JP2019137881A

JP2019137881A - 方向性電磁鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP2019137881A
Application number: JP2018020455A
Authority: JP
Inventors: 之啓新垣; Yukihiro Aragaki; 渡辺　誠; Makoto Watanabe; 渡辺　　誠; 祐介下山; Yusuke Shimoyama
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2018-02-07
Filing date: 2018-02-07
Publication date: 2019-08-22
Anticipated expiration: 2038-02-07
Also published as: JP6863310B2

Abstract

【課題】Ａｌを１００ｐｐｍ未満、Ｓ、Ｓｅ、Ｎを５０ｐｐｍ以下にまで抑制した成分系であって、脱炭を伴う一次再結晶焼鈍の加熱過程の昇温速度を高め、良好な鉄損特性を得ようとする場合でも、密着性の高いフォルステライト被膜を有利に形成することができる方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】鋼スラブを、さらにＳｂ、ＣｕおよびＰのいずれかを少なくとも一つ含有して残部は鉄および不可避不純物とし、上記Ｓｂ、Ｃｕ、ＰおよびＭｎが、適当な関係を満たし、かつ、上記ＭｎおよびＰを、上記一次再結晶焼鈍の５００℃から７００℃間の昇温速度Ｔ℃/ｓとの関係で適当な関係を満足する範囲で含有し、さらに、上記Ｔは、Ｔ≧８０とする。【選択図】図１

Description

本発明は、磁気特性に優れ、かつ被膜特性に優れた方向性電磁鋼板を安価に得ることができる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、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い、ついでマグネシア（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、特許文献３）。

このように、従来の方向性電磁鋼板の製造に際しては、ＭｎＳ、ＭｎＳｅおよび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り、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って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０．０１０〜０．０６０ｍａｓｓ％含有させ、スラブ加熱を低温に抑えて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。
この方法によれば、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎは鋼中に微細分散して有効なインヒビターとして機能する。しかしながら、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的中精度が十分ではない場合は、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。

一方、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できる技術（インヒビターレス法）が開示された。この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。また、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。
しかしながら、このような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って、フォルステライト被膜の密着性が悪くなるという問題を残し、それに起因してさらに磁性劣化や被膜の劣化といった問題が生じていた。

これに対し、特許文献６には、鋼板の素材成分を制御することによって一次再結晶焼鈍時に形成される酸化被膜の構造を適正に変化させ、二次再結晶焼鈍後に密着性のよいフォルステライト被膜を形成する技術が開示されている。

さらに、特許文献７では、インヒビターを用いない方向性電磁鋼板に対して積極的に一次再結晶焼鈍の加熱過程の昇温速度を制御することによって集合組織を制御し、その鉄損特性を改善する技術が開発されている。

米国特許第１９６５５５９号公報特公昭４０−１５６４４号公報特公昭５１−１３４６９号公報特許第２７８２０８６号公報特開２０００−１２９３５６号公報特開２００３−１９３１３４号公報特願２０１２−１６５５１９号

しかしながら、特に特許文献６に述べられているようにＳｅ、Ｓをほとんど含有しない方向性電磁鋼板の製造においては、本質的に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やすい。そのため、二次再結晶後のフォルステライト被膜の密着性が劣化しやすいという問題を残している。また、一次再結晶焼鈍の加熱過程の昇温速度を変更した場合には、一次再結晶焼鈍時に生成する酸化被膜の構造が変化して、二次再結晶後のフォルステライト被膜の密着性が劣化することがあった。

このように、これまで提案されてきた、方向性電磁鋼板の製造方法では、特に、インヒビターとしてＳやＳｅをほとんど含有しない成分系において、良好な特性を確保しつつ良好なフォルステライト被膜密着性を実現することは難しかった。
本発明では、Ａｌを１００ｐｐｍ未満、Ｓ、ＳｅおよびＯを５０ｐｐｍ以下、かつＮを８０ｍａｓｓｐｐｍ以下にまで抑制した成分系であって、脱炭を伴う一次再結晶焼鈍の加熱過程の昇温速度を高めることで、良好な鉄損特性を得ようとする場合でも、密着性の高いフォルステライト被膜を有利に形成することができる方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

発明者らは、一次再結晶焼鈍時の加熱過程が一次再結晶焼鈍時に形成される酸化被膜に対して、どのような影響を与えるかについて鋭意検討を重ねた。その結果、以下の新たな知見を見出すに至った。
一次再結晶焼鈍の加熱過程の昇温速度を高めた場合、より短時間で組織の再結晶が開始する。一方、酸化被膜の形成は鋼板の脱炭と共に進行する。そのため、酸化被膜の形成は、組織の再結晶のように、昇温速度を高めただけで短時間に進むということはない。すなわち、昇温速度が速いと、すでに再結晶を終えた組織に対して酸化被膜の形成が遅れることになる。そして、このように酸化被膜の形成が遅れた場合は、すでに再結晶したその結晶面に沿って酸素の拡散が生じることによって、デンドライト状の酸化被膜が形成されやすくなることが分かった。

これは、インヒビターを用いない成分系で生じやすいデンドライト状の酸化被膜の形成が、一次再結晶焼鈍の加熱過程の昇温速度を高めることで助長されてしまっていることを意味している。すなわち、インヒビターを用いない成分系で、脱炭を伴う一次再結晶焼鈍の加熱過程で昇温速度を高めた場合に生じることがあったフォルステライト被膜密着性劣化の問題は、かかるデンドライト状の酸化被膜の生成が助長されるためであることが分かった。

そこで、発明者らは、デンドライト状酸化被膜の形成を抑制する方策、すなわち酸化被膜の緻密化を検討した。具体的には、一次再結晶焼鈍のヒートサイクルにおいて、比較的低温である７００℃から８００℃の温度域に着目した。これは、一般に、酸化反応は高温ほど進行しやすいからである。
低温での酸化反応であれば、再結晶した組織に対しても、酸化速度自体が遅いため、鋼板への酸素供給が十分になされない。その結果、結晶粒内への酸素の拡散が抑えられ、デンドライト状の酸化被膜の形成を抑制することができる。ただし、その場合であっても、鋼板への酸素供給量を抑えることが望ましいため、脱炭雰囲気中の水素濃度を高めることや、露点を低減した状態で実施することを併せることが望ましい。

ここで、酸化被膜の緻密化といった観点では、前記特許文献６に、Ｃｒの添加が有効であることが記載されている。しかしながら、Ｃｒ添加は、磁気特性の劣化を引き起こすほどの過剰な酸化促進があるため、酸化抑制成分としてＳｂないしはＣｕを利用することが必要になってくる。また、一次再結晶焼鈍の加熱過程の昇温速度を高めて製造性を上げる弊害として、よりデンドライト状の酸化被膜が形成しやすくなった場合においても、このような効果を有する成分を有効利用すれば、鋼板の製造性も同時に大幅に改善することができると考えられる。

そこで、一次再結晶焼鈍時に形成される酸化被膜に影響する素材成分の影響について、一次再結晶焼鈍の５００℃から７００℃までの加熱過程の昇温速度を１５０℃／ｓとした試料を供試材として種々調査を行った。
その結果、酸化被膜の緻密化に必要な成分あるいは、鋼板の磁気特性改善に有用な成分のうち、特にＭｎとＰについては、酸化被膜の形成に対する影響があることを新たに見出した。すなわち、本実験条件下において、Ｍｎは、Ｃｒと似た挙動を示し、酸化被膜の緻密化効果と鋼板の過剰な酸化促進を併せて有していることが分かった。
しかし、そのＭｎ添加効果はＣｒのそれに比べて小さく、Ｃｒと同等の酸化被膜の緻密化効果を得るためには、約３倍の添加が必要であることが分かった。一方、過剰な酸化促進は、Ｃｒの約５倍の添加が必要であることが分かった。

一方、Ｐは、酸化被膜の緻密化効果を示す一方で、鋼板の過剰な酸化促進を抑制する効果も示すことがわかった。そして、Ｐの添加効果は、酸化被膜の緻密化に対しては、概ねＣｒと同等程度、また、過剰な酸化促進を抑制する効果としては、概ねＣｕと同程度であることが分かった。

本発明は上記の知見に基づき得られたものであり、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．０〜８．０ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．００５〜０．５ｍａｓｓ％を含み、Ａｌを１００ｍａｓｓｐｐｍ未満に低減すると共に、Ｓ、ＳｅおよびＯをそれぞれ５０ｍａｓｓｐｐｍ以下に、さらにＮを８０ｍａｓｓｐｐｍ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、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、次いで脱炭を伴う一次再結晶焼鈍を行った後、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、
上記鋼スラブの成分組成は、さらにＳｂ、ＣｕおよびＰのいずれかを少なくとも一つ含有して残部は鉄および不可避不純物とし、
上記Ｓｂ、Ｃｕ、ＰおよびＭｎが、
１≦（４［Ｓｂ（ｍａｓｓ％）］＋［Ｃｕ（ｍａｓｓ％）］＋［Ｐ（ｍａｓｓ％）］）／（１／５［Ｍｎ（ｍａｓｓ％）］）≦７・・・式１の関係を満たし、
かつ、上記ＭｎおよびＰを、上記一次再結晶焼鈍の５００℃から７００℃間の昇温速度：Ｔ℃／ｓとの関係で
（１／３［Ｍｎ（ｍａｓｓ％）］＋［Ｐ（ｍａｓｓ％）］）≧０．０００２×Ｔ＋０．０７・・・式２
の関係を満足する範囲で含有し、
さらに、上記Ｔは、Ｔ≧８０とする
ことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。

２．前記１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、前記鋼スラブは、さらにＣｒを含有し、
上記鋼スラブの成分中、Ｓｂ、Ｃｕ、Ｐ、ＭｎおよびＣｒが、
１≦（４［Ｓｂ（ｍａｓｓ％）］＋［Ｃｕ（ｍａｓｓ％）］＋［Ｐ（ｍａｓｓ％）］）／（［Ｃｒ（ｍａｓｓ％）］＋１／５［Ｍｎ（ｍａｓｓ％）］）≦７・・・式３の関係を満たし、
かつ、前記昇温速度：Ｔ℃／ｓとの関係で
（［Ｃｒ（ｍａｓｓ％）］＋１／３［Ｍｎ（ｍａｓｓ％）］＋［Ｐ（ｍａｓｓ％）］）≧０．０００２×Ｔ＋０．０７・・・式４
の関係を満足する範囲で含有することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。

３．前記１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、前記一次再結晶焼鈍の昇温過程中７００℃から８００℃を、Ｈ_２濃度：４０％以上、露点：６３℃以下の雰囲気下で、かつ滞留時間：５秒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。

４．前記１乃至３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法おいて、前記Ｓｂ、ＣｕおよびＰが、Ｓｂ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜１．５０ｍａｓｓ％およびＰ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％の範囲であることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。

５．前記２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、前記Ｃｒが０．０１〜１．５０ｍａｓｓ％の範囲であることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。

６．前記１乃至５に記載の方向性電磁鋼板の製造方法おいて、鋼スラブが、さらにＮｉ：０．００５〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０００５〜０．０１００ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％およびＢｉ：０．０００５〜０．０５ｍａｓｓ％のうちから選んだ少なくとも１種を含有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、インヒビターをほとんど含有しない成分系を用いて、良好な磁気特性を確保しつつ被膜密着性のよい方向性電磁鋼板の製造が可能となる。

一次再結晶焼鈍の昇温中、７００〜８００℃間滞留時間（秒）と曲げ剥離径（ｍｍ）との関係を示すグラフである。

以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
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、以下の「％」「ｐｐｍ」表示は特に断らない限り、それぞれｍａｓｓ％、ｍａｓｓｐｐｍ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％以下に限定する。なお、磁気特性の観点から望ましい添加量は、０．０１〜０．０６％の範囲である。また、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。なお、その際の下限値は、０．００１％程度である。

Ｓｉ：２．０〜８．０％
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、含有量が８．０％を超えると冷間圧延性が著しく劣化するので、Ｓｉは８．０％以下に限定する。一方、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、低鉄損を確保する観点から望ましい添加量は、２．０〜４．５％の範囲である。

Ｍｎ：０．００５〜０．５％
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、含有量が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。従って、Ｍｎの含有量は、０．５％以下に限定する。また本発明において、Ｍｎは、一次再結晶時、酸化被膜の稠密化の観点から特に有用な元素であるため、上記範囲を満足すると共に以下に述べる範囲を満たす必要がある。

Ｓ、ＳｅおよびＯ：それぞれ５０ｐｐｍ以下
Ｓ、ＳｅおよびＯの含有量がそれぞれ５０ｐｐｍ超になると、二次再結晶が困難となる。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が一次再結晶組織を不均一にするためである。従って、Ｓ、ＳｅおよびＯは、いずれも、５０ｐｐｍ以下に抑制する。なお、Ｓ、ＳｅおよびＯの含有量の下限値は、０ｐｐｍでも問題はない。

Ａｌ：１００ｐｐｍ未満
本技術では、ＡｌＮのインヒビターは不要であるため、Ａｌ量を抑制する。また、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。そのためＡｌ量は１００ｐｐｍ未満に抑制する。但し、酸素親和力の高いＡｌは、製鋼の段階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、種々の鋼板特性の劣化につながる酸化物系介在物の低減などを見込める。そのため、１００ｐｐｍ未満の範囲で有意に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。なお、Ａｌの含有量の下限値は０ｐｐｍでも問題はない。

Ｎ：８０ｐｐｍ以下
本発明は、インヒビターレスの鋼板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、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、スラブ加熱時におけるフクレなどの欠陥の原因となる点からも、８０ｐｐｍ以下に抑制する必要がある。なお、望ましくは６０ｐｐｍ以下である。一方、Ｎの下限値は０ｐｐｍでも問題はない。

また、本発明の鋼スラブは、Ｓｂ、ＣｕおよびＰのいずれかを少なくとも一つ含有している必要がある。さらに、本発明において、Ｓｂ、ＣｕおよびＰは、Ｍｎ同様、一次再結晶時の酸化被膜形成制御の観点から制御が必要な元素であるため、以下に述べる範囲が望ましく、さらに以下式１乃至４に規定する範囲を満たす必要がある。
Ｓｂ：０．００５〜０．５０％
Ｓｂは、鋼板の過剰な酸化を抑制する働きを有し、かつ二次再結晶時には、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る。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。一方、０．５０％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するおそれが生じる。従って、Ｓｂは０．００５〜０．５０％の範囲で含有させることが望ましい。

Ｃｕ：０．０１〜１．５０％
Ｃｕは、Ｓｂと同様に鋼板の過剰な酸化を抑制する働きがあり、二次再結晶焼鈍中、鋼板の酸化を抑制することで、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を有する。そのためには０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、１．５０％を超えて含有されると熱間圧延性の劣化を招くおそれが生じる。従って、Ｃｕは０．０１〜１．５０％の範囲で含有させることが望ましい。

Ｐ：０．００５〜０．５０％
Ｐは、脱炭焼鈍時のサブスケールの形成を介してフォルステライト被膜の形成を安定化させる働きがある。そのためには０．００５０％以上含有させることが好ましい。一方、含有量が０．５０％を超えると冷間圧延性が劣化するおそれが生じる。従って、Ｐは０．００５〜０．５０％の範囲で含有させることが望ましい。

ここで、上記スラブ中、Ｓｂ、ＣｕおよびＰは、Ｍｎ量と併せ、
１≦（４［Ｓｂ（％）］＋［Ｃｕ（％）］＋［Ｐ（％）］）／（１／５［Ｍｎ（％）］）≦７・・・式１の関係を満たす必要がある。
式１を満足することより、Ｍｎのもつ過剰な酸化促進と、Ｓｂ、ＣｕもしくはＰのもつ酸化抑制効果をバランスさせることができるからである。

かつ、上記ＭｎおよびＰを、上記一次再結晶焼鈍中、５００℃から７００℃間の昇温速度：Ｔ℃／ｓとの関係で
（１／３［Ｍｎ（％）］＋［Ｐ（％）］）≧０．０００２×Ｔ＋０．０７・・・式２
の関係を満足する範囲で含有させる必要がある。
これは、一次再結晶焼鈍の加熱過程の昇温速度を高めると、焼鈍後に形成される酸化被膜がデンドライト状の形態をとりやすくなるが、ＭｎおよびＰの含有量が上記式２を満足することで、デンドライト状の酸化被膜の形成を抑制する効果が得られるからである。

また、上記昇温速度：Ｔ℃／ｓは、８０℃／ｓ以上とすることが肝要である。望ましくは１００℃／ｓ以上とする。酸化被膜形成には問題が生じるものの、Ｍｎ、Ｐを上記式２の範囲で含有させることを前提にした場合、昇温速度を高くすることで二次再結晶の核となる｛１１０｝＜００１＞組織の形成を促し、鉄損特性をより良好にできるからである。なお、上記昇温速度の上限に特に限定はないが、製造設備の能力等の観点から昇温速度の上限は１０００℃／ｓ程度が好ましい。

また、本発明では、Ｃｒを必要に応じて含有することができる。なお、Ｃｒは、Ｍｎ同様、一次再結晶時の酸化被膜の稠密化の観点から制御が必要な元素であるため、以下に述べる含有量の範囲であるとともに、さらに、Ｓｂ、Ｃｕ、ＰおよびＭｎと併せ、以下式３および４に規定する範囲であることが好ましい。
Ｃｒ：０．０１〜１．５０％
Ｃｒは、脱炭焼鈍時のサブスケールの形成を介して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。一方、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。従って、Ｃｒを添加する場合は、０．０１〜１．５０％の範囲で含有させることが望ましい。

上記鋼スラブがＣｒを含む場合は、上記式１にＣｒを加え、
１≦（４［Ｓｂ（％）］＋［Ｃｕ（％）］＋［Ｐ（％）］）／（［Ｃｒ（％）］＋１／５［Ｍｎ（％）］）≦７・・・式３とし、
かつ、上記式２を
（［Ｃｒ（％）］＋１／３［Ｍｎ（％）］＋［Ｐ（％）］）≧０．０００２×Ｔ＋０．０７・・・式４として満足する必要がある。
式３を満足することより、Ｃｒ、Ｍｎのもつ過剰な酸化促進と、Ｓｂ、ＣｕもしくはＰのもつ酸化抑制効果をバランスさせることができるからである。
また、式４を満足することより、式２を満足したときと同様に、一次再結晶焼鈍の加熱過程の昇温速度を高めた場合であってもデンドライト状の酸化被膜の形成を抑制する効果が得られるからである。

以上、本発明における鋼スラブ中の重要な成分組成について説明したが、工業的に、より安定して鋼板の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：０．００５〜１．５０％
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必要である。一方、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おそれが生じる。従って、Ｎｉは０．００５〜１．５０％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、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鋼板の磁気特性を向上させる有用元素であるが、そのためには０．０１％以上含有させることが必要である。一方、０．５０％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するおそれが生じる。従って、Ｓｎ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％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
ＮｂおよびＭｏは、スラブ加熱時の温度変化による割れの抑制を介して、熱延後のヘゲの発生を抑制する効果を有している。かかる効果は、上記の下限以上にそれぞれ含有させなければほとんど発現しない。一方、上記の上限を超えて含有すると、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ことがある。この場合には、鉄損劣化を引き起こす。よって、ＮｂおよびＭｏは上記の範囲とすることが望ましい。

Ｂｉ：０．０００５〜０．０５％
Ｂｉは、磁気特性改善に有利な元素であるため、必要に応じて含有させることができる。しかし、磁気特性改善効果を得るためには、０．０００５％以上の添加が必要である。一方で、０．０５％を超えて添加した場合は、フォルステライト被膜の形成を阻害する。従って、Ｂｉは上記の範囲とすることが望ましい。

上記した本発明に従う成分組成範囲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、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、インヒビターをほとんど含まない本発明では無意味で、コストアップとなるだけである一方、１０００℃に満たないと、圧延荷重が高くなって、熱間圧延が困難となるからである。

ついで、熱間圧延後の熱延板に、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、常温より高い温度たとえば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。

さらに、上記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。さらには、焼鈍雰囲気を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、鋼中に含有している炭素を脱炭し、同時に上記焼鈍雰囲気によって表面に酸化被膜を形成することである。そのために、一次再結晶焼鈍の焼鈍温度（保定温度）は、８００℃以上９５０℃未満程度の温度域とすることが望ましい。
一次再結晶焼鈍で形成された酸化被膜は、続く二次再結晶焼鈍において鋼板上に塗布されるＭｇＯと反応し、フォルステライト被膜を形成する。このため、一次再結晶焼鈍後の酸化被膜の形態は、後工程での表層の被膜形成に大きく影響する。

また、磁気特性改善の観点から考えると、一次再結晶焼鈍では、その加熱過程の昇温速度を高めることが有効である。具体的には、５００℃から７００℃間の昇温速度をＴ℃／ｓとすると、Ｔ≧８０℃／ｓ、望ましくはＴ≧１００℃／ｓとする。こうした昇温速度とすることにより、一次再結晶後の集合組織を改善し、以って二次再結晶後の磁気特性を改善することができるからである。なお、Ｔの上限は、前述したとおり、１０００℃／ｓ程度が好ましい。

なお、上記昇温速度：Ｔ℃／ｓに対し、デンドライト状の酸化被膜の抑制のために、上記式２および式４を満足することが重要であることは、上述したとおりである。

また、酸化被膜の形成は、初期段階で疎な酸化被膜が形成されると、以降も酸素の供給に応じてデンドライト状に疎な内部酸化層が成長する。そのため、鋼板への酸素の供給を抑制することで、初期段階に、緻密な酸化被膜を形成することが有効である。

具体的には、一次再結晶焼鈍時の急速加熱後、酸化被膜の形成が進む７００℃から８００℃の温度域において、Ｈ_２濃度で４０ｖｏｌ％以上かつ露点６３℃以下の雰囲気下とすることが効果的である。Ｈ_２濃度がかかる規定よりも低い場合、また露点がかかる規定よりも高い場合は、いずれも雰囲気酸化性が高まってしまう。その結果、形成される酸化被膜は疎な構造となりやすく、その後の焼鈍中にデンドライト状の疎な酸化被膜が形成されやすくなるからである。
また、初期酸化被膜を緻密な構造にするためには、上記の雰囲気で５秒程度以上保持することが望ましい。酸化被膜の形成は脱炭と同時に進行するため、５秒未満の時間では、緻密な酸化被膜が全面に形成されずに部分的に形成されてしまう。その結果、部分的に、デンドライト状の酸化被膜が形成され得るからである。

デンドライト状の酸化被膜がある程度以上まとまった領域で広く形成された場合、二次再結晶焼鈍後に厚みの異なるフォルステライト被膜となり、耐剥離性の低い被膜となってしまう。そのため、本発明は、鋼板に対して適正な元素を添加し、さらには一次再結晶焼鈍時の条件を制御する。

上述した条件の一次再結晶焼鈍を施した後、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、かかる焼鈍分離剤の主剤としてはマグネシア（ＭｇＯ）を利用する。このとき、Ｔｉ酸化物やＳｒ化合物等を分離剤中に適量添加することで、さらにフォルステライト被膜の形成を有利にすることができる。

これに引き続き、二次再結晶およびフォルステライト被膜形成のため仕上げ焼鈍を行なう。焼鈍雰囲気は、Ｎ_２、Ａｒ、Ｈ_２あるいはこれらの混合ガスのいずれもが適合する。二次再結晶をより有利に行うためには、二次再結晶温度近傍で等温保持することが好ましい。但しこれは、昇温速度を緩やかにすることなどでも同等の効果を有するため、必ずしも等温での保持が必要なわけではない。なお、最終製品で微量成分が析出してしまうと磁気特性の劣化につながるため、焼鈍の最高温度は成分純化のために１１００℃以上とするのが好ましい。

上記仕上げ焼鈍後、鋼板表面に、さらに絶縁被膜を塗布し、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、従来公知の絶縁被膜がいずれも有利に適合する。また、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例としてあげられる。

さらに、平坦化焼鈍を施すことにより、鋼板の形状整えることも可能であり、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）
Ｃ：０．０４〜０．０６％、Ｓｉ：３．２０〜３．３２％、Ｍｎ：０．０８〜０．３２％でかつ、式１〜４に用いられる成分組成は、表１に示し、さらにＡｌは１００ｐｐｍ未満、Ｏ、ＳおよびＳｅはそれぞれ５０ｐｐｍ以下、Ｎは８０ｐｐｍ以下にまでそれぞれ低減し、残部はＦｅおよび不可避不純物とした鋼スラブを、１２３０℃に加熱後熱間圧延して板厚２．０ｍｍとした。次いで、１０００℃で６０秒の熱延板焼鈍を施してから、酸洗し、板厚０．２７ｍｍまで１回で冷間圧延した。
その後、５００℃から７００℃間の平均昇温速度Ｔを、表１に示した条件とし、７００〜８００℃間の昇温を８秒、その後の均熱を８３０℃で２分間とする一次再結晶焼鈍を施した。なお、上記一次再結晶焼鈍は、全工程で水素５０ｖｏｌ％＋窒素５０ｖｏｌ％、露点５５℃の湿潤雰囲気とし、同時に脱炭も行った。
一次再結晶焼鈍後、ＭｇＯ：１００質量部にＴｉＯ_２を２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。上記最終仕上げ焼鈍後、未反応分離剤を除去し、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塗布して８００℃で焼き付けて製品板とした。

かくして得られた製品板について、鉄損Ｗ_{１７／５０}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。得られた測定値および被膜密着性評価の結果は表１に併記する。表１より、この発明に従うことで、鉄損Ｗ_{１７／５０}が０．９Ｗ／ｋｇ以下でかつ被膜特性で曲げ径２５ｍｍ以下という良好な方向性電磁鋼板を、安定して得られていることが分かる。

（実施例２）
Ｃ：０．０４％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．０９％、Ａｌ：０．００６％、Ｎ：０．００４％、Ｃｒ：０．０６％、Ｐ：０．０１５％、Ｓｂ：０．０２％およびＣｕ：０．１％を含有し、さらに、Ｓ、ＳｅおよびＯはいずれも２０ｐｐｍ以下であり、残部はＦｅおよび不可避不純物とするスラブを、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０．２３ｍｍの最終板厚の冷間圧延コイルとした。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。かかる一次再結晶焼鈍の条件は、５００〜７００℃間の昇温速度を１００℃／ｓで固定し、Ｈ_２濃度５０ｖｏｌ％、かつ露点５５℃の雰囲気下で７００℃〜８００℃までの滞留時間を３秒から１０秒まで変更するものとした。また、滞留時間が７秒となる条件では、上記Ｈ_２濃度と露点を表２に示すように変更した。

上記一次再結晶焼鈍後の脱炭焼鈍板に、ＭｇＯを主成分としＴｉＯ_２を５％含有する焼鈍分離剤を水スラリ状にしてから塗布して乾燥した後、鋼板上に焼き付け、最高到達温度１２００℃で５時間均熱する二次再結晶焼鈍を行い、続いてリン酸塩系の絶縁張力コーティングを塗布して焼付けた。かくして得られた鋼板は、いずれも良好な磁気特性を示していた。その後、被膜密着性を、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、図１および表２に示した。
なお、本実施例の式２の値は２．５であり、本発明を満足している。また、本実施例の式４の右辺の値は０．０９である一方、左辺の値は０．１１であり、本発明を満足している。
いずれの条件でも、本発明に従う限り、曲げ剥離径が３５ｍｍ以下の良好な被膜が得られていた。特に、７００〜８００℃間の滞留時間が５秒以上、Ｈ_２濃度が４０ｖｏｌ％以上、露点６３℃以下の条件で一次再結晶焼鈍を行った場合には、曲げ剥離径２０ｍｍ以下の極めて良好な特性が得られていることが分かる。

（実施例３）
Ｃ：０．０３％、Ｓｉ：３．４％、Ｍｎ：０．０５％、Ｃｒ：０．０５％、Ｐ：０．０８％、Ｓｂ：０．０５％およびＣｕ：０．１％含有し、Ａｌは１００ｐｐｍ未満、Ｏ、ＳおよびＳｅはそれぞれ５０ｐｐｍ以下、Ｎは８０ｐｐｍ以下にまでそれぞれ低減し、残部は表３に示す成分とＦｅと不可避不純物とした真空鋼塊を、ラボにて１１５０℃に加熱後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍとした。その後、９００℃の熱延板焼鈍を施し、１．４ｍｍ厚まで冷間圧延した後、１０３０℃で中間焼鈍を行い、さらに板厚０．２２ｍｍとなるまで冷間圧延した鋼板に、５００℃から７００℃間の平均昇温速度を１５０℃／ｓとする一次再結晶焼鈍を施した。次いで、主成分をＭｇＯとする焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上げ焼鈍を施した。最終仕上げ焼鈍後、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℃で焼き付けた。
なお、本実施例の式２の値は６．３３であり、本発明を満足している。また、本実施例の式４の右辺の値は０．１０である一方、左辺の値は０．１５であり、本発明を満足している。

かくして得られた鋼板について、鉄損Ｗ_{１７／５０}を測定すると共に、被膜密着性を評価した。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。得られた磁気特性および被膜密着性評価の結果も表３に併せて示した。この発明により、鉄損特性と被膜特性に優れる方向性電磁鋼板が安定して得られていることが分かる。

Claims

Ｃ：０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．０〜８．０ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．００５〜０．５ｍａｓｓ％を含み、Ａｌを１００ｍａｓｓｐｐｍ未満に低減すると共に、Ｓ、ＳｅおよびＯをそれぞれ５０ｍａｓｓｐｐｍ以下に、さらにＮを８０ｍａｓｓｐｐｍ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、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、次いで脱炭を伴う一次再結晶焼鈍を行った後、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、
上記鋼スラブの成分組成は、さらにＳｂ、ＣｕおよびＰのいずれかを少なくとも一つ含有して残部は鉄および不可避不純物とし、
上記Ｓｂ、Ｃｕ、ＰおよびＭｎが、
１≦（４［Ｓｂ（ｍａｓｓ％）］＋［Ｃｕ（ｍａｓｓ％）］＋［Ｐ（ｍａｓｓ％）］）／（１／５［Ｍｎ（ｍａｓｓ％）］）≦７・・・式１の関係を満たし、
かつ、上記ＭｎおよびＰを、上記一次再結晶焼鈍の５００℃から７００℃間の昇温速度：Ｔ℃／ｓとの関係で
（１／３［Ｍｎ（ｍａｓｓ％）］＋［Ｐ（ｍａｓｓ％）］）≧０．０００２×Ｔ＋０．０７・・・式２
の関係を満足する範囲で含有し、
さらに、上記Ｔは、Ｔ≧８０とする
ことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、前記鋼スラブは、さらにＣｒを含有し、
上記鋼スラブの成分中、Ｓｂ、Ｃｕ、Ｐ、ＭｎおよびＣｒが、
１≦（４［Ｓｂ（ｍａｓｓ％）］＋［Ｃｕ（ｍａｓｓ％）］＋［Ｐ（ｍａｓｓ％）］）／（［Ｃｒ（ｍａｓｓ％）］＋１／５［Ｍｎ（ｍａｓｓ％）］）≦７・・・式３の関係を満たし、
かつ、前記昇温速度：Ｔ℃／ｓとの関係で
（［Ｃｒ（ｍａｓｓ％）］＋１／３［Ｍｎ（ｍａｓｓ％）］＋［Ｐ（ｍａｓｓ％）］）≧０．０００２×Ｔ＋０．０７・・・式４
の関係を満足する範囲で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１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、前記一次再結晶焼鈍の昇温過程中７００℃から８００℃を、Ｈ_２濃度：４０％以上、露点：６３℃以下の雰囲気下で、かつ滞留時間：５秒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。
請求項１乃至３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法おいて、前記Ｓｂ、ＣｕおよびＰが、Ｓｂ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜１．５０ｍａｓｓ％およびＰ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％の範囲であることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
請求項２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、前記Ｃｒが０．０１〜１．５０ｍａｓｓ％の範囲であることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
請求項１乃至５に記載の方向性電磁鋼板の製造方法おいて、鋼スラブが、さらにＮｉ：０．００５〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０００５〜０．０１００ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％およびＢｉ：０．０００５〜０．０５ｍａｓｓ％のうちから選んだ少なくとも１種を含有することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。