となる成分について説明した。なお、上記以外の成分については、後述する鋼スラブの成分組成において併せて説明する。
また、窒化珪素の粒界への析出状態としては、結晶粒界に析出する窒化珪素量を、全粒界長さに対する粒界に析出した窒化珪素長さの合計の比率で1.0％以下とすることが好ましく、これにより、より安定してベンド特性の改善が図られる。より好ましくは0.2％以下である。
なお、この結晶粒界に析出する窒化珪素量は、鋼板の表面を研磨し、ナイタール腐食して、光学顕微鏡（倍率：100倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）で10視野以上観察し、各視野内で、全粒界長さおよび粒界に析出した窒化珪素長さの合計（全粒界窒化珪素長さ）を測定し、（全粒界窒化珪素長さ）／（全粒界長さ）×100として、算出することができる。
なお、この結晶粒界に析出する窒化珪素量は、鋼板の表面を研磨し、ナイタール腐食して、光学顕微鏡（倍率：100倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）で10視野以上観察し、各視野内で、全粒界長さおよび粒界に析出した窒化珪素長さの合計（全粒界窒化珪素長さ）を測定し、（全粒界窒化珪素長さ）／（全粒界長さ）×100として、算出することができる。
次に、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法について、説明する。まず、鋼スラブの成分組成について説明する。
C：0.10％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、0.10％を超えるとかえって一次再結晶集合組織の劣化を招く。このため、C量は0.10％以下とする。また、磁気特性の観点から望ましいC量は、0.01〜0.07％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量を0.01％以下としてもよい。
また、最終製品板の鋼成分では、磁気時効を防止するため、C量を0.005％以下に低減することが必須である。
C：0.10％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、0.10％を超えるとかえって一次再結晶集合組織の劣化を招く。このため、C量は0.10％以下とする。また、磁気特性の観点から望ましいC量は、0.01〜0.07％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量を0.01％以下としてもよい。
また、最終製品板の鋼成分では、磁気時効を防止するため、C量を0.005％以下に低減することが必須である。
Si：2.0〜5.0％
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、5.0％を超えると冷間圧延性が著しく劣化する。このため、Si量は5.0％以下とする。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。なお、鉄損の観点から、Si量は2.5〜4.5％の範囲が好適である。
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、5.0％を超えると冷間圧延性が著しく劣化する。このため、Si量は5.0％以下とする。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。なお、鉄損の観点から、Si量は2.5〜4.5％の範囲が好適である。
Mn：0.01〜0.5％
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、0.01％未満では、こうした効果を得ることが出来ない。一方、Mn量が0.5％を超えると、一次再結晶集合組織が悪化して磁気特性の劣化を招く。このため、Mn量は0.01〜0.5％とする。
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、0.01％未満では、こうした効果を得ることが出来ない。一方、Mn量が0.5％を超えると、一次再結晶集合組織が悪化して磁気特性の劣化を招く。このため、Mn量は0.01〜0.5％とする。
S，SeおよびO：それぞれ50ppm未満
S，SeおよびO量がそれぞれ50ppm以上になると、インヒビターレス法で重要な一次再結晶組織の均一性を損なうことになる。この理由は、粗大な酸化物や、スラブ加熱によって粗大化したMnS，MnSeが一次再結晶焼鈍時の粒成長を部分的に抑制するためである。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。
S，SeおよびO量がそれぞれ50ppm以上になると、インヒビターレス法で重要な一次再結晶組織の均一性を損なうことになる。この理由は、粗大な酸化物や、スラブ加熱によって粗大化したMnS，MnSeが一次再結晶焼鈍時の粒成長を部分的に抑制するためである。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
Alは表面に緻密な酸化膜を形成し、脱炭を阻害することがある。このため、Alはsol.Al量で100 ppm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り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を見込めるため、100ppm未満の範囲で添加することにより磁性劣化を抑制できる。
Alは表面に緻密な酸化膜を形成し、脱炭を阻害することがある。このため、Alはsol.Al量で100 ppm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り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を見込めるため、100ppm未満の範囲で添加することにより磁性劣化を抑制できる。
N：80ppm以下
Nについては、インヒビターとしての作用を防止し、二次再結晶を困難にする。また、Nが過剰に存在する場合、窒化珪素が形成され、冷間圧延時、割れの基点となることがある。このため、N量は80ppm以下にする。
Nについては、インヒビターとしての作用を防止し、二次再結晶を困難にする。また、Nが過剰に存在する場合、窒化珪素が形成され、冷間圧延時、割れの基点となることがある。このため、N量は80ppm以下にする。
また、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法で用いる鋼スラブでは、最終製品板の鋼成分において、上記した式(1)の範囲を満足させるため、Sn，Sb，Cr，P，MoおよびBのうちから選んだ3種以上を以下の範囲で含有させることが必要である。
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。しかし、Snが0.50％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化する。したがって、Sn量は0.01〜0.50％の範囲とする。好ましくは0.05〜0.15％の範囲である。
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。しかし、Snが0.50％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化する。したがって、Sn量は0.01〜0.50％の範囲とする。好ましくは0.05〜0.15％の範囲である。
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、そのために0.005％以上含有させることが好ましい。しかし、Sbが0.50％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化する。したがって、Sb量は0.005〜0.50％の範囲とする。好ましくは0.02〜0.15％の範囲である。
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、そのために0.005％以上含有させることが好ましい。しかし、Sbが0.50％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化する。したがって、Sb量は0.005〜0.50％の範囲とする。好ましくは0.02〜0.15％の範囲である。
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。しかし、Cr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。このため、Cr量は0.01〜1.50 ％の範囲とする。好ましくは0.03〜0.15％の範囲である。
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。しかし、Cr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。このため、Cr量は0.01〜1.50 ％の範囲とする。好ましくは0.03〜0.15％の範囲である。
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。しかし、P量が0.50％を超えると冷間圧延性が劣化する。このため、P量は0.0050〜0.50％の範囲とする。好ましくは0.03〜0.15％の範囲である。
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。しかし、P量が0.50％を超えると冷間圧延性が劣化する。このため、P量は0.0050〜0.50％の範囲とする。好ましくは0.03〜0.15％の範囲である。
Mo：0.01〜0.50％
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。Mo量が0.01％未満ではヘゲ抑制の効果は小さく、また0.50％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板にまで多量にMoが残留する可能性があり、この場合には、鉄損劣化を引き起こす。このため、Mo量は0.01〜0.50％の範囲とする。好ましくは0.02〜0.15％の範囲である。
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。Mo量が0.01％未満ではヘゲ抑制の効果は小さく、また0.50％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板にまで多量にMoが残留する可能性があり、この場合には、鉄損劣化を引き起こす。このため、Mo量は0.01〜0.50％の範囲とする。好ましくは0.02〜0.15％の範囲である。
B：0.0001〜0.0050％
Bは鋼中の窒素と結びつき析出物を形成したり、自身が偏析するなどしたりして、若干ながらも粒成長を抑制し、二次再結晶を安定化させる効果を有する場合がある。B量が0.0001％未満ではこのような効果が十分でなく、また0.0050％超えると、形成した析出物が純化後にも過剰に残留し、磁気特性を劣化させる原因となる。このため、B量は0.0001〜0.0050％の範囲とする。好ましくは0.0003〜0.0030％の範囲である。
Bは鋼中の窒素と結びつき析出物を形成したり、自身が偏析するなどしたりして、若干ながらも粒成長を抑制し、二次再結晶を安定化させる効果を有する場合がある。B量が0.0001％未満ではこのような効果が十分でなく、また0.0050％超えると、形成した析出物が純化後にも過剰に残留し、磁気特性を劣化させる原因となる。このため、B量は0.0001〜0.0050％の範囲とする。好ましくは0.0003〜0.0030％の範囲である。
このように、鋼スラブでは、Sn，Sb，Cr，P，MoおよびBうちから選んだ3種以上を上記の範囲で含有させるが、最終製品板の鋼成分では、Sn，Sb，Cr，P，MoおよびBの含有量について、上記した式(1)の範囲を満足させることが必要である。
この点、例えば、焼鈍分離剤としてMgOを主剤とする焼鈍分離剤を使用して鋼板表面にフォルステライト被膜を形成させる場合には、鋼スラブについて、Sn，Sb，Cr，P，MoおよびBうちから選んだ3種以上を上記の範囲で含有させるともに、これらの含有量について、以下の式(2)を満足するように制御し、同時に、後述する二次再結晶焼鈍条件、さらには一次再結晶焼鈍条件を適正に制御することで、最終製品板において、上記した式(1)の範囲を満足させることが可能となる。
0.16 ≦ [%Sn] + [%Sb] + [%Cr] + 2×[%P] + [%Mo] + [%B] ・・・(2)
ここで、[%Sn]，[%Sb]，[%Cr]，[%P]，[%Mo]，[%B]は、それぞれSn，Sb，Cr，P，MoおよびBの鋼中含有量（質量％）である。
この点、例えば、焼鈍分離剤としてMgOを主剤とする焼鈍分離剤を使用して鋼板表面にフォルステライト被膜を形成させる場合には、鋼スラブについて、Sn，Sb，Cr，P，MoおよびBうちから選んだ3種以上を上記の範囲で含有させるともに、これらの含有量について、以下の式(2)を満足するように制御し、同時に、後述する二次再結晶焼鈍条件、さらには一次再結晶焼鈍条件を適正に制御することで、最終製品板において、上記した式(1)の範囲を満足させることが可能となる。
0.16 ≦ [%Sn] + [%Sb] + [%Cr] + 2×[%P] + [%Mo] + [%B] ・・・(2)
ここで、[%Sn]，[%Sb]，[%Cr]，[%P]，[%Mo]，[%B]は、それぞれSn，Sb，Cr，P，MoおよびBの鋼中含有量（質量％）である。
以上、基本成分について説明したが、工業的により安定して磁気特性を改善する目的で、必要に応じて、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ni：0.005〜1.5％
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。しかし、Ni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。このため、Niは0.005〜1.5％の範囲で含有させることが望ましい。
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。しかし、Ni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。このため、Niは0.005〜1.5％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。しかし、Cuが0.50％を超えて含有されると、熱間圧延性の劣化を招く。このため、Cuは0.01〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。
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。しかし、Cuが0.50％を超えて含有されると、熱間圧延性の劣化を招く。このため、Cuは0.01〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。
Nb：0.0005〜0.0100％
NbはMo同様、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。Nb量が0.0005％未満ではヘゲ抑制の効果が小さく、また0.0100％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板まで多量に残留する可能性があり、この場合には、鉄損劣化を引き起こす。このため、Nbは0.0005〜0.0100％の範囲で含有させることが望ましい。
NbはMo同様、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。Nb量が0.0005％未満ではヘゲ抑制の効果が小さく、また0.0100％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板まで多量に残留する可能性があり、この場合には、鉄損劣化を引き起こす。このため、Nbは0.0005〜0.0100％の範囲で含有させることが望ましい。
Ti：0.0005〜0.0100％、Bi：0.0005〜0.0100％
これらの元素は、補助的なインヒビターとして機能し、二次再結晶を安定化させる効果を有する場合がある。これらの元素はそれぞれ0.0005％未満では、補助インヒビターとしての効果が小さく、また0.0100％を超えると、形成した析出物が純化後にも残留し、磁気特性劣化の原因となったり、粒界を脆化させ、ベンド特性を劣化させたりする場合がある。このため、TiおよびBiはそれぞれ、0.0005〜0.0100％の範囲で含有させることが望ましい。
これらの元素は、補助的なインヒビターとして機能し、二次再結晶を安定化させる効果を有する場合がある。これらの元素はそれぞれ0.0005％未満では、補助インヒビターとしての効果が小さく、また0.0100％を超えると、形成した析出物が純化後にも残留し、磁気特性劣化の原因となったり、粒界を脆化させ、ベンド特性を劣化させたりする場合がある。このため、TiおよびBiはそれぞれ、0.0005〜0.0100％の範囲で含有させることが望ましい。
上記以外の成分はFeおよび不可避的不純物である。
そして、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法では、上記の成分組成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。ここでは、スラブ中に強固なインヒビター成分を含有しない成分系を用いるため、熱間圧延前のスラブ加熱の際には、その温度を1300℃以下に抑えることが、熱延時に生成するスケール量を低減する上で特に有効である。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。
ついで、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。熱延板焼鈍を行なう場合は、ゴス組織を製品板において高度に発達させるために、熱延板焼鈍温度を800〜1100℃の範囲とすることが好ましい。熱延板焼鈍温度が800℃未満では熱延時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る結果、二次再結晶の発達が阻害される。一方、熱延板焼鈍温度が1100℃を超えると、強固なインヒビターを有しないが故に、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化しすぎ、これが整粒の一次再結晶組織を実現する上で不利に働く。
その後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して冷延板とする。上記の冷間圧延において、圧延温度を100〜250℃に上昇させて圧延を行うことや、冷間圧延の途中で100〜250℃の範囲での時効処理を１回または複数回行うことは、ゴス組織を発達させる上で有効である。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。
得られた冷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ても良い。
また、一次再結晶焼鈍に際しては、500〜700℃の温度域の平均昇温速度を50℃/s以上とすることが好ましい。
特許文献８に記載されるように、鋼スラブにSやSeといったインヒビター成分が含まれる場合には、上記の温度域における昇温速度を早めることで、Goss方位の存在量を高められ、二次再結晶後の結晶粒径を低減し、これにより、鉄損特性が改善されることが知られている。この点、上記の温度域が冷間圧延後の組織の回復に相当する温度域にあたるため、急熱し、回復現象を抑制して再結晶させることで、このような効果が得られるものと考えられる。
しかし、ここでは、全く異なる効果、すなわち、サブスケールのSiO2形状を変化させ、フォルステライト被膜形成挙動を介して、上記した６つの粒界偏析型元素（Sn，Sb，Cr，P，MoおよびB）のうち、B以外を鋼中に留める効果が得られる。
特許文献８に記載されるように、鋼スラブにSやSeといったインヒビター成分が含まれる場合には、上記の温度域における昇温速度を早めることで、Goss方位の存在量を高められ、二次再結晶後の結晶粒径を低減し、これにより、鉄損特性が改善されることが知られている。この点、上記の温度域が冷間圧延後の組織の回復に相当する温度域にあたるため、急熱し、回復現象を抑制して再結晶させることで、このような効果が得られるものと考えられる。
しかし、ここでは、全く異なる効果、すなわち、サブスケールのSiO2形状を変化させ、フォルステライト被膜形成挙動を介して、上記した６つの粒界偏析型元素（Sn，Sb，Cr，P，MoおよびB）のうち、B以外を鋼中に留める効果が得られる。
一次再結晶焼鈍は、一般的に、湿水素雰囲気で行われる。これは、一次再結晶させるとともに脱炭を促し、またサブスケールと呼ばれるSiO2層を鋼板表面に形成させるためである。SiO2は、MgOを主剤とする焼鈍分離剤を使用する場合、MgOと反応し、Mg2SiO4（フォルステライト）を形成するが、SiO2の形状や量は、フォルステライト被膜の反応性や膜厚などに影響される。通常、転位の残留する回復組織で酸化が生じる場合、酸素の拡散は転位に沿って生じやすく、形成されるSiO2も転位に沿った形を形成しやすい。一方、再結晶したあとに酸素の拡散が生じると、結晶の稠密面に沿って拡散するが、この場合SiO2が形成されるサブスケール層は厚くなりやすく、またSiO2の形状も球状に近く、比較的反応性の高い状態となる。加えて、鋼中の酸素含有量も高くなりやすい。
一方、鋼の純化は、気相放出またはフォルステライト被膜中への濃化という形で生じる。このため、フォルステライト被膜形成温度が変化すると、純化挙動にも影響が生じる。当然ながら、フォルステライト被膜によって鋼板が覆われる前の段階のほうが、気相への放出は進みやすい。この点、上記した６つの粒界偏析型元素（Sn，Sb，Cr，P，MoおよびB）のうち、B以外の元素は置換型元素であるため、拡散速度が遅く、純化が進みにくい。よって、フォルステライト被膜形成がより低温から生じた場合、特に拡散速度の低いこれらの元素は、気相への放出が進みにくくなる。また、フォルステライト被膜への濃化は、フォルステライト被膜形成とともに行われる必要があるが、低温でフォルステライト被膜の形成が進むと、やはりフォルステライト被膜まで拡散することができず、被膜への濃化も進みにくくなる。
これに対し、微量でも残留すると析出物を形成し、磁気特性劣化を招くNやCは浸入型元素であるため、拡散速度が速い。さらに、元々気体になりやすいため、気相放出が進みやすい。すなわち、フォルステライト被膜形成温度を適正に制御することにより、NやC以外の上記した必要元素のみを鋼中に留めやすい状態を作り上げることが可能である。
これに対し、微量でも残留すると析出物を形成し、磁気特性劣化を招くNやCは浸入型元素であるため、拡散速度が速い。さらに、元々気体になりやすいため、気相放出が進みやすい。すなわち、フォルステライト被膜形成温度を適正に制御することにより、NやC以外の上記した必要元素のみを鋼中に留めやすい状態を作り上げることが可能である。
このように、上記の成分組成に調整した鋼スラブを用いるともに、MgOを主剤とする焼鈍分離剤を使用して、フォルステライトを形成する場合、500〜700℃の温度域の平均昇温速度を50℃/s以上とする、さらには後述する二次再結晶焼鈍条件を適正に制御することで、サブスケールのSiO2形状を変化させ、フォルステライト被膜形成挙動を介して、上記した６つの粒界偏析型元素（Sn，Sb，Cr，P，MoおよびB）のうち、B以外を鋼中に留めることが可能となり、これにより、Sn，Sb，Cr，P，MoおよびBの含有量を(1)式の範囲に制御することが可能となる。
このため、一次再結晶焼鈍ににおける500〜700℃の温度域の平均昇温速度は50℃/s以上とすることが好ましい。より好ましくは100℃/s以上である。なお、この平均昇温速度の上限については特に限定されるものではないが、通常200℃/s程度である。
このため、一次再結晶焼鈍ににおける500〜700℃の温度域の平均昇温速度は50℃/s以上とすることが好ましい。より好ましくは100℃/s以上である。なお、この平均昇温速度の上限については特に限定されるものではないが、通常200℃/s程度である。
さらに、一次再結晶焼鈍中、または焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布する前に窒化処理を行なうことができる。インヒビター成分をほとんど含有しない成分系においても、特許文献９に開示されるように、窒化処理を行なうことで二次再結晶を安定化させることができる。但し、窒化は鋼中成分自体に影響をもたらし、窒化物形成元素の純化後の残留を助長するため、窒化を実施するためには必要な条件が存在する。
ここで、上記した６つの粒界偏析型元素（Sn，Sb，Cr，P，MoおよびB）のうち、B、MoおよびCrは、窒素と結びつき、高温まで安定に存在しやすい窒化物を形成する。実際、鋼スラブ中に、B：0.001質量％、Mo：0.05質量％、Cr：0.10質量％を超える範囲で含有させる場合は、窒化は行なうべきではない。というのは、この場合に窒化を行なうと、純化後の最終製品板にもこれらの元素がそのまま残留し、磁気特性の劣化を招くおそれがあるからである。
ここで、上記した６つの粒界偏析型元素（Sn，Sb，Cr，P，MoおよびB）のうち、B、MoおよびCrは、窒素と結びつき、高温まで安定に存在しやすい窒化物を形成する。実際、鋼スラブ中に、B：0.001質量％、Mo：0.05質量％、Cr：0.10質量％を超える範囲で含有させる場合は、窒化は行なうべきではない。というのは、この場合に窒化を行なうと、純化後の最終製品板にもこれらの元素がそのまま残留し、磁気特性の劣化を招くおそれがあるからである。
ここに、窒化処理方法については、特に限定されず、例えば、コイル形態のままNH3雰囲気やガスを用いてガス窒化を行ってもよいし、走行するストリップに対して連続的なガス窒化を行ってもよい。また、ガス窒化に比べて窒化能の高い塩浴窒化を利用することも可能である。ここに、塩浴窒化を利用する場合の塩浴としては、シアン酸塩を主成分とする塩浴が好適である。なお、窒化温度および窒化時間については、ガス窒化の場合には500〜1000℃で20〜600秒程度、塩浴窒化の場合には300〜600℃で20〜600秒程度とすることが好適である。
そして、一次再結晶焼鈍後、または窒化処理後、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布する。ここで、上記したフォルステライト被膜形成挙動を介して、粒界偏析型元素であるSn，Sb，Cr，PおよびMoを鋼中に留めさせる効果を得るには、焼鈍分離剤の主剤をマグネシア（MgO）とする必要がある。なお、焼鈍分離剤中には特許文献６や特許文献７に記載される化合物（Sr化合物、Ca化合物、Ba化合物、Ti系化合物等）の添加は必要ではないが、フォルステライト被膜形成に優位に働く範囲において、適宜利用することができる。
また、特定の焼鈍分離助剤は、フォルステライト被膜の形成速度を変える結果、上述のメカニズムと同じように鋼の純化に影響を与える。二次再結晶焼鈍条件については後述するが、SiO2からオリビンが形成される500℃以上1000℃以下の温度域で、ある程度の酸化性を与えることで、フォルステライト被膜形成を促進することが出来る。例えば、硫酸根を有する焼鈍分離助剤を添加した場合、700℃程度で分解し、酸化性を高めることが可能となるため、硫酸根を有する焼鈍分離助剤の添加は、適正な温度域で効果的に雰囲気酸化性を高めることが出来る。比較的少量でもこの効果は得られるが、MgO：100質量部に対して、1質量部未満では効果が小さい。一方、30質量部を超えて添加した場合には、酸化性が高くなりすぎ、フォルステライト被膜が過剰に厚くなるため、形成されたフォルステライト被膜の曲げ剥離特性が低下する。また、逆に一部化合物では、焼鈍中に分解、あるいは還元されることにより、純金属となり鋼中へ浸入する場合もある。窒化珪素の粒界への析出は純化焼鈍後、冷却時に生じるものであるので、それまでに鋼中に浸入させることでもベンド特性改善に有効に機能する。比較的還元や分解が生じやすく、浸入させやすい元素としてはSnやSbが挙げられ、これらの化合物を用いるのが好適である。
これに引き続き、純化焼鈍を兼ねる二次再結晶焼鈍を行う。
二次再結晶焼鈍では、より低温でのフォルステライト被膜の形成促進による、粒界偏析型元素の純化を抑制する観点から、800〜900℃の温度域での平均昇温速度を5℃/時間以下とすることが好ましい。
すなわち、この温度域では、置換型元素であるSn，Sb，Cr，PおよびMoの拡散速度が低い一方、SiO2からオリビンへの反応が進行するため、この温度域での平均昇温速度を5℃/時間以下として、この温度域で長時間保持（具体的には20時間以上保持）することにで、サブスケールのSiO2形状を変化させることが可能となり、その結果、フォルステライト被膜形成挙動を介して、Sn，Sb，Cr，PおよびMoが鋼中に留まり易くなる。好ましくは3℃/時間以下である。なお、この温度域での平均昇温速度の下限は特に限定されるものではないが、生産性の面からは1℃/時間以上とすることが好ましい。
二次再結晶焼鈍では、より低温でのフォルステライト被膜の形成促進による、粒界偏析型元素の純化を抑制する観点から、800〜900℃の温度域での平均昇温速度を5℃/時間以下とすることが好ましい。
すなわち、この温度域では、置換型元素であるSn，Sb，Cr，PおよびMoの拡散速度が低い一方、SiO2からオリビンへの反応が進行するため、この温度域での平均昇温速度を5℃/時間以下として、この温度域で長時間保持（具体的には20時間以上保持）することにで、サブスケールのSiO2形状を変化させることが可能となり、その結果、フォルステライト被膜形成挙動を介して、Sn，Sb，Cr，PおよびMoが鋼中に留まり易くなる。好ましくは3℃/時間以下である。なお、この温度域での平均昇温速度の下限は特に限定されるものではないが、生産性の面からは1℃/時間以上とすることが好ましい。
また、二次再結晶焼鈍では、1000℃以上1100℃未満の温度域における雰囲気のガス組成を、H2：10体積％以上とすることが好ましい。
すなわち、この温度域において、H2ガスはフォルステライト被膜形成に有利に作用し、特に、その濃度を10体積％以上とすることで、上記したフォルステライト被膜形成挙動を介したSn，Sb，Cr，PおよびMoを鋼中に留める効果が得られる。より好ましくはH2：
25体積％以上である。なお、H2ガス以外に含まれるガスとしては、N2やArなどが挙げられるが、H2を100体積％としてもよい。
すなわち、この温度域において、H2ガスはフォルステライト被膜形成に有利に作用し、特に、その濃度を10体積％以上とすることで、上記したフォルステライト被膜形成挙動を介したSn，Sb，Cr，PおよびMoを鋼中に留める効果が得られる。より好ましくはH2：
25体積％以上である。なお、H2ガス以外に含まれるガスとしては、N2やArなどが挙げられるが、H2を100体積％としてもよい。
さらに、二次再結晶焼鈍における純化温度は1180℃を超える温度とし、さらに純化の際のガス雰囲気をH2ガス雰囲気、具体的には、H2を10体積％以上とすることで、極微量でも磁気特性に有害に働くCやN、さらにはAlやS、Seといった成分の徹底した純化が可能となる。
なお、純化時間は特に制限されるものではないが、通常、2〜20時間程度である。
なお、純化時間は特に制限されるものではないが、通常、2〜20時間程度である。
また、従来、SやSeを低減した成分を用いて方向性電磁鋼板を製造する場合には、高温での雰囲気をH2ガスのような還元雰囲気とすると、酸化した粒界が還元され、これが、粒界に窒化珪素が析出する起点として作用するため、ベンド特性を劣化させていた。
この点、本発明では、粒界偏析型元素（Sn，Sb，Cr，P，MoおよびB）を利用することにより、窒化珪素の粒界への偏析を抑制しているため、従来、SやSeを抑制した成分系においてはベンド特性の劣化を誘発するために適用できなかった高温でのH2雰囲気での純化焼鈍が可能となり、より徹底した純化が可能となる。
この結果、最終製品板における鋼成分のAlやN、S、Seといった元素は、Alは10ppm以下、Nは15ppm以下、SおよびSeについてはその合計量を10ppm以下にまで低減することが可能となる。なお、これらAl、N、SおよびSeの4元素については、気相への放出とともに、一部はフォルステライト被膜中への濃化も生じるため、フォルステライト被膜をつけたままで分析した場合は、Alが50ppm以下、Nの場合は100ppm以下、SおよびSeの合計量は50ppm以下となる。
この点、本発明では、粒界偏析型元素（Sn，Sb，Cr，P，MoおよびB）を利用することにより、窒化珪素の粒界への偏析を抑制しているため、従来、SやSeを抑制した成分系においてはベンド特性の劣化を誘発するために適用できなかった高温でのH2雰囲気での純化焼鈍が可能となり、より徹底した純化が可能となる。
この結果、最終製品板における鋼成分のAlやN、S、Seといった元素は、Alは10ppm以下、Nは15ppm以下、SおよびSeについてはその合計量を10ppm以下にまで低減することが可能となる。なお、これらAl、N、SおよびSeの4元素については、気相への放出とともに、一部はフォルステライト被膜中への濃化も生じるため、フォルステライト被膜をつけたままで分析した場合は、Alが50ppm以下、Nの場合は100ppm以下、SおよびSeの合計量は50ppm以下となる。
なお、純化温度を1100℃程度にまで低下させたり、雰囲気をAr雰囲気などとすると、純化が十分ではなく、純化後（二次再結晶焼鈍後）に得られる最終製品板の鋼成分について、sol.Al：10ppm以下、N：15ppm以下、SおよびSeの合計量を10ppm以下にまで低減することができなくなる。
本発明の方向性電磁鋼板は、上述したように、Sn，Sb，Cr，P，MoおよびBの含有量を適正に制御すると同時に、sol.Al：10ppm以下、N：15ppm以下、SおよびSeの合計量を10ppm以下に抑制することが重要である。
本発明の方向性電磁鋼板は、上述したように、Sn，Sb，Cr，P，MoおよびBの含有量を適正に制御すると同時に、sol.Al：10ppm以下、N：15ppm以下、SおよびSeの合計量を10ppm以下に抑制することが重要である。
上記の二次再結晶焼鈍後、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。
また、平坦化焼鈍により、鋼板の形状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。
（実施例１）
質量％または質量ppmで、C：0.06％、Si：3.25％、Mn：0.06％、sol.Al：30〜90ppm、N：30〜50ppm、S：10〜25ppm、Se：0〜15ppm、O：8〜18ppmを基本成分として含有する真空鋼塊に、表２に示すように、Sn、Sb、Cr、P、Mo、Bの6元素のうちの2種または3種以上を添加した。また、一部については、Ni、Cu、Nb、Ti、Biを添加した鋼塊を溶製した。鋼塊は1200℃で加熱した後、熱間圧延を施し2.5mmの熱延板とした。これを1020℃で30秒間焼鈍した後、0.30mmまで圧延した。ついで、湿水素雰囲気で、500〜700℃の温度域の平均昇温速度：120℃/s、焼鈍温度：850℃、焼鈍時間：60秒とする一次再結晶焼鈍（脱炭焼鈍）を行なった。得られた脱炭焼鈍板に、焼鈍分離剤としてMgOを主剤とし、また表１の薬剤を副剤として添加しスラリーとしたものを塗布、乾燥し、800〜900℃の温度域において、雰囲気をN2雰囲気として30時間以上滞留させ、ついで、雰囲気をH2雰囲気に変更した後、1200℃まで加熱し、H2雰囲気のままこの温度で均熱時間を10時間とする二次再結晶焼鈍を行なった。なお、比較のため、No.5では、二次再結晶焼鈍における800〜900℃の温度域における滞留時間を10時間とした。さらに続いて、リン酸塩系の絶縁張力コーティングを鋼板の表面に塗布し、焼付けた。
かくして得られた鋼板から、エプスタイン試験片を採取し、磁束密度Ｂ8を評価した。
また得られた鋼板を、JIS C 2553に規定されたサイズに切り出し、70Nの張力をかけた状態で繰り返し直角に曲げ、鋼板に亀裂が生じるまでの回数を測定することにより、ベンド特性を評価した。測定は最大曲げ回数を10回として実施した。結果を表２に示す。なお、曲げ回数が10回時点においても亀裂が生じなかった場合には、繰り返し曲げ回数を「10以上」としている。
また、鋼板表面の絶縁被膜およびフォルステライト被膜を除去した後、鋼中における微量元素の含有量を測定した。これらの結果を表２に併記する。ここで、鋼中における微量元素の含有量の測定は、原子吸光分析法により行った。なお、C量はいずれも0.003質量％以下に低減され、Si量およびMn量はいずれも鋼スラブでの含有量と同程度であった。
さらに、得られた鋼板の表面を研磨し、ナイタール腐食して、光学顕微鏡（倍率：100倍）で１０視野観察し、各視野内で、全粒界長さおよび粒界に析出した窒化珪素長さの合計（全粒界窒化珪素長さ）を測定し、（全粒界窒化珪素長さ）／（全粒界長さ）×100として、全粒界長さに対する粒界に析出した窒化珪素長さの合計の比率を算出した。
この結果を表２に併記する。
質量％または質量ppmで、C：0.06％、Si：3.25％、Mn：0.06％、sol.Al：30〜90ppm、N：30〜50ppm、S：10〜25ppm、Se：0〜15ppm、O：8〜18ppmを基本成分として含有する真空鋼塊に、表２に示すように、Sn、Sb、Cr、P、Mo、Bの6元素のうちの2種または3種以上を添加した。また、一部については、Ni、Cu、Nb、Ti、Biを添加した鋼塊を溶製した。鋼塊は1200℃で加熱した後、熱間圧延を施し2.5mmの熱延板とした。これを1020℃で30秒間焼鈍した後、0.30mmまで圧延した。ついで、湿水素雰囲気で、500〜700℃の温度域の平均昇温速度：120℃/s、焼鈍温度：850℃、焼鈍時間：60秒とする一次再結晶焼鈍（脱炭焼鈍）を行なった。得られた脱炭焼鈍板に、焼鈍分離剤としてMgOを主剤とし、また表１の薬剤を副剤として添加しスラリーとしたものを塗布、乾燥し、800〜900℃の温度域において、雰囲気をN2雰囲気として30時間以上滞留させ、ついで、雰囲気をH2雰囲気に変更した後、1200℃まで加熱し、H2雰囲気のままこの温度で均熱時間を10時間とする二次再結晶焼鈍を行なった。なお、比較のため、No.5では、二次再結晶焼鈍における800〜900℃の温度域における滞留時間を10時間とした。さらに続いて、リン酸塩系の絶縁張力コーティングを鋼板の表面に塗布し、焼付けた。
かくして得られた鋼板から、エプスタイン試験片を採取し、磁束密度Ｂ8を評価した。
また得られた鋼板を、JIS C 2553に規定されたサイズに切り出し、70Nの張力をかけた状態で繰り返し直角に曲げ、鋼板に亀裂が生じるまでの回数を測定することにより、ベンド特性を評価した。測定は最大曲げ回数を10回として実施した。結果を表２に示す。なお、曲げ回数が10回時点においても亀裂が生じなかった場合には、繰り返し曲げ回数を「10以上」としている。
また、鋼板表面の絶縁被膜およびフォルステライト被膜を除去した後、鋼中における微量元素の含有量を測定した。これらの結果を表２に併記する。ここで、鋼中における微量元素の含有量の測定は、原子吸光分析法により行った。なお、C量はいずれも0.003質量％以下に低減され、Si量およびMn量はいずれも鋼スラブでの含有量と同程度であった。
さらに、得られた鋼板の表面を研磨し、ナイタール腐食して、光学顕微鏡（倍率：100倍）で１０視野観察し、各視野内で、全粒界長さおよび粒界に析出した窒化珪素長さの合計（全粒界窒化珪素長さ）を測定し、（全粒界窒化珪素長さ）／（全粒界長さ）×100として、全粒界長さに対する粒界に析出した窒化珪素長さの合計の比率を算出した。
この結果を表２に併記する。
表２に示すように、発明例では比較例に比べ、ベンド特性が大幅に改善していることがわかる。
（実施例２）
質量％または質量ppmで、C：0.04％、Si：3.11％、Mn：0.03％、sol.Al：50ppm、N：38ppm、S：21ppm、O：9ppm、Sb：0.053％、Cr：0.052％、P：0.056％を含有する珪素鋼板スラブを1200℃で50分間加熱後、熱間圧延して2.2 mmの板厚の熱延板とし、1000℃で40秒間の焼鈍を施した。その後、冷間圧延により板厚を1.7mmとし、1100℃×１分間の中間焼鈍を施し、以下に示す冷間圧延により0.23mmの最終板厚とした。ついで、PH2O/PH2＝0.3の雰囲気下で、500〜700℃の温度域の平均昇温速度：150℃/s、焼鈍温度：820℃、焼鈍時間：2分間として一次再結晶焼鈍（脱炭焼鈍）を行なった。その後、NH3、H2、N2混合雰囲気下で窒化処理を行ない、鋼中N量を260ppmまで増量させた後、MgOを主成分とし、Mg(OH)2を3％添加した焼鈍分離剤を水と混ぜてスラリー状としたものを塗布した後、コイルに巻き取り、800〜900℃の温度域において、雰囲気をN2雰囲気として30時間滞留させ、ついで、雰囲気をH2雰囲気に変更した後、1220℃まで加熱し、H2雰囲気のまま、この温度で均熱時間を20時間とする二次再結晶焼鈍を行なった。続いて、リン酸塩系の絶縁張力コーティングを鋼板の表面に塗布、焼付けし、鋼帯の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施して最終製品板とした。
質量％または質量ppmで、C：0.04％、Si：3.11％、Mn：0.03％、sol.Al：50ppm、N：38ppm、S：21ppm、O：9ppm、Sb：0.053％、Cr：0.052％、P：0.056％を含有する珪素鋼板スラブを1200℃で50分間加熱後、熱間圧延して2.2 mmの板厚の熱延板とし、1000℃で40秒間の焼鈍を施した。その後、冷間圧延により板厚を1.7mmとし、1100℃×１分間の中間焼鈍を施し、以下に示す冷間圧延により0.23mmの最終板厚とした。ついで、PH2O/PH2＝0.3の雰囲気下で、500〜700℃の温度域の平均昇温速度：150℃/s、焼鈍温度：820℃、焼鈍時間：2分間として一次再結晶焼鈍（脱炭焼鈍）を行なった。その後、NH3、H2、N2混合雰囲気下で窒化処理を行ない、鋼中N量を260ppmまで増量させた後、MgOを主成分とし、Mg(OH)2を3％添加した焼鈍分離剤を水と混ぜてスラリー状としたものを塗布した後、コイルに巻き取り、800〜900℃の温度域において、雰囲気をN2雰囲気として30時間滞留させ、ついで、雰囲気をH2雰囲気に変更した後、1220℃まで加熱し、H2雰囲気のまま、この温度で均熱時間を20時間とする二次再結晶焼鈍を行なった。続いて、リン酸塩系の絶縁張力コーティングを鋼板の表面に塗布、焼付けし、鋼帯の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施して最終製品板とした。
かくして得られた鋼板から、エプスタイン試験片を採取し、磁束密度Ｂ8を評価した。また、得られた鋼板を、JIS C 2553に規定されたサイズに切り出し、70Nの張力をかけた状態で繰り返し直角に曲げ、鋼板に亀裂が生じるまでの回数を測定することによりベンド特性を評価した。測定は最大曲げ回数を10回として実施した。結果を表３に示す。
なお、曲げ回数が10回時点においても亀裂が生じなかった場合には、繰り返し曲げ回数を「10以上」としている。
また、鋼板表面の絶縁被膜およびフォルステライト被膜を除去した後、鋼中の微量元素の含有量を測定した。結果を表３に示す。なお、C量はいずれも0.003％以下に低減され、Si量、Mn量およびO量は、いずれも鋼スラブでの含有量と同程度であった。
さらに、実施例１と同様に、全粒界長さに対する粒界に析出した窒化珪素長さの合計の比率を算出した。この結果を表３に併記する。
なお、曲げ回数が10回時点においても亀裂が生じなかった場合には、繰り返し曲げ回数を「10以上」としている。
また、鋼板表面の絶縁被膜およびフォルステライト被膜を除去した後、鋼中の微量元素の含有量を測定した。結果を表３に示す。なお、C量はいずれも0.003％以下に低減され、Si量、Mn量およびO量は、いずれも鋼スラブでの含有量と同程度であった。
さらに、実施例１と同様に、全粒界長さに対する粒界に析出した窒化珪素長さの合計の比率を算出した。この結果を表３に併記する。
表３に示すとおり、窒化処理を行なった場合、スラブ成分と純化後成分におけるCr量の変動は小さいが、SbやPといった成分は、純化後には、100ppm以上減少していた。また、二次再結晶焼鈍時に、焼鈍分離剤のスラリーから水分が放出され、酸化が進む温度域をN2雰囲気とし、また、純化の雰囲気を、SおよびSeを含有しない成分系において純化には有利だが還元作用のあるH2雰囲気としたが、純化後の成分の測定結果では、上記(1)式の範囲を満足しており、ベンド特性の劣化が抑制されていることが分かる。
（実施例３）
表４に示す成分で真空鋼塊を溶製し、熱延板とした後、980℃、１分間の熱延板焼鈍を行い、冷間圧延により0.23mmの板厚とした。得られた冷間圧延板を表４に示す昇温速度で昇温し、焼鈍温度：840℃、焼鈍時間：2分となる一次再結晶焼鈍を行い、MgOを主剤とする焼鈍分離剤を塗布した後、ガス雰囲気を制御できるラボ焼鈍炉にて表４に示す条件で二次再結晶焼鈍を施した。二次再結晶焼鈍では、800℃〜900℃の温度域において、雰囲気をN2雰囲気として50時間滞留させ、ついで、900℃以上で雰囲気をH2雰囲気に変更した後、1200℃まで加熱し、H2雰囲気のまま、この温度で10時間均熱した。なお、比較のため、No.10では、二次再結晶焼鈍における800〜900℃の温度域における滞留時間を10時間とした。続いて、リン酸塩系の絶縁張力コーティングを鋼板の表面に塗布、焼付けし、鋼帯の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施して最終製品板とした。
表４に示す成分で真空鋼塊を溶製し、熱延板とした後、980℃、１分間の熱延板焼鈍を行い、冷間圧延により0.23mmの板厚とした。得られた冷間圧延板を表４に示す昇温速度で昇温し、焼鈍温度：840℃、焼鈍時間：2分となる一次再結晶焼鈍を行い、MgOを主剤とする焼鈍分離剤を塗布した後、ガス雰囲気を制御できるラボ焼鈍炉にて表４に示す条件で二次再結晶焼鈍を施した。二次再結晶焼鈍では、800℃〜900℃の温度域において、雰囲気をN2雰囲気として50時間滞留させ、ついで、900℃以上で雰囲気をH2雰囲気に変更した後、1200℃まで加熱し、H2雰囲気のまま、この温度で10時間均熱した。なお、比較のため、No.10では、二次再結晶焼鈍における800〜900℃の温度域における滞留時間を10時間とした。続いて、リン酸塩系の絶縁張力コーティングを鋼板の表面に塗布、焼付けし、鋼帯の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施して最終製品板とした。
かくして得られた鋼板から、エプスタイン試験片を採取し、磁束密度Ｂ8を評価した。また得られた鋼板を、JIS C 2553に規定されたサイズに切り出し、70Nの張力をかけた状態で繰り返し直角に曲げ、鋼板に亀裂が生じるまでの回数を測定することによりベンド特性を評価した。測定は最大曲げ回数を10回として実施した。結果を表４に示す。
なお、曲げ回数が10回時点においても亀裂が生じなかった場合には、繰り返し曲げ回数を「10以上」としている。
また、鋼板表面の絶縁被膜およびフォルステライト被膜を除去した後、鋼中の元素の含有量を測定した。この結果を表４に併記する。
さらに、実施例１と同様に、全粒界長さに対する粒界に析出した窒化珪素長さの合計の比率を算出した。この結果を表４に併記する。
なお、曲げ回数が10回時点においても亀裂が生じなかった場合には、繰り返し曲げ回数を「10以上」としている。
また、鋼板表面の絶縁被膜およびフォルステライト被膜を除去した後、鋼中の元素の含有量を測定した。この結果を表４に併記する。
さらに、実施例１と同様に、全粒界長さに対する粒界に析出した窒化珪素長さの合計の比率を算出した。この結果を表４に併記する。
表４に示すように、発明例では比較例に比べ、ベンド特性が大幅に改善していることがわかる。
Claims (7)
- 鋼成分が、質量％または質量ppmで、C：0.005％以下、Si：2.0〜5.0％、Mn：0.01〜0.5％、sol.Al：10ppm以下、N：15ppm以下、ならびに、SおよびSeをそれぞれ10ppm以下で含有するとともに、Sn，Sb，Cr，P，MoおよびBのうちから選んだ３種以上を含有し、かつこれらの元素の含有量が下記式(1)の関係を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物の組成からなり、
ベンド試験における繰り返し曲げ回数が10回以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板。
記
0.16 ≦ [%Sn] + [%Sb] + [%Cr] + 2×[%P] + [%Mo] + [%B] ≦ 0.50・・・(1)
ここで、[%Sn]，[%Sb]，[%Cr]，[%P]，[%Mo]，[%B]は、それぞれSn，Sb，Cr，P，MoおよびBの鋼中含有量（質量％）である。 - 前記鋼板の結晶粒界に析出した窒化珪素量について、全粒界長さに対する粒界に析出した窒化珪素長さの合計の比率が1.0％以下であることを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
- 前記鋼成分が、さらに質量％で、Ni：0.005〜1.50％、Cu：0.01〜0.50％、Nb：0.0005〜0.0100％、Ti：0.0005〜0.0100％およびBi：0.0005〜0.0100％のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板。
- 請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板を製造するための方法であって、
質量％または質量ppmで、C：0.10％以下、Si：2.0〜5.0％およびMn：0.01〜0.5％を含有するとともに、S，SeおよびOをそれぞれ50ppm未満、sol.Alを100ppm未満、Nを80ppm以下に抑制し、さらにSn：0.01〜0.50％、Sb：0.005〜0.50％、Cr：0.01〜1.50％、P：0.0050〜0.50％、Mo：0.01〜0.50％およびB：0.0001〜0.0100％のうちから選んだ３種以上を含有し、かつこれらの元素の含有量が下記式(2)の関係を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、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、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して冷延板とし、ついで一次再結晶焼鈍を行い、焼鈍分離剤を塗布した後、純化焼鈍を兼ねる二次再結晶焼鈍を行うものとし、
該焼鈍分離剤がMgOを主剤とする焼鈍分離剤であり、
該二次再結晶焼鈍において、少なくとも800〜900℃の温度域の平均昇温速度を5℃/時間以下とし、また1000℃以上1100℃未満の温度域における雰囲気のガス組成を、H2：10体積％以上とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
記
0.16 ≦ [%Sn] + [%Sb] + [%Cr] + 2×[%P] + [%Mo] + [%B] ・・・(2)
ここで、[%Sn]，[%Sb]，[%Cr]，[%P]，[%Mo]，[%B]は、それぞれSn，Sb，Cr，P，MoおよびBの鋼中含有量（質量％）である。 - 請求項３に記載の方向性電磁鋼板を製造するための方法であって、
質量％または質量ppmで、C：0.10％以下、Si：2.0〜5.0％およびMn：0.01〜0.5％を含有するとともに、S，SeおよびOをそれぞれ50ppm未満、sol.Alを100ppm未満、Nを80ppm以下に抑制し、さらにSn：0.01〜0.50％、Sb：0.005〜0.50％、Cr：0.01〜1.50％、P：0.0050〜0.50％、Mo：0.01〜0.50％およびB：0.0001〜0.0100％のうちから選んだ３種以上を含有し、かつこれらの元素の含有量が下記式(2)の関係を満足し、さらにNi：0.005〜1.50％、Cu：0.01〜0.50％、Nb：0.0005〜0.0100％、Ti：0.0005〜0.0100％およびBi：0.0005〜0.0100％のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、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、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して冷延板とし、ついで一次再結晶焼鈍を行い、焼鈍分離剤を塗布した後、純化焼鈍を兼ねる二次再結晶焼鈍を行うものとし、
該焼鈍分離剤がMgOを主剤とする焼鈍分離剤であり、
該二次再結晶焼鈍において、少なくとも800〜900℃の温度域の平均昇温速度を5℃/時間以下とし、また1000℃以上1100℃未満の温度域における雰囲気のガス組成を、H2：10体積％以上とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
記
0.16 ≦ [%Sn] + [%Sb] + [%Cr] + 2×[%P] + [%Mo] + [%B] ・・・(2)
ここで、[%Sn]，[%Sb]，[%Cr]，[%P]，[%Mo]，[%B]は、それぞれSn，Sb，Cr，P，MoおよびBの鋼中含有量（質量％）である。 - 前記一次再結晶焼鈍において、少なくとも500〜700℃の温度域の平均昇温速度を50℃/s以上とすることを特徴とする請求項４または５に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記一次再結晶焼鈍中、または前記一次再結晶焼鈍後、前記焼鈍分離剤を塗布する前に窒化処理を行うとともに、
前記鋼スラブがCr、Moおよび／またはBを含有する場合、これらの元素をそれぞれ、質量％で、Cr：0.01〜0.10％、Mo：0.01〜0.05％、B：0.0001〜0.001％とすることを特徴とする請求項４〜６のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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