JP5907202B2

JP5907202B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法

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Publication number: JP5907202B2
Application number: JP2014066742A
Authority: JP
Inventors: 山口　広; 山口　　広; 之啓新垣; 有衣子脇阪; 松田　広志; 広志松田; 早川　康之; 康之早川; 敬寺島; 寺島　　敬
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2013-03-27
Filing date: 2014-03-27
Publication date: 2016-04-26
Anticipated expiration: 2034-03-27
Also published as: JP2014208907A

Description

本発明は、トランスなどの鉄心材料に好適な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、主にトランス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純を施して、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および特許文献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て、1300℃を超える高温のスラブ加熱をすることにより、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。

このように、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。
また、特許文献４には、スラブにインヒビター成分を含有させない場合であっても、一次再結晶焼鈍後、二次再結晶完了前に、地鉄中のＳ量を増加させることによって、二次再結晶を発現させることができる技術（「増硫法」）が開示されている。しかしながら、上記技術は、増硫処理後、二次再結晶焼鈍の昇温過程から二次再結晶直前までに、鋼中に侵入したＳを均一に分散させることが難しく、二次再結晶自身が不安定となりがちであった。特に、コイル焼鈍を行った場合、コイル内における温度や鋼板層間の雰囲気を一定にすることが難しいため、二次再結晶の組織（方位）がよりばらつく傾向にあった。

こうした問題を解決するために、例えば、特許文献５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て脱炭焼鈍工程で適正な窒化雰囲気を用いて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。
（Al，Si）Nは鋼中に微細分散することで有効なインヒビターとして機能するが、Alの含有量によってインヒビター強度が決まるために、製鋼でのAl的中精度が不十分な場合は、十分な粒成長抑制力が得られない場合があった。このような途中工程で窒化処理を行ない、（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いるが、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。

一方、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は、特許文献６に、インヒビター成分を含有させなくとも二次再結晶ができる技術（インヒビターレス法）が開示されている。
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、低コストでの方向性電磁鋼板の製造が可能であるものの、インヒビターを有しないが故に、製造工程中での温度ばらつきなどの影響を受けて、製品での磁気特性にバラつきが生じやすいといった不利があった。

また、集合組織の制御は磁気特性に対して重要な要素であるため、集合組織制御を行う温間圧延などには、多くの条件が提案されている。こうした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ると、二次再結晶後のゴス方位（{110}<001>）への集積度が低く、磁束密度も低くなってしまう。

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4321120号公報特許第2782086号公報特開2000−129356号公報特開平11−29824号公報

上述したとおり、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、良好な磁気特性を安定的に実現することが難しい場合が多かった。
これに対し、発明者らは、スラブ加熱温度を抑えつつ、磁気特性のバラつきを低減した方向性電磁鋼板を製造するために、インヒビター成分を含有させない方向性電磁鋼板の製造方法を用いて一次再結晶集合組織の作り込みを行ない、これに途中工程で窒化を利用して窒化珪素（Si₃N₄）を析出させ、この窒化珪素をインヒビターとして利用することを検討した。

すなわち、表層窒素濃化層からの窒素の粒界拡散の挙動と、窒化珪素の析出挙動の詳細な検討により、Alを100質量ppm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て、高温スラブ加熱を回避しつつ、増窒処理（窒素増量）を適用することで、AlNではなく窒化珪素を析出させ、この窒化珪素を正常粒成長の抑制力として機能させることで、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特性を有する方向性電磁鋼板を製造する方法である。

加えて、発明者らは、上記窒素増量にかかる条件について、さらに検討を加えた。
その結果、特に、アンモニア等の窒化能を有するガスを主体とする雰囲気中での増窒処理を行う場合、キャリアガスとして、一般的にＮ_２ガスを利用するが、本発明のように鋼中のSi濃度が３質量％前後であって窒化珪素を析出させる手法においては、わずかな酸化性雰囲気下であってもSiO₂等のSi酸化物が容易に生成してしまい、窒化珪素の析出性に多大な影響を及ぼす可能性があることが明らかとなった。
そして、上記酸化性雰囲気を、雰囲気酸化性指標であるPH₂0／PH₂ で示すと、その上限値は0.05 であった。

ここで、特許文献７には、A1N をインヒビターとして含有する系において、窒化時の酸化性を適度に低下させる技術が開示されているが、本発明のように、ＮをSiと結合させて析出物を形成させる場合には、未だ、安定的に窒化を行うことができないことがあった。

そこで、発明者らは安定的に窒化珪素を析出させる増窒処理条件を重ねて検討し、キャリアガス中にＨ_２ガスを10vol％以上含有させ、かつ炉内露点を低く抑えること、すなわち、水蒸気分圧PH₂0を水素分圧PH₂で除した雰囲気酸化性指標であるPH₂0／PH₂を0.05以下と抑制するだけでなく、さらに、窒化前の鋼板の表面粗度を調整することで、窒化珪素を安定的に析出させて二次再結晶後に良好な磁気特性が得られることを新たに知見した。

本発明は、上記の知見に基づき開発されたもので、窒化珪素を形成する目的で、二次再結晶前の鋼板に、ガスを主体とする雰囲気での増窒処理により窒素を加えた方向性電磁鋼板に対し、窒素を鋼中へ効率的に拡散させ、窒化珪素を粒界に析出させることで、良好な磁気特性を有する方向性電磁鋼板が得られ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。

まず、本発明を完成するに至った実験結果について説明する。
質量％または質量ppmで、Ｃ：600ppm、Si：3.30％、Mn：0.08％、Ｓ：10ppm、Al：20ppm、Ｎ：20ppm、Sb：0.01％およびCu：0.05％を含み、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、連続鋳造後、1100℃に加熱したのち、熱間圧延によって2.2mm厚の熱延板とし、ついで1000℃にて熱延板焼鈍を施したのち、酸洗して冷間圧延により0.23mmの厚みに仕上げた。

ついで、各コイルを脱脂して850℃の湿水素雰囲気で脱炭焼鈍を行い、得られた脱炭焼鈍板より圧延方向に沿ってエプスタイン試料を切り出した。

引続き、750℃のガス窒化炉を用い、アンモニアを主体とする種々の混合ガス雰囲気中でΔＮ＝300ppm程度の増窒処理を行った。その後、MgOを主剤とした焼鈍分離剤を鋼板に塗布し、1150℃で５時間の最終仕上げ焼鈍を行った。最終仕上げ焼鈍の雰囲気ガスとして、昇温中はＮ_２ガス、1150℃到達後はＨ_２ガスを用いて純化処理を行った。その後、未反応分離剤を除去した後、コロイダルシリカとリン酸Mgを主体とする絶縁コーティングを850℃で形成して製品板とした。

かかる製品板のエプスタイン試料に対し、それぞれ、磁束密度：1.7Ｔ、周波数：50Hzにおける鉄損値Ｗ_17/50（W/kg）および磁束密度Ｂ_８（Ｔ）を測定した。この測定結果のうち、雰囲気酸化性を横軸、磁束密度Ｂ_８を縦軸として図１にプロットした。

図１より、低Alのインヒビター成分を含まない成分系に対して、増窒処理を施して二次再結晶させる場合には、増窒処理の雰囲気酸化性：PH₂0／PH₂を0.05以下とすることで、高い磁束密度が安定的に得られることが分かった。

また、窒化珪素を形成させるプロセスにおいては、従来知られているAlの含有量が100ppm 以上の成分系に窒化処理を施す場合と異なり、母材のSi濃度が３質量％前後と高い場合は、アンモニアガス等による窒化物形成に対する表面性状の影響が予想以上に大きいことが明らかとなった。

さらに、鉄損を担う渦流損とヒステリシス損のうち、後者は表面の平滑性を上げることで低減できることが知られているが、窒化処理を行う場合には、さらに、Ra（中心線平均粗さ）で表現される、いわゆる鋼板の表面粗度を0.20μm 以上とすることで、連続処理に適う処理時間を実現できるだけでなく、表面近傍の窒化物形成やその後の窒素の鋼中拡散、さらには鋼板内部でのSi₃N₄析出を安定させ、結果的に得られる鋼板の磁束密度を高位に安定できることを併せて知見した。
本発明は上記知見に立脚するものである。

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以下、Ｎを80質量ppm以下に抑制し、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、1300℃以下で熱間圧延し、熱延板焼鈍を施した後、あるいは熱延板焼鈍を施すことなく、一回の冷間圧延で最終板厚の冷間圧延板とし、さらに、一次再結晶焼鈍を施して焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶焼鈍を施す一連の方向性電磁鋼板の製造工程において、
上記冷間圧延板の表面の平均粗さRa を0.20μm 以上0.26μm 以下にすると共に、
上記一次再結晶焼鈍中、焼鈍後のいずれかでかつ、上記二次再結晶焼鈍前のタイミングでアンモニアガスを主体とする増窒処理を施すに際し、該増窒処理の雰囲気酸化性：PH₂0／PH₂を0.05以下、水素濃度を10vol％以上とし、さらに、加熱温度を800℃以下とすることにより、また、加熱温度が800℃超の場合には保持時間を30秒以下とすることにより、上記増窒処理の窒素増量（ΔＮ）を50質量ppm以上1000質量ppm以下とし、
また、上記二次再結晶焼鈍における300〜800℃間の滞留時間を５時間以上150時間以下とする、方向性電磁鋼板の製造方法。

２．さらに、前記鋼スラブが、質量％で、
Ni：0.005〜1.50％、
Sn：0.01〜0.50％、
Sb：0.005〜0.50％、
Cu：0.01〜0.50％、
Cr：0.01〜1.50％
Ｐ：0.0050〜0.50％
Mo：0.01〜0.50％および
Nb：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に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。

３．前記冷間圧延板の表面の平均粗さRa を、さらに0.25μm 以上とする前記１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。

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

冷間圧延の各条件に対する磁束密度の測定結果を、増窒処理の雰囲気酸化性：PH₂0／PH₂を横軸、磁束密度Ｂ_８を縦軸として示したグラフである。

以下、本発明おける製造に関するポイントについて述べる。
本発明においては、基本的に従来公知のスラブ高温加熱を利用しない方向性電磁鋼板の製造方法に従う。
まず、本発明において、鋼スラブの成分組成の限定理由について説明する。なお、以下に記載する「％」および「ppm」表示は特に断らない限り、それぞれ質量％および質量ppmを意味するものとする。

本発明の溶鋼成分については、鋼溶製時にsol.Alを100ppm以下に抑制する。本発明は、AlNをインヒビターとして利用しないプロセスを前提として1300℃以下のスラブ加熱温度を想定しているので、sol.Alが100ppmより多い場合、AlN等として完全固溶できずに、粗大な析出物として二次再結晶の撹乱要因となる。従って、sol.Alを100ppm以下に抑制する必要がある。

本発明は、増窒処理後にSi₃N₄を析出させることが重要であるため、不可避的に含まれるAl成分によってAlNが析出すると、後の析出物制御を乱す要因となるので、極力少ない方が良い。また、スラブ加熱時のフクレなどの欠陥の原因となることもあるため、sol.Alは80ppm以下に抑制することが好ましい。

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。磁気特性の観点から望ましい添加量は、0.01〜0.06％の範囲である。なお、下限に関しては、磁気特性上30ppm程度以下が求められるので、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、特に設けなくてもよい。

Si:2.0〜4.5％
Siは、鋼の電気抵抗を高め、鉄損を改善するのに有効な元素であるが、含有量が2.0％に満たないとその添加効果に乏しく、一方、4.5％を超えると加工性が著しく低下し、また磁束密度も低下するため、Si量は2.0〜4.5％の範囲とする必要がある。

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ので、0.005％以上含有させることが好ましいが、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。

Ｓ、SeおよびＯ:それぞれ50ppm未満
先に述べたように、本発明では、Alを低減しているため、AlNを主体とする、いわゆるインヒビターの活用はない。この場合、磁束密度の高い方向性電磁鋼板を得るためには、Ｓ：50ppm（0.005％）未満、Se：50ppm（0.005％）未満とする必要がある。これは強い抑制力を発揮するインヒビター成分が含まれていない鋼成分系では、不純物による一次再結晶における粒成長性への影響が大きいためである。
また、Ｏ量は、50ppm（0.005％）未満とする必要がある。これは介在物としての酸化物が磁気特性に悪影響を及ぼすためである。

ここで、Ｓ量は、磁束密度向上の観点から添加量が多いほど良好であるが、低温スラブ加熱を行う場合、MnS等のインヒビターとして制御性良く析出させることが困難なため、製鋼段階から添加すべきではなく、一次再結晶焼鈍後から二次再結晶完了までの間に、鋼板に対して増硫処理を施して増加させることが望ましい。また、このようなタイミングで増硫処理を施したとしても、二次再結晶焼鈍はバッチ式で焼鈍処理を行うため、昇温速度は一般に遅く、増硫処理により鋼中に侵入したＳを均一に分散させるのに適しているので問題はない。

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、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」などの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。なお、望ましくは60ppm以下である。

以上、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。なお、残部は、Feおよび不可避的不純物である。
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って、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1.50％を超えると所望の二次再結晶を得ることが困難となり、磁気特性が劣化するので、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、一方でその含有量が1.50％を超えると所望の二次再結晶を得ることが困難となり、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。

Mo:0.01〜0.50％、Nb:0.0005〜0.0100％
MoおよびNb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。これらの元素は、少なくともどちらか一方を、上記下限値以上含有させなければヘゲ抑制の効果は小さく、一方、どちらかが上記上限を超えると、炭化物や窒化物を形成するなどして最終製品まで残留した際、鉄損劣化を引き起こすため、上述した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。
上記の好適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には、再加熱温度を、1000℃程度以上とするのが望ましく1300℃以下とすることが必要である。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にとって無意味であり、コストアップの要因となるだけだからである。一方、1000℃未満のスラブ加熱では、熱間圧延時の圧延荷重が高くなって、圧延することが困難になるからである。

ついで、熱延板に、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回の冷間圧延を施して、最終冷延板（最終板厚の冷間圧延板）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。
本発明において、上記の最終冷延板の表面粗さは、Ra（中心線平均粗さ）で表現される表面粗度を0.20μm 以上とする必要があり、さらに0.25μm以上とすることが望ましい。電磁鋼板の鉄損値を低減する目的では、ヒステリシス損低減の観点から、表面の平滑性を上げる、すなわち表面粗度Raを低下させることが有効であるが、連続窒化処理における窒加速度増加による生産性向上、磁束密度の高位安定性の観点からは、表面粗度Raが大きいほど良い。前者については、鋼板表面での窒化反応の反応表面積を増加させる効果がある。後者については、そのメカニズムが十分に明らかとなっているわけではないが、表面粗度Raを0.20μｍ未満に低下させると、窒化処理直後に形成される表面窒化物が不均一に形成されやすく、その後の分解、窒素の鋼中拡散、Si₃N₄析出に影響し、最終的に得られる磁束密度がばらつきやすい。逆に適度な表面粗度は窒化処理時にマクロ的に均一な表面窒化物形成を促進し、その後のSi₃N₄均一析出に有効に働くと推定している。

続いて、最終板厚の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を800℃以上950℃未満程度とすることが望ましい。なお、この時の焼鈍雰囲気を、湿水素窒素あるいは湿水素アルゴン雰囲気とし、脱炭焼鈍を兼ねても良い。

さらに、本発明において、窒素増量のための窒化処理は、アンモニアガスによるガス窒化が前提であって、一次再結晶焼鈍中、あるいは焼鈍後に施す。

前掲した図１より、窒化炉内の雰囲気ガスの酸化性PH₂0／PH₂が0.05より大きな条件では、一部高磁束密度の素材が得られるものの、磁気特性のばらつきは大きく、磁気特性の低いものが混じってしまい、結果的に、二次再結晶挙動が不安定となっていることが分かる。
すなわち、本発明における低Alのインヒビター成分を含まない成分系に対して、ガス窒化で増窒処理を施す場合には、雰囲気酸化性PH₂0／PH₂を0.05以下として、鋼中Siの酸化による窒化珪素の形成阻害をできる限り抑制させることが必要である。なお、PH₂0／PH₂の値に、下限は特にないが、工業的に利用可能な露点より0.002程度である。

ここで、上記磁気特性のばらつきの発生原因は明らかではないが、脱炭を伴う一次再結晶焼鈍後の表面にはSiO₂を主体とした酸化物が形成されていて、Si酸化物形成に伴って表面近傍の鋼中Si濃度が低下する。そして、そのSi濃度低下に伴って生じるSi分布の不均一性が、窒化珪素の形成や分布挙動に影響を与えているからと推定される。

他方、雰囲気ガスとして混合するＨ_２ガスについては、全く混合しない場合、良好な磁束密度が得られず、体積分率で10％以上添加することが必要であることが分かる。上限は特にないが、窒化能を有するアンモニアガスおよびＮ_２ガスの混合は必要であるので80vol％以下が望ましい。

従って、本発明では、雰囲気ガスとしてＨ_２ガスを10vol％以上混合することが必要であると同時に、PH₂0／PH₂で規定される雰囲気酸化性を0.05以下とすることが必要である。また、そのためには窒化炉内の露点、すなわち水蒸気分圧を低く抑えることが重要である。

上記増窒処理の際、重要な点は表層に窒化物層を得ることである。特に鋼中への拡散を抑制するために800℃以下の温度で窒化を行なうことが望ましいが、時間を短時間（例えば30秒程度）とすることで高温であっても表面へ窒化物層を形成させることが可能となる。

また、窒化による窒素増量（ΔＮ）は50ppm以上1000ppm以下とするのが肝要である。窒素増量が50ppm未満では、その増窒効果は十分に得られず、一方、1000ppmを超えると窒化珪素の析出量が過多となって、効果的に二次再結晶が生じない。望ましくは200ppm以上1000ppm以下が好適範囲である。なお、当該窒素濃度は、たとえ鋼板の一部に濃化していたとしても、鋼板の厚み方向の平均に均した値である。

上記一次再結晶焼鈍および窒化処理を行った後、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（Al₂0₃）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。

二次再結晶焼鈍では、300〜800℃間の滞留時間を５時間以上150時間以下とすることが好ましい。窒化珪素の析出は、正常粒成長の抑制が目的であるため、正常粒成長が進行する800℃の段階では十分な量が粒界上に選択的に析出している必要があり、300〜800℃の温度域の滞留時間を５時間以上とすることで、窒化珪素は、粒内で析出することができないものの、粒界を拡散して来たＮとSiとは、粒界上に選択的に析出することができるのである。一方、上限については必ずしも設ける必要はないが、150時間を超える焼鈍を行なっても焼鈍に要するエネルギーばかりが必要になるだけなので、150時間以下の時間で行なうことが望ましい。また焼鈍雰囲気は、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。

製造上、窒化珪素の析出には、二次再結晶昇温過程を利用するのがエネルギー効率の観点から、最も有効であることは明白であるが、同様のヒートサイクルを利用すれば窒化珪素の粒界選択析出は可能であるため、長時間の二次再結晶焼鈍の前に、窒化珪素分散焼鈍として、別途の熱処理を実施することも可能である。

方向性電磁鋼板は、トランスなどの鉄心材料に用いられる場合、積層して使用されるため、層間絶縁のための絶縁層が必要である。追加で施される絶縁コートとしては、方向性電磁鋼板に、一般に使用される無機質コートが利用可能である。特に、張力付与効果を有するコーティングは、低鉄損化を達成するために鋼板表面を平滑化した方向性電磁鋼板との組合せが極めて有効である。
張力付与型コーティングの種類としては、熱膨張係数を低下させるシリカを含むコーティングが有効で、従来からフォルステライト被膜を有する方向性電磁鋼板に用いられているリン酸塩-コロイダルシリカ-クロム酸系のコーティング等が、その効果およびコスト、均一処理性などの点から好適である。なお、コーティングの厚みとしては、張力付与効果や占積率、被膜密着性等の点から0.3μm以上10μm以下の程度の範囲が好ましい。

さらに、本発明では、平坦化焼鈍により、鋼板の形状を整えることが可能であり、この平坦化焼鈍を、絶縁被膜の焼付け処理と兼ねることもできる。
また、磁区細分化処理として、絶縁コート後にレーザや電子ビーム照射等の熱歪み導入型の磁区細分化処理を施すことでさらに低鉄損化をはかることが可能である。また機械的、電気化学的に物理的な溝を形成して磁区細分化を図り、鉄損を低減することも有効である。

表１に示す鋼記号１〜４の成分を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなるスラブを、1200℃に加熱後、熱間圧延し、2.6mm厚みの熱延コイルとした。次に、この熱延コイルを1000℃で焼鈍した後、酸洗し、タンデム圧延機により0.27mm厚みに仕上げた。最終冷延板の表面粗度は、ワークロールの表面粗度、潤滑用のクーラント量等で調整し、平均粗さRa＝0.16〜0.26μmの間に調整した。

各コイルを脱脂して850℃の湿水素雰囲気で脱炭焼鈍を行い、得られた脱炭焼鈍板より圧延方向に沿ってエプスタイン試料を切り出した。
ついで、アンモニアガス主体の窒化炉にて増窒処理をおこない、鋼中窒素量が250ppmおよび400ppm前後の２水準となるよう、Ｈ_２ガス濃度、Ｎ_２ガス濃度、雰囲気露点、窒化温度、時間等を変更した。アンモニアガス濃度は15vol％で一定とした。引き続き、鋼板に、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布後、1075℃までArとＮ_２の混合雰囲気で加熱し、1200℃の純化焼鈍は、Ｈ_２雰囲気で行った。その後、未反応分離剤を除去してから、コロイダルシリカと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800℃で形成した。
かくして得られた製品の磁気特性評価として、1.7Ｔの磁束密度における50Hz交流励磁での鉄損値Ｗ_17/50および磁束密度Ｂ_８を測定した。表２には、平均粗度Raを0.22〜0.24μmの範囲で一定の条件とした最終冷延板を用いた場合の増窒化処理条件と、得られた鋼板のエプスタイン試験法による磁気特性をまとめた。

表２から明らかなように、本発明条件を満たす条件Ｂ、ＦおよびＨではいずれも良好な磁気特性を示した。これに対して、鋼成分を満たしていないＣおよびＥ、Ｈ_２ガス濃度が10vol％未満、または雰囲気酸化性PH₂0／PH₂が0.05より大きな条件Ａ、Ｄ、ＧおよびＩでは、いずれも良好な磁気特性が得られていない。

表３には、鋼番号１と４の材料について、最終冷延板の表面粗度を変更した素材への増窒化処理条件と、得られた磁束密度Ｂ_８の平均値とバラツキ（最大最小の磁束密度差ΔＢ_８）をまとめた。
ここで、磁束密度Ｂ_８は、400L×100Wの試験片をコイル幅方向で10枚切り出したものを、単板磁気試験法により評価した。

表３から明らかなように、本発明条件を満たす条件Ｌ、ＮおよびＲはいずれも良好な磁束密度を示し、そのバラツキΔＢ_８も小さかった。これに対して、表面粗度Raの条件を満たしていない条件Ｊ、Ｋ、ＰおよびＱは窒素増量自体も少ない傾向であるが、得られた磁束密度のバラツキΔＢ_８が大きく、その結果平均のＢ_８も低位である。またＨ_２濃度や雰囲気酸化性条件を満たしていない条件Ｍ、Ｏ、ＳおよびＴでは、平均のＢ_８等、いずれも良好な磁気特性を得られていない。

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以下、Ｎを80質量ppm以下に抑制し、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、1300℃以下で熱間圧延し、熱延板焼鈍を施した後、あるいは熱延板焼鈍を施すことなく、一回の冷間圧延で最終板厚の冷間圧延板とし、さらに、一次再結晶焼鈍を施して焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶焼鈍を施す一連の方向性電磁鋼板の製造工程において、
上記冷間圧延板の表面の平均粗さRa を0.20μm 以上0.26μm 以下にすると共に、
上記一次再結晶焼鈍中、焼鈍後のいずれかでかつ、上記二次再結晶焼鈍前のタイミングでアンモニアガスを主体とする増窒処理を施すに際し、該増窒処理の雰囲気酸化性：PH₂0／PH₂を0.05以下、水素濃度を10vol％以上とし、さらに、加熱温度を800℃以下とすることにより、また、加熱温度が800℃超の場合には保持時間を30秒以下とすることにより、上記増窒処理の窒素増量（ΔＮ）を50質量ppm以上1000質量ppm以下とし、
また、上記二次再結晶焼鈍における300〜800℃間の滞留時間を５時間以上150時間以下とする、方向性電磁鋼板の製造方法。
さらに、前記鋼スラブが、質量％で、
Ni：0.005〜1.50％、
Sn：0.01〜0.50％、
Sb：0.005〜0.50％、
Cu：0.01〜0.50％、
Cr：0.01〜1.50％
Ｐ：0.0050〜0.50％
Mo：0.01〜0.50％および
Nb：0.0005〜0.0100％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
前記冷間圧延板の表面の平均粗さRa を、さらに0.25μm 以上とする請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。