JP6225759B2

JP6225759B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法

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Publication number: JP6225759B2
Application number: JP2014046185A
Authority: JP
Inventors: 之啓新垣; 雅紀竹中; 博貴井上
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2014-03-10
Filing date: 2014-03-10
Publication date: 2017-11-08
Anticipated expiration: 2034-03-10
Also published as: JP2015168869A

Description

本発明は、優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板の製造に好適な冷延鋼板、および方向性電磁鋼板を安価に得ることができる製造方法、並びに、その製造方法により得られる方向性電磁鋼板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と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て、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）。

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、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ると共に、脱炭焼鈍工程において適正な窒化雰囲気下で窒化を行なうことにより、（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。

しかしながら、（Al,Si）Nが、鋼中に微細分散し、有効なインヒビターとして機能したとしても、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的中精度が十分でない場合は、十分な粒成長抑制力が得られないという問題があった。

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も検討が進められていて、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）が開示されている。

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って、集合組織制御のために温間圧延などの多くの技術が提案されている。こうした集合組織制御が十分に行えない場合は、インヒビターを用いる技術に比べて二次再結晶発現の安定性に欠け、二次再結晶不良となる場合も認められる。

そこで、二次再結晶を安定的に発現させる技術として、一次再結晶焼鈍後、二次再結晶焼鈍前に、地鉄中のＳ量を増加させる、いわゆる増硫処理を施す技術が見出された（特許文献６）。
この技術によれば、一次再結晶から二次再結晶までに増硫処理を行うことによって、一次再結晶粒界に偏析するＳ量が増すため、インヒビターレス法において最も重要な集合組織に起因する結晶の粒界性格の差異を強めることが可能となる。その結果、Goss方位以外の方位粒を囲む粒界の移動が適度に抑制されるので、二次再結晶が安定化するのである。

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２０００−１２９３５６号公報特開２００４−３５３０３６号公報特開平１−２１５９２５号公報特開平７−６２４３６号公報

しかしながら、特許文献６に開示の技術を適用した場合にあっては、二次再結晶焼鈍後のコイル内における磁気特性の偏差が大きくなる場合が散見された。

本発明は、上記の事情に鑑みてなされたものであって、冷間圧延工程を適正に行うことで、特許文献６に開示の増硫処理を施す場合に懸念される鋼板内での磁気特性の偏差を効果的に低減する方向性電磁鋼板の製造に適した冷延鋼板と、それを用いた方向性電磁鋼板の製造方法と、その製造方法により得られる方向性電磁鋼板とを提案することを目的とする。
また、これと同時に、本発明は、インヒビターレス技術を利用した方向性電磁鋼板製造に重要な一次再結晶集合組織を良好なものとして、鋼板の磁気特性を改善することを可能とするものである。

発明者らは、上記した問題を解決するために、コイル内で生じるばらつきの原因について調査検討を行なったが、二次再結晶焼鈍時の雰囲気制御、温度管理等を適正に行なっていても、なお二次再結晶前の増硫量が場所によって一定になっていない場合があることを見出した。

特に増硫量が多かった箇所を切り出して調査し、鋼板の表面に、極めて小さな凹凸があることが判明した。通常圧延では、圧延油を引き込んで、表面に多少なりともオイルピットが形成されることから、圧延後の表面には、ある程度、不可避的に凹凸が生じることになる。
他方、増硫処理は、焼鈍分離剤中に硫化物および／または硫酸塩を添加することによって、二次再結晶焼鈍の昇温過程で、鋼板表面よりＳを拡散させるものであるが、その際、上述したような凹凸が多く存在すると、Ｓが浸入する表面積が大きくなって、その部分だけ増硫量が増加してしまうと考えられる。

そこで、発明者らは、上記凹凸が多く存在する場所を制御するために、表面凹凸の指標を検討した。その結果、Ｓの侵入、すなわち二次再結晶の安定性につながる表面凹凸の指標としては、一般的に粗度の指標として使用される算術平均粗さ：Raよりも光沢度（JIS Ｚ8741）を用いることによって、評価可能であることを新たに見出した。
ここで、Raは、凹凸の平均高さからの算術平均であるため、緩やかで大きな凹凸があった場合、Raとしては大きな値となるものの、鋼板の表面積はそれほど大きいものとはならない。一方で、光沢度は、緩やかで大きな凹凸の場合、良好な値を示すが、凹凸が急峻である場合には、端的に低位な値を示す。これは、光沢度が物質表面の正反射（鏡面反射）の程度を表す量であり、拡散反射が生じるような表面では、その値が低下することによるものである。

本発明は、Ｓの浸入によって二次再結晶を安定化する技術を基本としたものであり、かつＳの浸入量のばらつきは、浸入対象の鋼板における表面積の多寡に起因するから、Raではなく光沢度を指標として用いることによって、二次再結晶の安定性を良好に判断できたものと考えている。

また、油引き込みによるオイルピット抑制については多くの技術が知られているが、インヒビターレス法を用いた方向性電磁鋼板の製造においては、一次再結晶集合組織の作りこみが極めて重要な要素であるため、圧延工程で実施できる対策は限定される。

そこで、冷間圧延で実施している組織形成と圧延理論とから考えられる、一次再結晶集合組織の作り込みと、Goss核の形成と、油引き込みのメカニズムについて再考した。
まず、組織形成の観点から考えると、方向性電磁鋼板の製造時の冷間圧延において、熱延板焼鈍から最終板厚とするまでの間に、700℃以上となるような再結晶焼鈍過程（中間焼鈍）を行なわない場合は、熱延板焼鈍過程で生じた（001）＜110＞組織の低減、破壊が一次再結晶集合組織の作り込みに重要であると考えられている。

また、二次再結晶に重要なGoss核の形成についても冷間圧延工程で実施しなければならない。このような組織形成は、いわゆる温間圧延によって実現している。例えば、特許文献７では、圧延中の鋼板温度を高温とすることにより圧延変形で発生した転位に対して、直ちに炭素：Ｃや窒素：Ｎを固着させる動的時効効果を利用する手段が提案されている。このような動的時効を利用する場合は、転位の移動速度が遅い方が、固溶元素による固着が生じやすいため、低歪み速度圧延である方がGoss核の形成について有効に作用すると考えられている。

さらに圧延油であるが、圧延油は、鋼板の圧延ロールへの噛み込み角が大きく、ロール周速が速いほど引き込み量は多くなることが知られている。また、引き込まれた油によりオイルピットが形成されるという状況は、圧下率の高い圧延で生じやすいことが予想される。なお、圧延時に導入される歪み速度(ε_m)は、Ekelundによって与えられた以下の式によって算出される。
ε_m≒ （v_R/（R^´・h₁）^1/2）（2/(2−r））（r）^1/2
ここで、v_Rはロール周速度（mm/s）、R^´はロール半径（mm）、h₁はロール入側板厚（mm）、rは圧下率（％）である。

上式において、ロール半径：R^´は、鋼板のロールへの噛み込み角に相当する値と言える。故に、上述の式により、ロール半径が小さくなり算出される歪み速度が高い状態ほど、油引き込み量が多くなることが分かる。

そこで、新たに、歪み速度を冷間圧延時の制御因子と考え、圧延後の光沢度を高めると共に集合組織の形成を良好にする圧延条件が存在するか否かについて、圧延後の光沢度と磁気特性に及ぼす歪み速度の影響との関係を見ることで確認するべく、後述する実施例１に示すような実験を行った。
その結果から、圧延板での光沢度を高めることで二次再結晶安定性のばらつきが低減できること、および、歪み速度を適正な範囲で圧延することで集合組織の改質と共にオイルピットを抑制し、光沢度を高めることができることを新規に知見した。

さらに、圧延油の引き込み量は油の動粘度が高いほど増加するが、動粘度は、圧延油を高温にすることで低下させることができるため、圧延油を高温とすることによりロールバイト内への油引き込み量を低減することができることも併せて見出した。
これらの知見を基に、さらに検討を行い、本発明を完成させた。

すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％および質量ppmで、Ｃ：0.10％以下、Si：2.0％以上4.5％以下、Mn：0.01％以上0.5％以下を含有し、かつ、Al：100ppm未満、Ｓ、Se、ＯおよびＮ：各50ppm以下に抑制し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、表面光沢度：Gs20が80以上である冷延鋼板。

２．前記冷延鋼板に、さらに質量％で、
Ni：0.005〜1.50％、
Sn：0.01〜0.50％、
Sb：0.005〜0.50％、
Cu：0.01〜0.50％、
Cr：0.01〜l.50％、
Ｐ：0.0050〜0.50％、
Nb：0.0005〜0.0200％および
Mo：0.01〜0.50％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有させる前記１に記載の冷延鋼板。

３．質量％および質量ppmで、Ｃ：0.10％以下、Si：2.0％以上4.5％以下、Mn：0.01％以上0.5％以下を含有し、かつ、Al：100ppm未満、Ｓ、Se、ＯおよびＮ：各50ppm以下に抑制し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に熱延板焼鈍を施した後、中間焼鈍を行わずに総圧下率：85％以上となる冷間圧延によって冷延鋼板とし、該冷延鋼板に一次再結晶焼鈍を施し、二次再結晶焼鈍時の焼鈍分離剤にMgOと共に、硫化物および／または硫酸塩を含有させることにより、二次再結晶焼鈍工程の昇温過程における鋼板に対して２質量ppm以上200質量ppm以下の増硫処理を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
上記冷間圧延時、総圧下率が50％を超えた後の圧延のうち、１パス当たりの圧下率が25％を超える圧延を少なくとも１パス以上行うと共に、最も圧下率の高いパスでの歪速度を６×10²s^-1以下とし、さらに該最も圧下率の高いパスにおける直前の鋼板温度を130℃以上として、上記冷延鋼板を、表面光沢度：Gs20で80以上とする方向性電磁鋼板の製造方法。

４．前記焼鈍分離剤中に含有させる硫化物および／または硫酸塩の量を0.2〜15質量％の範囲とする前記３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。

５．前記冷間圧延板の一次再結晶焼鈍において、500〜700℃間の昇温速度を50℃／s以上とする前記３または４に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。

６．前記３〜５のいずれか１項において、一次再結晶焼鈍中、あるいは一次再結晶焼鈍後に窒化処理を行なう方向性電磁鋼板の製造方法。

７．前記鋼スラブに、さらに質量％で、
Ni：0.005〜1.50％、
Sn：0.01〜0.50％、
Sb：0.005〜0.50％、
Cu：0.01〜0.50％、
Cr：0.01〜l.50％、
Ｐ：0.0050〜0.50％、
Nb：0.0005〜0.0200％および
Mo：0.01〜0.50％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有させる前記３〜６のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。

８．前記３〜７のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法によって得られる方向性電磁鋼板。

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。

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、鋼板の圧下率を除き、「％」「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：0.10％以下
Ｃは、0.01％以上含有させることで一次再結晶集合組織を改善することができる。一方、含有量が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き、脱炭も困難となるため、本発明では0.10％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、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％以下とすることができる。

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ため、2.0％以上含有させることが必要な一方で、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2.0％以上4.5％以下に限定した。

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、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。一方、熱間での加工性を確保するため、Mn含有量の下限は0.01％とした。

Ｓ、SeおよびＯ：50ppm以下
Ｓ、SeおよびＯ量が、いずれか一つでも50ppmを超えると、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以下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、脱炭も阻害することがあるためAlは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することができる。

Ｎ：50ppm以下
Ｎについては、インヒビターとしての作用を防止する必要があると同時に、過剰に存在した場合、Si窒化物が形成され、冷間圧延時、鋼板割れの基点となることがあるため、鋼スラブで50ppm以下に抑制する。

以上、鋼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。なお、本発明の鋼スラブおよび鋼板において、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って、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1.50％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、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：0.0005〜0.0200％、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、本発明の冷延鋼板を用いた方向性電磁鋼板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無意味で、コストアップとなるばかりか、スラブでの結晶粒径を粗大化させ、（001）＜110＞の形成を助長することとなる。一方1000℃未満では、圧延荷重が高くなり、熱間圧延自体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鋼板に、熱延板焼鈍を施したのち、中間焼鈍を行わずに総圧下率：85％以上となる冷間圧延を施して、最終冷延板（本発明に従う冷延鋼板）とする。

この冷間圧延の際、熱延焼鈍板からの総圧下率（＝（（熱延板板厚一圧延後板厚）／熱延板板厚）×100）が50％を超えた後において、１パス当りの圧下率が最も高いパスでの歪速度を６×10²s^-1以下とし、その圧延直前の鋼板温度を130℃以上とする。
時効効果による集合組織の改善は、ある程度の転位密度が必要である。また、そもそも圧下率の低い状態でオイルピットが形成されても、後の圧延で表面は平滑化され、凹凸が残ることはほとんどない。従って、本発明では、低圧下率の範囲は対象となりえない。他方、オイルピットの形成は、１パス当りの圧下率が高いほど生じやすいため、総圧下率で50％を超えた圧延後半部分での最も圧下率の高い圧延パスが対象となる。

そして、さらに本発明は、総圧下率が50％を超えた後、１パス当りの圧下率が25％を超えないような軽圧下を繰返した時も、本発明で問題となる凹凸は生じにくいため適用外である。従って、少なくとも圧下率が25％以上となるパスが少なくとも１回存在することが、本発明の製造方法を適用するための条件となる。

また、総圧下率が50％を超えた後、１パス当りの圧下率が最も高いパスについて、歪み速度を６×10²s^-1以下とする。これを超えると圧延油引き込みによるオイルピットの抑制と集合組織の改善が両立できないからである。オイルピットの抑制と集合組織の改善の両立の点から、好ましくは、歪み速度：４×10²s^-1以下が望ましい。

さらに、本発明では、圧延油を吹き付ける圧延直前の鋼板温度を130℃以上とすることが肝要である。
圧延油の動粘度は、圧延油自身の温度によって変動するため、吹き付ける圧延油温度を高めることで、油の動粘度を低下させ、ロールバイト中への油引き込み量を低減することができる。また、集合組織の改善の観点からは、鋼板が高い温度を維持し、鋼中の固溶元素の拡散速度を高めた状態で圧延することによって、動的時効効果が得られやすくなる。
従って、本発明では、鋼板温度を高めることで、吹き付けた圧延油の温度を高め、ロールバイト中への油引き込み量を低減できるのと同時に、鋼板の集合組織の改質を達成することができるのである。

さらに、本発明において、熱延板から最終冷延板までの圧下率は85％以上が必要である。85％未満では、一次再結晶集合組織の先鋭性が低下し、良好な二次再結晶を起こさせることが困難になるからである。

［表面光沢度：Gs20で80以上］
本発明に従い、圧延板での光沢度を高めることで、二次再結晶安定性のばらつきが低減できるが、歪み速度を適正な範囲で圧延することで集合組織の改質と共にオイルピットを抑制し、光沢度を高めることができる。
そして、本発明の冷延鋼板の表面光沢度については、Gs20で80以上とする。Gs20を80以上にすると、増硫処理の際に、増硫量が局所的に増加してしまうような凹凸が多く存在する場所の形成が効果的に制御されるため、二次再結晶の安定発現につながるからである。なお、表面光沢度の上限について、特に制限はないが、400超を実現しようとした場合、歪み速度を下げるためにライン速度の制約が大きくなるので、400程度までが好ましい。また、本発明の製造方法以外の方法で、鋼板の集合組織の作り込みと光沢度の向上を両立できる場合には、さらに高い光沢度としてもよい。

圧延機としては、低歪み速度と油引き込み量低下を同時に達成する観点から、ロール半径の大きな圧延機が適している。ロール半径が大きい圧延機では、ロール噛み込み角が低減し油引き込み量が低下するからである。また同じ圧延速度で圧延する場合にもロール周速度が低くなるため、油引き込み量を低減することができ、歪み速度自体を低減することにつながるため、動的時効効果を高めることができる。工業的な圧延速度で低歪み速度圧延を実施するためには、概ねロール半径：50mm以上、望ましくはロール半径：100mm以上の圧延ロールを利用する。

最終冷延板に一次再結晶焼鈍を施す。一次再結晶焼鈍にあたっては集合組織改善の観点から、500〜700℃間の昇温速度を50℃／s以上とする一次再結晶焼鈍を適用することができる。このような焼鈍を実施することにより、Goss方位の存在量を高め、二次再結晶後の結晶粒径を低減し、鉄損特性を改善させることが可能となる。

上記対象となる温度域については、冷間圧延後の組織の回復に相当する温度域を急熱し、再結晶させることが目的であるため、組織の回復に相当する500〜700℃の昇温速度が重要であり、当該範囲を規定した。また、昇温速度が50℃／s未満では、当該温度での組織の回復を十分に抑制することができないおそれがある。よって、本発明では、500〜700℃の昇温速度を、50℃／s以上とすることが好ましい。なお、当該昇温速度条件は、特許文献８等にも記載されている。

一次再結晶焼鈍では焼鈍中、または焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布する前までに窒化処理を行なうことができる。窒化の手法は窒化量を制御できれば、特に限定しない。過去実施されている、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。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。

窒化処理は、インヒビターレス法の製造において、増硫処理と同等の効果が期待できる。すなわち、二次再結晶焼鈍の昇温中に窒化物として析出し、Goss組織以外の粒成長を抑制する。増硫処理を行なう本発明では窒化工程は必ずしも必要ではないが、窒化により50ppm以上400ppm以下の鋼板窒素量に制御することによって、より安定的に高い磁気特性を得る効果が得られる。

この後、鋼板の表面にマグネシア（MgO）を主体とする焼鈍分離剤を適用して、二次再結晶焼鈍を施すことにより、二次再結晶組織を発達させると共に、フォルステライト被膜を形成させる。
本発明では、この二次再結晶焼鈍工程において、均一な二次再結晶組織を発現させるために二次再結晶焼鈍工程の昇温過程において増硫処理を行う。そのために本発明では、上記の焼鈍分離剤中に、アルカリ金属やアルカリ土類金属や遷移金属の硫化物および／または硫酸塩を含有させる。

ここに、焼鈍分離剤中に添加する硫酸塩や硫化物としては、Ag，Al，Ba，Ca，Co，Cr，Cu，Fe，In，Ｋ，Li，Mg，Mn，Na，Ni，Sn，Sb，Sr，ZnおよびZrの硫酸塩または硫化物のうちから選ばれる一種または二種以上が好適である。

また、焼鈍分離剤への硫酸塩や硫化物の添加量としては、0.2％以上15％以下程度とするのが好適である。というのは、硫酸塩や硫化物の添加量が0.2％未満では、地鉄におけるＳ増加量が少ない一方で、15％超では、地鉄のＳ増加量が多くなりすぎて、いずれの場合も磁気特性改善効果が小さいからである。

また、硫酸塩や硫化物の添加量を上記の範囲とすることで、再現性良く鋼板の増硫量を２ppm以上200ppm以下に制御することができるので、本発明の製造方法では、この範囲の増硫量が必要である。増硫量は二次再結晶が完了する900℃にて二次再結晶焼鈍を中止し、温度を室温とした後に、地鉄中のＳ濃度を化学分析により定量したものである。なお、本知見はいずれも、前掲特許文献６によって得られている。

次に、二次再結晶焼鈍後、張力を有する絶縁被膜を形成する場合、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。例えば、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。
かくして、本発明に従う方向性電磁鋼板を得ることができる。

［実施例１］
Ｃ：0.024％、Si：3.3％、Mn：0.04％を含有し、Ｓ、Se、０を各々50ppm未満、Ｎを25ppm未満に抑制し、残部は、Feおよび不可避的不純物からなるインヒビター成分を含有しない鋼スラブを、1100℃に加熱後、熱間圧延により板厚：2.3mmと2.Ommの熱延板とした後、1060℃、30秒の熱延板焼鈍を施した。その後、ロール径：350mmのリバースミルによって、５パスで最終板厚：0.27mmとした。圧延は表１に示した圧延パススケジュールで行ない、圧延速度を変更することで歪み速度も変更した。また圧延後に吹き付ける油（クーラント）の使用量を変更することによって鋼板温度を制御した。
得られた圧延コイルの長手方向より、500ｍ間隔で４箇所の位置から、それぞれ供試材として１条件につき５枚の100mm×300mm試験片を切り出し、計20枚のサンプルを得た。得られたサンプルは、全てレーザー粗度計を用いてRaを測定した後、JIS−Z8741に従い光沢度を評価した。光沢度は入射角を20度とするGs20で評価した。
これに、均熱温度：840℃、均熱時間：100秒の一次再結晶焼鈍を施した。一部サンプルは通電加熱炉を用いて、500〜700℃間の昇温速度が70℃/sとなる急熱処理を行なった。また、他試料についてもNH₃ガス雰囲気中で700℃×２分のバッチ処理を行なうことにより窒化処理を行なった。

上記工程を経て得られた鋼板に、MgOを主剤とする焼鈍分離剤を塗布した。焼鈍分離剤中に添加した硫酸塩はCaSO₄とMgSO₄の２種類とした。また添加量は0.5％一定とした。焼鈍分離剤の塗布後、二次再結晶焼鈍に供した。かくして得られた二次再結晶焼鈍板に、リン酸塩−クロム酸塩−コロイダルシリカを質量比３：１：２で含有する塗布液を塗布し、800℃、３時間の歪取り焼鈍を行なった後、100mm×300mm試験片に対してSST試験機を用いて磁気測定を行ない、Ｗ_17/50を測定した。測定結果として、20枚のＷ_17/50の平均値とその標準偏差（σ）を表１に併記した。なお、鋼板の増硫量は２ppm以上200ppm以下の範囲であった。

表１に見られるように、発明例は、比較例に比べ、いずれもＷ_17/50の平均値とその標準偏差（σ）が低減しており、磁気特性が改善していることが分かる。

［実施例２］
Ｃ：0.020％、Si：3.34％、Mn：0.04％を含有し、Se、０を各々50ppm未満、Alを50ppm、Ｎを40ppmまで抑制し、Ｓを20ppmに低減し、さらに種々の添加元素を表２に示すように添加し、残部は、Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを得た。スラブは、1250℃に加熱後、熱間圧延により板厚：2.4mmの熱延板とした後、1060℃、10秒の熱延板焼鈍を施し、４スタンドタンデム圧延機の前半２パスで、圧下率を50％以上とし、３パス目で最高圧下率：42％とするパススケジュールで最終板厚：0.29mmとした。その他の圧延条件は表２に示したとおりである。実施例１と同様に、得られた圧延コイルより長手方向に、500ｍ間隔で４箇所の位置から、それぞれ供試材として１条件につき５枚の100mm×300mm試験片を切り出し、計20枚のサンプルを得た。得られたサンプルに対し、全てJIS−Z8741に従って入射角を20度とする光沢度：Gs20で、鋼板の光沢度を評価した。また条件Ｎｏ．１〜８についてはＳ増量を評価するため、１条件につき６枚ずつ計24枚のサンプルを作製した。
ついで、均熱温度：900℃、均熱時間：20秒の一次再結晶焼鈍を施した。ここで、一部サンプルについては、通電加熱炉を用いた急熱処理（500〜700℃間の昇温速度が70℃/s）とNH₃ガス雰囲気中で700℃×２分のバッチ処理による窒化処理を施した。
次に、鋼板にMgOを主剤とする焼鈍分離剤を塗布し、種々の硫酸塩、硫化物を添加し二次再結晶焼鈍に供した。条件Ｎｏ．１〜８については、二次再結晶に供した24枚の試料のうち、４枚を900℃で降温し、化学分析により鋼中のＳ量（900℃引出増硫量）を定量した。

かくして得られた二次再結晶焼鈍板に、リン酸塩−クロム酸塩コロイダルシリカを質量比３：１：２で含有する塗布液を塗布し、800℃、３時間の歪取り焼鈍を行なった後、100mm×300mm試験片に対し、SST試験機を用いて磁気測定を行ない、Ｗ_17/50を測定した。
試験結果として、試験片20枚のＷ_17/50の平均値とその標準偏差を表２に併記する。

表２に見られるように、発明例は、比較例に比べ、いずれもＷ_17/50の平均値とその標準偏差（σ）が低減しており、磁気特性が改善していることが分かる。

Claims

質量％および質量ppmで、Ｃ：0.10％以下、Si：2.0％以上4.5％以下、Mn：0.01％以上0.5％以下を含有し、かつ、Al：100ppm未満、Ｓ、Se、ＯおよびＮ：各50ppm以下に抑制し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に熱延板焼鈍を施した後、中間焼鈍を行わずに総圧下率：85％以上となる冷間圧延によって冷間圧延板とし、該冷間圧延板に一次再結晶焼鈍を施し、二次再結晶焼鈍時の焼鈍分離剤にMgOと共に、硫化物および／または硫酸塩を含有させることにより、二次再結晶焼鈍工程の昇温過程における鋼板に対して２質量ppm以上200質量ppm以下の増硫処理を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
上記冷間圧延時、総圧下率が50％を超えた後の圧延のうち、１パス当たりの圧下率が25％を超える圧延を少なくとも１パス以上行うと共に、最も圧下率の高いパスでの歪速度を６×10²s^-1以下とし、さらに該最も圧下率の高いパスにおける直前の鋼板温度を130℃以上として、上記冷間圧延板を、表面光沢度：Gs20で80以上とする方向性電磁鋼板の製造方法。
前記焼鈍分離剤中に含有させる硫化物および／または硫酸塩の量を0.2〜15質量％の範囲とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
前記冷間圧延板の一次再結晶焼鈍において、500〜700℃間の昇温速度を50℃／s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。
請求項１〜３のいずれか１項において、一次再結晶焼鈍中、あるいは一次再結晶焼鈍後に窒化処理を行なう方向性電磁鋼板の製造方法。
前記鋼スラブに、さらに質量％で、
Ni：0.005〜1.50％、
Sn：0.01〜0.50％、
Sb：0.005〜0.50％、
Cu：0.01〜0.50％、
Cr：0.01〜l.50％、
Ｐ：0.0050〜0.50％、
Nb：0.0005〜0.0200％および
Mo：0.01〜0.50％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有させる請求項１〜４のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。