JPWO2021085421A1 - 方向性電磁鋼板とその製造方法 - Google Patents

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Abstract

Ｓｉを２．５〜４．５ｍａｓｓ％含有する鋼素材を熱間圧延し、冷間圧延し、脱炭焼鈍し、ＭｇＯ主体の焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍し、磁区細分化処理して方向性電磁鋼板を製造する際、上記焼鈍分離剤として、Ｓｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＷの化合物を金属換算で０．３〜５ｍａｓｓ％含有するものを用い、上記仕上焼鈍では、不活性雰囲気下で８００〜９５０℃の温度に１０〜１００時間保持し、１０５０℃以上純化処理温度まで、Ｈ２１ｖｏｌ％以上、露点１０℃以下のドライガスを炉圧が３．５ｍｍＨ２Ｏ以上となるよう通入して、ＨＣｌ酸洗による下地被膜の酸洗減量を１．８ｇ／ｍ２以下、被膜−地鉄界面におけるＳｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＷの合計濃度を０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％とすることで、高エネルギー密度で磁区細分化処理を施したときでも被膜密着性に優れる方向性電磁鋼板を得る。

Description

本発明は、方向性電磁鋼板とその製造方法に関し、具体的には、優れた磁気特性と被膜特性を有する磁区細分化処理に適した方向性電磁鋼板とそ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使用されることから、磁気特性に優れていること、特に鉄損が低いことが強く求められている。上記方向性電磁鋼板は、従来、冷間圧延したＳｉ含有鋼板に、一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施し、ＭｇＯを主剤とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍において二次再結晶を起こさせ、結晶粒を｛１１０｝＜００１＞方位（いわゆるゴス方位）に高度に揃えることで製造している。上記仕上焼鈍は、二次再結晶させる焼鈍と、１２００℃程度の温度まで昇温して不純物を除去する純化処理と合わせて１０日間程度を要するため、通常、コイルに巻いた状態で行うバッチ焼鈍（箱焼鈍）により行われる。
上記仕上焼鈍においては、脱炭焼鈍時に鋼板表層部に形成されたＳｉＯ２を主体としたサブスケールと、上記脱炭焼鈍後に鋼板表面に塗布したＭｇＯを主剤とする焼鈍分離剤とが、
２ＭｇＯ＋ＳｉＯ２→Ｍｇ２ＳｉＯ４
の反応を起こして鋼板表面にフォルステライト質の被膜を形成する。このフォルステライト被膜は、製品板に対して絶縁性や耐食性を付与することの他に、鋼板表面に引張応力を付与して磁気特性を改善する効果があるため、均一で密着性に優れていることが要求される。なお、上記フォルステライト質の被膜は、以降、「下地被膜」あるいは単に「被膜」とも称する。
ところで、近年、省エネルギーに対する要求を背景として、方向性電磁鋼板にはさらなる鉄損特性の改善が求められるようになってきている。そのため、仕上焼鈍まで終了した鋼板、あるいは、さらに絶縁被膜を被成した鋼板に対して、さらに、レーザービームや電子ビーム、プラズマ炎等を照射して局所的に熱歪を付与して磁区細分化を図ることにより、鉄損を低減する技術が開発されている。しかし、上記のように、高エネルギー密度で局所的な加熱を行うと、熱歪によって被膜が部分的に剥離を起こすことがある。このような被膜剥離部が存在すると、耐食性や絶縁性が劣化するため、再度、絶縁被膜を塗布、焼き付けしなければならず、コストアップの要因となったり、せっかく付与した局所的な熱歪が解放されたりして、磁区細分化の効果が失われてしまうといった問題が起こる。
このような問題を解決するため、各種技術が提案されている。例えば、特許文献１には、被膜と地鉄との界面に形成したＳｅ濃化部の存在割合を面積率で所定のレベルに制御した上で電子ビームを照射する技術が提案されている。また、特許文献２には、仕上焼鈍済みの方向性電磁鋼板の表面に、電子ビームを照射して磁区細分化処理を行うに際し、上記鋼板を５０℃以上に加熱した後に、電子ビーム照射による磁区細分化処理を施す技術が提案されている。また、特許文献３には、仕上焼鈍時に、昇温中の炉内雰囲気の温度が６００℃から１１５０℃の温度域で炉内圧力の増減を繰り返す技術が提案されている。また、特許文献４には、平坦化焼鈍を施す際、焼鈍時の均熱温度、均熱温度からの冷却速度および鋼板の塑性伸び量の各条件を調整し、平坦化焼鈍前後におけるフォルステライト質被膜の被膜張力の減少量を６０％以下に抑制し、さらに、焼鈍分離剤中にＳｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＷの化合物を添加して、これらの金属を地鉄中に含有させる技術が提案されている。
特開２０１２−０５２２３２号公報 特開２０１７−１６６０１６号公報 特開２０００−２３９７３６号公報 特開２０１２−１７７１６２号公報
しかしながら、上記特許文献１に開示の技術は、鋼板表面にＳｅを濃化させて被膜特性を改善しても、プラズマ炎やレーザービームの照射では被膜破壊が起こり易いが、電子ビーム照射はフォルステライト被膜に熱付与が小さいため、磁区細分化処理に適しているとの知見によるものであり、電子ビーム照射以外の方法、例えばレーザービームやプラズマ炎による磁区細分化処理には適用することができない。さらに、Ｓｅの濃化以外にも、ＳやＡｌ等の濃化も考慮する必要があり、それらをすべて所定の範囲内に収めることは困難である。また、特許文献２に開示の技術も、電子ビーム照射による磁区細分化処理に限定されており、プラズマ炎やレーザービームの照射による磁区細分化処理の効果は不明である。また、電子ビーム照射であっても、鉄損改善効果を高めるために照射エネルギーを高めると、被膜剥離を完全に防止し得ないという問題がある。さらに、この技術では、電子ビーム照射前後の真空部で加熱と冷却を行う必要があることから、設備コストやランニングコストが増大するという問題もある。また、特許文献３に開示の技術は、仕上焼鈍炉内の圧力を低下させた時に、炉内に部分的に負圧となる箇所が生じ、大気が炉内に侵入し、雰囲気ガスが異常燃焼を起こす虞がある。また、特許文献４に開示の技術は、ＳｎやＷ等の金属が地鉄中に侵入するので、平坦化焼鈍後の被膜張力は高められるものの、磁区細分化処理による被膜剥離の防止には必ずしも十分な効果が得られないという問題がある。
上記のように、磁区細分化処理による被膜剥離を防止する技術は、実用化の面でも、また、その効果の面でも、まだ十分とは言い難い状況にある。また、近年における省エネルギー化の要求の高まりに伴い、鉄損改善効果をより高めるために磁区細分化処理の照射エネルギーを増大させる傾向にあり、従来の被膜剥離防止技術では、十分な効果が得られなくなってきている。
本発明は、従来技術が抱える上記の問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、高エネルギー密度で磁区細分化処理を施したときでも被膜密着性を確保することができる方向性電磁鋼板を提供するとともに、その有利な製造方法を提案することにある。
発明者らは、上記課題の解決に向け、被膜と地鉄のどのような特性が磁区細分化による被膜剥離に関与するかに着目して鋭意検討を重ねた。その結果、フォルステライト質の下地被膜をＨＣｌで酸洗したときの酸洗減量および下地被膜と地鉄（鋼板表面）との界面に存在するＳｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＷの合計濃度が、磁区細分化処理による被膜剥離性に大きな影響を及ぼしていることを新たに知見し、本発明を開発するに至った。
すなわち、本発明は、
［１］フォルステライト質の下地被膜を有する磁区細分化処理用の方向性電磁鋼板であって、該下地被膜を６０℃の５ｍａｓｓ％ＨＣｌ水溶液で６０秒間酸洗したときの酸洗減量が１．８ｇ／ｍ２以下であり、下地被膜−地鉄界面のＳｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＷの合計濃度が０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％であることを特徴とする方向性電磁鋼板である。
［２］本発明の上記方向性電磁鋼板は、Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．５〜４．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３〜０．３０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする。
［３］また、本発明の上記方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｉ：０．０１〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００２〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．０００５〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｗ：０．００２〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％およびＴａ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
［４］また、本発明は、Ｃ：０．０２〜０．０８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．５〜４．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３〜０．３０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を熱間圧延して熱延板とした後、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とし、一次再結晶を兼ねた脱炭焼鈍を施した後、ＭｇＯを５０ｍａｓｓ％以上含有する焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、仕上焼鈍し、絶縁被膜を塗布し、焼き付けした後、磁区細分化処理を施す方向性電磁鋼板の製造方法において、上記焼鈍分離剤として、Ｓｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＷのうちのいずれか１以上の化合物を、該金属換算で焼鈍分離剤全体に対して０．３〜５ｍａｓｓ％の範囲で含有するものを用いるとともに、上記仕上焼鈍時において、不活性雰囲気下で８００℃以上９５０℃以下の温度で１０時間以上１００時間以下保持する保定処理を施した後、１１５０℃以上１２５０℃以下の温度で純化処理を施す際、１０５０℃以上から上記純化処理温度までの間、雰囲気ガスとしてＨ２を１ｖｏｌ％以上含有する露点１０℃以下のドライガスを炉内圧力が３．５ｍｍＨ２Ｏ以上となるよう通入することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。
［５］また、本発明の上記方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ〜Ｃ群のうちのいずれか１群のインヒビター形成成分を含有することを特徴とする。
記
・Ａ群；Ａｌ：０．０１０〜０．０４０ｍａｓｓ％およびＮ：０．００３〜０．０１２ｍａｓｓ％
・Ｂ群；Ｓｅ：０．００３０〜０．０３０ｍａｓｓ％および／またはＳ：０．００４０〜０．０３０ｍａｓｓ％
・Ｃ群；Ａｌ：０．０１０〜０．０４０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３〜０．０１２ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．００３０〜０．０３０ｍａｓｓ％および／またはＳ：０．００４０〜０．０３０ｍａｓｓ％
［６］また、本発明の上記方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記鋼素材は、不可避的不純物中のＡｌ，Ｎ，ＳおよびＳｅの含有量が、Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％未満、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％未満、Ｓ：０．００４０ｍａｓｓ％未満およびＳｅ：０．００３０ｍａｓｓ％未満であることを特徴とする。
［７］また、本発明の上記方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｉ：０．０１〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００２〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．０００５〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｗ：０．００２〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％およびＴａ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
本発明によれば、従来技術よりも高いエネルギー密度で磁区細分化処理を施しても被膜剥離を防止することができるので、製品板の耐食性、絶縁性を改善できるだけでなく、より優れた鉄損低減効果を得ることが可能となる。
下地被膜の酸洗減量が異なる酸洗後の鋼板表面の表面反射電子像と被膜断面の二次電子像を示す写真である。 仕上焼鈍板条件が、下地被膜を有する鋼板の酸洗減量と被膜−地鉄界面におけるＳｎ濃度に及ぼす影響を示すグラフである。 仕上焼鈍の高温域昇温時における雰囲気ガスの炉内圧力が、電子ビーム照射の電流密度と、被膜剥離性および鉄損との関係に及ぼす影響を示すグラフである。 仕上焼鈍の高温域昇温時における雰囲気ガスの炉内圧力が、電子ビーム照射の電流密度と、被膜剥離性および鉄損との関係に及ぼす影響を示す他のグラフである。
まず、本発明を開発する契機となった実験について説明する。
＜実験１＞
Ｃ：０．０６８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．３８ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０７ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０３ｍａｓｓ％およびＮ：０．００８ｍａｓｓ％を含有する鋼を溶製し、連続鋳造法でスラブとした後、１４１０℃の温度に加熱し、熱間圧延して板厚２．２ｍｍの熱延板とし、１０５０℃×６０秒の熱延板焼鈍を施した後、一次冷間圧延して中間板厚１．７ｍｍとし、１１００℃×８０秒の中間焼鈍を施した後、２００℃の温度で圧延する温間圧延して最終板厚０．２３ｍｍの冷延板とした。次いで、５０ｖｏｌ％Ｈ２−５０ｖｏｌ％Ｎ２、露点５７℃の湿潤雰囲気下で８３０℃×１００秒の一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した。次いで、ＭｇＯを主剤とし、添加剤としてＳｎＯ２をＳｎ換算で全体に対して３ｍａｓｓ％添加した焼鈍分離剤をスラリー状にして鋼板表面に塗布し、乾燥した後、二次再結晶を発現させる保定処理した後、Ｈ２雰囲気下で、１１５０℃の温度に２０時間保持する純化処理を行う仕上焼鈍を施し、フォルステライト質の下地被膜を有する方向性電磁鋼板を製造した。この際、上記保定処理においては、雰囲気ガス中のＨ２濃度を０〜１０ｖｏｌ％の範囲で種々に変化させ、かつ、保定処理温度を７５０℃〜１０５０℃の範囲、保定処理時間を５時間〜１２０時間の範囲で種々に変化させた。また、保定処理を施した後の１０５０℃以上から純化処理温度まで（以降、この間を「高温域昇温時」とも称する）は、雰囲気ガスとして９８ｖｏｌ％Ｎ２＋２ｖｏｌ％Ｈ２、露点−５℃のドライガスを炉内に通入するとともに、炉内圧力を１．５〜６ｍｍＨ２Ｏの範囲で種々に変化させた。なお、本発明において、上記のフォルステライト質とは、少なくとも５０ｍａｓｓ％がフォルステライトであることをいう。
上記のようにして得たフォルステライト質の下地被膜を有する仕上焼鈍後の鋼板からサンプルを採取し、６０℃の５％ＨＣｌ水溶液に６０秒間浸漬して酸洗したときの下地被膜の酸洗減量（ｇ／ｍ２）を測定した。なお、フォルステライト質の下地被膜の上に絶縁被膜を被成している方向性電磁鋼板（製品板）の酸洗減量を測定する場合には、絶縁被膜を熱アルカリにて除去した後に測定する。
さらに、仕上焼鈍後の鋼板を、６０℃の５％ＨＣｌ水溶液に浸漬する時間を変更して酸洗を行い、酸素目付量（ｇ／ｍ２）が酸洗前の５〜１０％になったときに、フォルステライト被膜と地鉄の界面までフォルステライト被膜が除去できたものとし、その時の鋼板（地鉄）表面のＳｎ濃度を、ＧＤＳを用いて定量し、これを「被膜−地鉄界面」のＳｎ濃度とした。ここで、上記酸素目付量は、フォルステライト被膜を有する鋼板全板厚中に含まれる酸素含有量を分析し、この酸素が鋼板表面に存在すると仮定したときの単位面積当たりの酸素量（両面）のことをいう。
次いで、上記仕上焼鈍後の鋼板に、絶縁被膜を塗布、乾燥し、焼き付けと平坦化処理を兼ねた８００℃×６０秒の平坦化焼鈍を施した後、該焼鈍後の鋼板表面に、レーザービームを照射エネルギー：１．５ｍＪ／ｍｍ２の条件で照射して磁区細分化処理を施し、製品板とした。
次いで、上記磁区細分化処理後の鋼板について、光学顕微鏡を用いて鋼板表面を１０倍で観察して、被膜剥離の発生有無を調査し、その結果を、前述した仕上焼鈍後の鋼板の酸洗減量と対比したところ、表１に示したように、酸洗減量が１．８ｇ／ｍ２以下であれば、被膜剥離が生じないことがわかった。
Figure 2021085421
また、図１上段の写真は、酸洗減量が１．５ｇ／ｍ２と１．９ｇ／ｍ２と異なる２つの仕上焼鈍後の鋼板表面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で観察したときの反射電子像であり、この図から、酸洗減量が１．９ｇ／ｍ２と高い鋼板では、部分的に被膜剥離が生じている（写真中の白い部分）のに対し、酸洗減量が１．５ｇ／ｍ２と低い条件では、被膜全体の膜厚が均一に薄くなっていることがわかる。また、図１下段の写真は、上記２つの鋼板の被膜断面をＳＥＭで観察したときの二次電子像である。この図から、酸洗減量の高いものでは、酸洗により被膜−地鉄の界面が腐食され、隙間が空いているのに対して、酸洗減量の低いものでは、酸洗しても被膜−地鉄界面の隙間が生じていないことがわかる。以上のことから、酸洗減量は下地被膜の密着性と相関がある、すなわち、酸洗減量は下地被膜の密着性を表す指標であり、仕上焼鈍後の鋼板の酸洗減量を測定することで、磁区細分化処理後の鋼板の被膜密着性を予測できることがわった。
ただし、表１からわかるように、被膜剥離を防止するためには、仕上焼鈍後の鋼板の酸洗減量を１．８ｇ／ｍ２以下とするだけでは不十分であり、仕上焼鈍後の鋼板の被膜−地鉄界面のＳｎ濃度、すなわち、ＨＣｌ酸洗でフォルステライト被膜を完全除去したときの鋼板（地鉄）表面（被膜−地鉄界面）のＳｎ濃度が０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲内にあることが必要である。
この理由について、発明者らは以下のように考えている。被膜−地鉄界面、すなわち、鋼板（地鉄）表面に存在するＳｎは、鋼板の高温強度を高める働きがあると考えられ、磁区細分化処理で受ける熱エネルギーによる鋼板（地鉄）の変形量を小さくする。しかし、Ｓｎ濃度が０．０１ｍａｓｓ％未満では、上記効果が十分には得られず、一方、０．１５ｍａｓｓ％を超えると、被膜自体の特性が劣化し、良好な被膜密着性が得られなくなる。その結果、Ｓｎ濃度が０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％の適正範囲内にあるときに上記効果により、磁区細分化処理で地鉄から被膜に付与される応力が低下し、被膜剥離が防止されたものと考えられる。
焼鈍分離剤中に添加したＳｎＯ２は、仕上焼鈍後、フォルステライト被膜中に残存したり、分解してＳｎとなり、鋼板側に拡散して、被膜と地鉄の界面に存在したり、鋼板中に侵入したりするが、磁区細分化処理による被膜剥離に大きな影響を及ぼしているのは、被膜−地鉄界面に存在するＳｎ濃度である。しかし、ここで注目すべきは、表１からわかるように、上記実験では、焼鈍分離剤中のＳｎＯ２量を一定（３ｍａｓｓ％）としているにもかかわらず、被膜−地鉄界面のＳｎ濃度が変化しているということである。このことは、磁区細分化処理による被膜剥離を防止するためには、被膜−地鉄界面に存在するＳｎ等の濃度を適正範囲に制御する技術の確立が必要であることを意味している。
＜実験２＞
そこで、発明者らは、上記の実験結果に基づき、酸洗減量と被膜−地鉄界面のＳｎ濃度を適正範囲に制御する方法について検討した。
仕上焼鈍の条件を、１００ｖｏｌ％Ｎ２雰囲気下で、９００℃×４０時間の保定処理した後、１１５０℃の純化処理温度まで昇温するに際して、１０５０℃以上純化処理温度までの高温域昇温時に、雰囲気ガスとして９８ｖｏｌ％Ｎ２＋２ｖｏｌ％Ｈ２で露点−５℃のドライガスを、炉内圧力が４ｍｍＨ２Ｏとなるよう通入する条件を標準条件とし、これに対して、保定処理温度、保定処理時間、保定処理中に通入する雰囲気ガスのＨ２濃度、および、１０５０℃以上純化処理温度までの高温域昇温時の雰囲気ガスの炉内圧力（炉圧）を種々に変更し、その他は上記＜実験１＞と同じ条件として仕上焼鈍板を製造し、仕上焼鈍後の鋼板の酸洗減量と被膜−地鉄界面のＳｎ濃度の変化を調査した。
この結果を図２に示した。この図から、以下のことがわかる。
まず、保定処理温度は、被膜−地鉄界面のＳｎ濃度に大きな影響を及ぼさないが、酸洗減量に大きく影響し、高過ぎても低過ぎても酸洗減量は増大し、酸洗減量を最小化する適正範囲がある（図２（ａ））。
また、保定処理時間は、保定処理温度と同様の傾向があり、被膜−地鉄界面のＳｎ濃度には大きな影響を及ぼさないが、酸洗減量に大きく影響し、高過ぎても低過ぎても酸洗減量は増大し、酸洗減量を最小化する適正範囲がある（図２（ｂ））。
また、保定処理時の雰囲気ガス中のＨ２濃度は、酸洗減量および被膜−地鉄界面のＳｎ濃度の両方に影響し、Ｈ２濃度が高くなるほど酸洗減量は増加し、被膜−地鉄界面のＳｎ濃度は低下する傾向がある（図２（ｃ））。
また、１０５０℃から純化処理温度までの高温域昇温時におけるＨ２含有雰囲気ガスの炉内圧力（炉圧）も、酸洗減量および被膜−地鉄界面のＳｎ濃度の両方に影響し、炉内圧力が高くなるほど酸洗減量は減少し、被膜−地鉄界面のＳｎ濃度は上昇する（図２（ｄ））。
この結果について、発明者らは以下のように考えている。
まず、酸洗減量については、仕上焼鈍において適正温度で適正時間の保定処理を施した場合には、保定処理中にフォルステライト被膜がゆっくりと形成されて、フォルステライト粒径が微細化、緻密化し、粒界強度が改善される結果、酸洗による腐食の進行が遅れ、酸洗減量が低下する。しかし、保定処理温度が低すぎると、フォルステライト被膜が保定温度域でほとんど形成されず、その後の昇温過程で急激に反応するため、隙間の大きな粗雑な構造となり、一方、保定処理温度が高すぎると、被膜形成の反応速度が高まるため、フォルステライト粒径が粗大化して粒界強度が弱まり、酸洗減量が増大する。また、保定処理時間が短すぎると保定処理の効果が十分に得られず、一方、長すぎるとフォルステライトの粒径が粗大化する。また、保定処理中のＨ２濃度を高めると、被膜形成反応が促進されて、フォルステライトの粒径が粗大化するため、酸洗減量は増大する。また、高温域昇温時の炉圧を高めると、コイルに巻いた鋼板間（コイル層間）のガスと雰囲気ガスとの置換が遅れるため、フォルステライト被膜の形成がゆっくりとなり、酸洗減量が低下する。
一方、被膜−地鉄界面のＳｎ濃度については、Ｎ２雰囲気下での保定処理では、ＳｎＯ２は反応しないため、保定処理温度や保定処理時間の影響は小さいが、Ｈ２ガスを含む雰囲気下では、ＳｎＯ２が分解して、鋼板側に拡散して、鋼中内部まで侵入する。さらに、仕上焼鈍の１０５０℃以上の高温度域では、追加酸化により鋼板（地鉄）表面のＳｎは、酸化されて逆に被膜中に取り込まれるため、被膜−地鉄界面のＳｎ濃度は大きく低下してしまう。しかし、雰囲気ガスの圧力（炉内圧力）を高めると、コイル層間の雰囲気の置換が遅れるため、焼鈍分離剤中のＳｎＯ２の分解が遅れて、仕上焼鈍の高温度域まで残留する。そして、この残留したＳｎＯ２がゆっくりと分解されて、Ｓｎが鋼中に侵入し続ける結果、被膜−地鉄界面のＳｎは高い濃度に維持される。
上記のようにＳｎは、被膜−地鉄界面において濃化していることが重要である。被膜−地鉄界面のＳｎ濃度を高めることは、鋼素材中にＳｎを添加することでも可能であるが、圧延性を低下させたり、表面欠陥を引き起こしたりするという問題がある。また、Ｓｎを目標とする濃度の０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％を鋼素材中に添加しても、仕上焼鈍中にフォルステライト被膜中に吸収されるため、仕上焼鈍後の被膜−地鉄界面のＳｎ濃度は０．０１ｍａｓｓ％未満まで低減してしまう。なお、Ｓｎを鋼素材中に上記濃度以上添加することで、被膜−地鉄界面のＳｎ濃度を高めることができるが、Ｓｎは圧延性等に悪影響を及ぼす元素であるため、製造性を著しく阻害することになる。しかし、焼鈍分離剤中にＳｎを添加した場合には、製造性を損ねないので、生産性を害することがない。
上記の結果から、仕上焼鈍後の鋼板の下地被膜の酸洗減量を低減し、かつ、被膜−地鉄界面のＳｎ濃度を所定の範囲内に制御するためには、仕上焼鈍の保定処理条件および１０５０℃以上純化処理温度までの高温域昇温時における雰囲気ガスの炉内圧力を適正化することが有効であることが明らかとなった。なお、上記実験では、添加剤としてＳｎの化合物を用いているが、発明者らは、Ｓｂ，ＭｏおよびＷもＳｎと同様の効果があり、本発明の添加剤として使用できることを確認している。
次に、本発明の方向性電磁鋼板の製造に用いる鋼素材（スラブ）が有すべき成分組成について説明する。
Ｃ：０．０２〜０．０８ｍａｓｓ％
Ｃは、０．０２ｍａｓｓ％に満たないと、Ｃによる粒界強化効果が失われ、スラブに割れが生じるなど、製造に支障を来たす欠陥を生ずるようになる。一方、０．０８ｍａｓｓ％を超えると、脱炭焼鈍で、磁気時効の起こらない０．００５ｍａｓｓ％以下に低減することが困難となる。よって、Ｃは０．０２〜０．０８ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０２５〜０．０７５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓｉ：２．５〜４．５ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼の比抵抗を高め、鉄損を低減すのに必要な元素である。この効果は、２．５ｍａｓｓ％未満では十分ではなく、一方、４．５ｍａｓｓ％を超えると、加工性が低下し、圧延して製造すること困難となる。よって、Ｓｉは２．５〜４．５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは２．８〜４．０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：０．０３〜０．３０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼の熱間加工性を改善するために必要な元素である。この効果は、０．０３ｍａｓｓ％未満では十分ではなく、一方、０．３０ｍａｓｓ％を超えると、製品板の磁束密度が低下するようになる。よって、Ｍｎは０．０３〜０．３０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０４〜０．２０ｍａｓｓ％の範囲である。
上記Ｃ，ＳｉおよびＭｎ以外の成分については、仕上焼鈍において二次再結晶を発現させるために、インヒビターを利用する場合と、しない場合とで異なる。
まず、二次再結晶を発現させるためにインヒビターを利用する場合で、例えば、ＡｌＮ系インヒビターを利用するときには、ＡｌおよびＮを、それぞれＡｌ：０．０１０〜０．０４０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３〜０．０１２ｍａｓｓ％の範囲で含有させるのが好ましい。また、ＭｎＳ・ＭｎＳｅ系インヒビターを利用する場合には、前述した量のＭｎと、Ｓ：０．００４０〜０．０３０ｍａｓｓ％およびＳｅ：０．００３０〜０．０３０ｍａｓｓ％のうちの１種または２種を含有させることが好ましい。それぞれの含有量が、上記下限値より少ないと、インヒビター効果が十分に得られず、一方、上限値を超えると、スラブ加熱時にインヒビター成分が未固溶で残存し、磁気特性の低下をもたらす。なお、ＡｌＮ系とＭｎＳ・ＭｎＳｅ系のインヒビターは併用して用いてもよい。
一方、二次再結晶を発現させるためにインヒビターを利用しない場合には、上述したインヒビター形成成分であるＡｌ，Ｎ，ＳおよびＳｅの含有量を極力低減し、Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％未満、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％未満、Ｓ：０．００４０ｍａｓｓ％未満およびＳｅ：０．００３０ｍａｓｓ％未満に低減した鋼素材を用いるのが好ましい。
本発明の方向性電磁鋼板の製造に用いる鋼素材は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物であるが、磁気特性の改善を目的として、Ｎｉ：０．０１〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００２〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．０００５〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｗ：０．００２〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％およびＴａ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を適宜含有してもよい。特に、上記成分の中で、Ｓｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＷを、製造性を損なわない程度に適量添加することは、被膜−地鉄界面におけるこれらの金属の濃度を高めることに寄与することになるので好ましい。
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。
上述した成分組成を有する鋼を常法の精錬プロセスで溶製した後、従来公知の造塊−分塊圧延法または連続鋳造法で鋼素材（スラブ）を製造してもよいし、あるいは、直接鋳造法で１００ｍｍ以下の厚さの薄鋳片を製造してもよい。上記スラブは常法に従い、例えば、インヒビター成分を含有する場合には、１３５０℃程度以上の温度まで加熱し、一方インヒビター成分を含まない場合は、１３００℃以下の温度に加熱した後、従来公知の条件で熱間圧延する。なお、インヒビター成分を含有しない場合には、鋳造後加熱することなく直ちに熱間圧延の供してもよい。また、薄鋳片の場合には、熱間圧延してもよいし熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めてもよい。
次いで、熱間圧延して得た熱延板は、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。この熱延板焼鈍は、良好な磁気特性を得るためには、焼鈍温度を８００〜１１５０℃の範囲として行うことが好ましい。８００℃未満では、熱間圧延で形成されたバンド組織が残留し、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなり、二次再結晶の発達が阻害される。一方、１１５０℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化し過ぎて、やはり整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなるからである。
熱延後あるいは熱延板焼鈍後の熱延板は、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とする。上記中間焼鈍の温度は、９００〜１２００℃の範囲とするのが好ましい。９００℃未満では、中間焼鈍後の再結晶粒が細かくなり、さらに、一次再結晶組織におけるＧｏｓｓ核が減少して製品板の磁気特定が低下する傾向がある。一方、１２００℃を超えると、結晶粒が粗大化し過ぎて、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなる。
また、最終板厚とする冷間圧延（最終冷間圧延）は、冷間圧延時の鋼板を１００℃〜３００℃の温度に上昇させて行うことや、冷間圧延の途中で１００〜３００℃の温度で時効処理を１回または複数回施すことが、一次再結晶集合組織を改善し、磁気特性を向上させるのに有効である。
最終板厚とした冷延板は、その後、一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施す。この脱炭焼鈍の温度は７００℃以上９００℃以下、時間は３０秒以上３００秒以下の範囲とするのが好ましい。７００℃未満、もしくは３０秒未満では、脱炭が不十分となったり一次再結晶粒径が小さ過ぎるため磁気特性が劣化し、一方、９００℃を超えたり３００秒を超えたりすると、一次再結晶粒が大きくなり過ぎて、やはり磁気特性が劣化する。この脱炭焼鈍により、鋼板中のＣは、磁気時効を起こさない０．００５０ｍａｓｓ％以下まで低減される。
次いで、上記脱炭焼鈍後の鋼板は、焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布、乾燥した後、高温で長時間保持して二次再結晶を発現させる保定処理した後、さらに高温で純化処理する仕上焼鈍を施す。
ここで、上記焼鈍分離剤は、主剤として少なくとも５０ｍａｓｓ％のＭｇＯを含み、添加剤としてＳｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＷの化合物のうちの少なくとも１種を、金属換算で、焼鈍分離剤全体に対して０．３〜５ｍａｓｓ％の範囲で含有するものを用いる必要がある。これらの元素は、Ｆｅとのサイズミスフィットパラメータが大きいため、転位の移動抵抗が高めて鋼板の高温強度を高めるので、磁区細分化処理時の熱変形が抑制されて、被膜が地鉄から受ける応力が緩和されるので、磁区細分化処理による被膜剥離が起こり難くなる。なお、好ましい添加剤の含有量は０．８〜４ｍａｓｓ％の範囲である。
ただし、焼鈍分離剤にこれらの添加剤を添加しただけでは、仕上焼鈍中に上記したＳｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＷの元素が鋼中に一様に侵入してしまい、場合によっては、鋼板表面近傍でこれらの元素が再酸化されて逆に下地被膜中に取り込まれ、鋼板表面近傍にこれら元素の欠乏層が生じてしまう。しかし、磁区細分化後の被膜剥離には、下地被膜と接する鋼板（地鉄）表面の高温変形挙動が大きく影響しているため、磁区細分化による被膜剥離を防止するためには、地鉄表面に上記元素を濃化させることが必要である。
そこで、本発明では、上記元素を鋼板（地鉄）表面へ濃化させるため、仕上焼鈍パターンを適正化することが重要となる。また、下地被膜の酸洗減量を低減するためにも、仕上焼鈍条件を適正化することが重要となる。具体的には、本発明における仕上焼鈍は、
１）二次再結晶を発現させる保定処理は、不活性雰囲気下で８００℃以上９５０℃以下の温度で１０時間以上１００時間以下保持すること、
２）上記保定処理終了後、純化処理する１１５０℃以上１２５０℃以下の温度まで昇温する際、１０５０℃以上から上記純化処理温度までの高温域昇温時は、雰囲気ガスとしてＨ２を１ｖｏｌ％以上含有する露点１０℃以下のドライガスを炉内圧力が３．５ｍｍＨ２Ｏ以上となるよう通入すること、
の２つの条件を満たすことが必要である。
まず、保定処理における雰囲気が不活性ガスとする理由は、Ｈ２等を含む還元性雰囲気では、Ｓｎ等の添加剤が保定処理中に分解して、Ｓｎ等の金属元素となって鋼中に拡散・侵入してしまい、被膜−地鉄界面に十分にＳｎ等の元素を濃化させることができない。また、８００℃以上９５０℃以下の温度で１０時間以上１００時間以下保持する理由は、保定温度が８００℃未満、保定時間が１０時間未満では、酸洗減量を低減する効果が得られない。一方、保定温度が９５０℃超え、保定処理時間が１００時間を超えると、下地被膜の形成が進み過ぎて、酸洗減量は逆に上昇してしまうからである。なお、好ましい保定処理条件は、８３０℃以上９３０℃以下の温度で２０時間以上６０時間以下保持する条件である。
また、１０５０℃以上から上記純化処理温度までの高温域昇温時において、雰囲気ガスは少なくとも１ｖｏｌ％のＨ２を含有させる理由は、Ｈ２の含有により、Ｓｎ等の化合物（添加剤）が分解して金属元素となり、鋼中への侵入させることができる。しかし、１ｖｏｌ％未満では、上記効果が得られないからである。また、上記雰囲気ガスは、露点が１０℃以下であることが必要である。１０℃を超えると、フォルステライト被膜の形成反応が遅滞して被膜特性が劣化し、磁区細分化による被膜剥離が起こり易くなる。好ましい雰囲気ガスは、Ｈ２濃度が５ｖｏｌ％以上、露点が０℃以下である。
また、上記高温域昇温時の雰囲気ガスの炉内圧力（炉圧）は、３．５ｍｍＨ２Ｏ以上とすることも重要である。これにより、コイルに巻かれた鋼板間（コイル層間）のガスと炉内の雰囲気ガスとの置換が遅れる結果、分離剤中含まれるＳｎ等の金属元素が効果的に、被膜を含む鋼板中に拡散・侵入するので、被膜−地鉄界面に濃化させるのに効果がある。さらに、炉圧を高めることによって、コイル層間ガスの置換が遅れてフォルステライト被膜がゆっくり形成される結果、フォルステライトの粒径が微細化し、被膜が緻密化して、フォルステライトの粒界強度が高まるので、酸洗減量が低下する効果もある。好ましい炉圧は４．０ｍｍＨ２Ｏ以上、より好ましくは４．５ｍｍＨ２Ｏ以上である。ここで、炉圧の調整は、炉内に通入するガス量と排気のガス量の調整により行うことができる。
仕上焼鈍における保定処理に続く純化処理は、Ｈ２雰囲気下において、１１５０℃以上１２５０℃以下の温度で５時間以上５０時間保持することが好ましい。純化処理温度が１１５０℃未満、純化処理時間が５時間未満では、純化が不十分となる。一方、純化処理温度が１２５０℃を超えたり、純化処理時間が５０時間を超えたりすると、界面に濃化していたＳｎが鋼板内部に拡散して、被膜−地鉄界面におけるＳｎ等金属の表面濃化が不十分となる。なお、この純化処理により、素材鋼板中に含まれるインヒビター形成成分（Ａｌ，Ｎ，ＳおよびＳｅ）は不可避的不純物レベルまで低減される。
上記条件を満たして仕上焼鈍を施された鋼板は、フォルステライト被膜の酸洗減量が１．８ｇ／ｍ２以下となるので、磁区細分化による被膜剥離が起こり難くなる。また、上記条件を満たして仕上焼鈍を施された鋼板は、被膜−地鉄界面のＳｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＷの合計濃度（金属換算）が０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲となるので、磁区細分化による高密度の熱エネルギーを受けても被膜剥離が起こり難くなる。なお、先述したように、フォルステライト質の下地被膜の上に絶縁被膜を被成している方向性電磁鋼板（製品板）の酸洗減量を測定する場合には、絶縁被膜を熱アルカリにて除去した後に測定を行う必要がある。
なお、被膜−地鉄界面のＳｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＷの濃度を測定する方法は、先述したようなフォルステライト被膜を酸洗で除去した後の鋼板表面（地鉄表面）を蛍光Ｘ線で分析する方法の他に、ＧＤＳで定量する方法、断面の被膜直下をＡＥＳやＥＰＭＡ等で分析する方法等があり、いずれの方法を用いてもよい。
上記のようにして製造された本発明の方向性電磁鋼板は、Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：Ｓｉ：２．５〜４．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３〜０．３０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するものとなる。
また、上記方向性電磁鋼板の鋼素材中に、Ｎｉ：０．０１〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００２〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．０００５〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｗ：０．００２〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％およびＴａ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有していた場合には、製品板中にもそのまま残存する。
その後、上記仕上焼鈍後の鋼板は、鋼板表面に付着した未反応の焼鈍分離剤を除去するための水洗やブラッシング、酸洗等を施した後、絶縁被膜を塗布、乾燥し、平坦化焼鈍等で焼き付けた後、磁区細分化処理を施す。
上記磁区細分化処理の方法としては、一般的に実施されているような、最終製品板に、レーザービームや電子ビーム、プラズマ炎等を鋼板表面に照射して線状または点状の熱歪や衝撃歪を導入する方法を用いることができる。
このようにして製造された本発明の方向性電磁鋼板は、高い被膜密着性を有するので、耐食性や絶縁性に優れているばかりでなく、磁区細分化処理後の被膜剥離が生じ難いため、磁区細分化処理の照射エネルギーを、鉄損が最も改善される理想的な強度まで高めることができるので、従来よりも大きな鉄損改善効果を得ることができる。
Ｃ：０．０７０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．４３ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０８ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２ｍａｓｓ％、およびＳｂ：０．０２ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼スラブを連続鋳造法で製造し、１２５０℃の温度に加熱した後、熱間圧延して、板厚２．４ｍｍの熱延板とした後、一次冷間圧延して１．８ｍｍの中間板厚とし、１１００℃×２０秒の中間焼鈍を施した後、二次冷間圧延して最終板厚が０．２７ｍｍの冷延板とし、一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した。この脱炭焼鈍は、５０ｖｏｌ％Ｈ２−５０ｖｏｌ％Ｎ２、露点５５℃の湿潤雰囲気下で８４０℃×１００秒の条件で行った。
次いで、上記脱炭焼鈍後の鋼板表面に、ＭｇＯを主剤とし、表２に示したように、種々のＳｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＷ化合物を添加材として種々の量含有する焼鈍分離剤をスラリー状にして塗布、乾燥した後、Ａｒ雰囲気下で、９２０℃の温度に８０時間保持する保定処理した後、Ｈ２雰囲気下で、１２００℃×１０時間の純化処理する仕上焼鈍を施した。この際、１０５０℃から純化処理温度までの昇温時（高温域昇温時）は、雰囲気ガスとして、Ｈ２を２０ｖｏｌ％含有する露点−２０℃のドライガスを、炉内圧力（炉圧）が６ｍｍＨ２Ｏとなるように通入した。
上記仕上焼鈍後のフォルステライト被膜を有する鋼板について、前述した＜実験１＞と同様、６０℃の５％ＨＣｌ水溶液に６０秒間浸漬して酸洗したときの下地被膜の酸洗減量（ｇ／ｍ２）を測定するとともに、被膜−地鉄界面のＳｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＷの合計濃度を、塩酸酸洗して酸素目付量が酸洗前の５〜１０％になるまで低減した後、蛍光Ｘ線測定装置を用い、大気中で２０ｋＶ、２ｍＡの条件で測定し、事前に作成しておいた検量線により定量した。
次いで、上記仕上焼鈍後の鋼板は、未反応の焼鈍分離剤を除去し、絶縁被膜を塗布し、焼き付けと平坦化処理を兼ねた平坦化焼鈍した後、電子ビームを電流密度８０ｍＡ／ｍｍ２で鋼板表面に照射して磁区細分化処理を施して製品板とした後、該製品板について、被膜剥離の有無を光学顕微鏡（１０倍）で調査した。
上記測定結果を表２に併記した。この表から、本発明を適用することで磁区細分化処理による被膜剥離を防止できることがわかる。
Figure 2021085421
Ｃ：０．０６ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０７ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０１５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００６ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２ｍａｓｓ％およびＣｕ：０．０８ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼スラブを連続鋳造法で製造し、１３８０℃の温度に加熱した後、熱間圧延して、板厚２．４ｍｍの熱延板とし、１０００℃×５０秒の熱延板焼鈍を施した後、一次冷間圧延して１．８ｍｍの中間板厚とし、１０６０℃×２０秒の中間焼鈍を施した後、二次冷間圧延して最終板厚が０．２３ｍｍの冷延板とし、一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した。この脱炭焼鈍は、５０ｖｏｌ％Ｈ２−５０ｖｏｌ％Ｎ２、露点５６℃の湿潤雰囲気下で、８４０℃×１００秒の条件で行った。
次いで、上記脱炭焼鈍後の鋼板表面に、ＭｇＯを主剤し、ＷＯ３をＷ換算で１ｍａｓｓ％含有する焼鈍分離剤をスラリー状にして塗布、乾燥した後、Ａｒ雰囲気下で、９２０℃の温度に５０時間保持する保定処理した後、Ｈ２雰囲気下で、１２００℃×１０時間の純化処理する仕上焼鈍を施した。この際、１０５０℃から純化処理温度までの高温域昇温時は、炉内圧力（炉圧）が６ｍｍＨ２Ｏとなるよう制御するとともに、炉内に通入する雰囲気ガスのＨ２濃度を０〜８０ｖｏｌ％、露点を−５０〜２０℃の範囲で、表３に示したように種々に変化させた。
上記仕上焼鈍後のフォルステライト被膜を有する鋼板について、前述した実施例１と同様にして、酸洗減量を測定するとともに、被膜−地鉄界面のＷの濃度を測定した。
次いで、上記仕上焼鈍後の鋼板は、未反応の焼鈍分離剤を除去し、絶縁被膜を塗布し、焼き付けと平坦化処理を兼ねた平坦化焼鈍した後、電子ビームを電流密度８０ｍＡ／ｍｍ２で鋼板表面に照射して磁区細分化処理を施して製品板とした後、該製品板について、前述した実施例１と同様にして、被膜剥離の有無を調査した。
上記測定結果を表３に併記した。この表から、本発明に適合する条件で仕上焼鈍を行うことで、磁区細分化処理による被膜剥離を防止できることがわかる。
Figure 2021085421
表４に記載した種々の成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを連続鋳造法で製造し、インヒビター形成成分を含有するスラブ（表４のＮｏ．１〜３）は１２００℃の温度に、インヒビター形成成分を含有するスラブ（表４のＮｏ．４〜２４）は１３８０℃の温度に加熱した後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、１０３０℃×１０秒の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延して最終板厚０．２３ｍｍの冷延板とした後、一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した。この脱炭焼鈍は、５０ｖｏｌ％Ｈ２−５０ｖｏｌ％Ｎ２、露点６１℃の湿潤雰囲気下で８４０℃×１００秒の条件で行った。
次いで、上記脱炭焼鈍後の鋼板表面に、ＭｇＯを主剤し、ＭｏＯ３をＭｏ換算で２ｍａｓｓ％含有する焼鈍分離剤をスラリー状にして塗布、乾燥した後、Ａｒ雰囲気下で、９２０℃の温度に５０時間保持する保定処理した後、Ｈ２雰囲気下で、１２００℃×１０時間の純化処理する仕上焼鈍を施した。この際、１０５０℃から純化処理温度までの高温域昇温時は、炉内に通入する雰囲気ガスとして、Ｈ２濃度が７５ｖｏｌ％、露点が−２０℃のドライガスを、炉内圧力（炉圧）が６ｍｍＨ２Ｏとなるよう通入した。
上記仕上焼鈍後のフォルステライト被膜を有する鋼板について、前述した実施例１と同様にして、酸洗減量を測定するとともに、被膜−地鉄界面のＳｎ，ＳｂおよびＭｏの合計濃度を測定した。
次いで、上記仕上焼鈍後の鋼板は、未反応の焼鈍分離剤を除去し、絶縁被膜を塗布し、焼き付けと平坦化処理を兼ねた平坦化焼鈍した後、電子ビームを電流密度８０ｍＡ／ｍｍ２で鋼板表面に照射して磁区細分化処理を施し、製品板とした後、該製品板について、前述した実施例１と同様にして、被膜剥離の有無を調査した。
上記酸洗減量、被膜−地鉄界面のＳｎ，ＳｂおよびＭｏの合計濃度および被膜剥離の有無の測定結果を表４に併記した。この表から、本発明に適合する条件で仕上焼鈍を行うことで、磁区細分化処理による被膜剥離を防止できることがわかる。
Figure 2021085421
Ｃ：０．０６ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０８ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０２５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００８ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．０２ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．０５ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼スラブを連続鋳造法で製造し、１４２０℃の温度に加熱した後、熱間圧延して、板厚２．５ｍｍの熱延板とし、１０００℃×５０秒の熱延板焼鈍を施した後、一次冷間圧延して１．５ｍｍの中間板厚とし、１１００℃×２０秒の中間焼鈍を施した後、二次冷間圧延して最終板厚０．２３ｍｍの冷延板とした後、一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した。この脱炭焼鈍は、５０ｖｏｌ％Ｈ２−５０ｖｏｌ％Ｎ２、露点５８℃の湿潤雰囲気下で、８４０℃×１００秒の条件で行った。
次いで、上記脱炭焼鈍後の鋼板表面に、ＭｇＯを主剤し、ＭｏＯ３をＭｏ換算で４ｍａｓｓ％含有する焼鈍分離剤をスラリー状にして塗布、乾燥した後、乾燥Ｎ２雰囲気下で、９２０℃の温度に４０時間保持する保定処理した後、Ｈ２雰囲気下で、１２００℃×１０時間の純化処理する仕上焼鈍を施した。この際、１０５０℃から純化処理温度までの昇温時（高温域昇温時）は、炉内に通入する雰囲気ガスとして、Ｈ２濃度を１ｖｏｌ％以上含有する露点が−５℃のドライガスを、炉内圧力（炉圧）が１．５ｍｍＨ２Ｏと６ｍｍＨ２Ｏの２条件となるよう通入した。
上記仕上焼鈍後のフォルステライト被膜を有する鋼板について、前述した実施例１と同様にして、酸洗減量と、被膜−地鉄界面のＳｂおよびＭｏの合計濃度を測定したところ、酸洗減量は、炉圧が１．５ｍｍＨ２Ｏのときは１．９２ｇ／ｍ２、炉圧が６ｍｍＨ２Ｏのときは１．１２ｇ／ｍ２で、被膜−地鉄界面のＳｂおよびＭｏの合計濃度は、炉圧が１．５ｍｍＨ２Ｏのときは０．００８ｍａｓｓ％、炉圧が６ｍｍＨ２Ｏのときは０．０７１ｍａｓｓ％であった。
次いで、上記仕上焼鈍後の鋼板は、未反応の焼鈍分離剤を除去し、絶縁被膜を塗布し、焼き付けと平坦化処理を兼ねた平坦化焼鈍した後、電子ビームの電流密度を１０〜１２０ｍＡ／ｍｍ２の範囲で変化させて鋼板表面に照射して磁区細分化処理を施し、製品板とした後、該製品板について、前述した実施例１と同様にして、被膜剥離の有無を調査するとともに、鉄損Ｗ１７／５０をＪＩＳ Ｃ ２５５０の交流磁化特性の測定法に準拠して測定した。
上記の結果を図３に示した。この図から、本発明に適合する条件で仕上焼鈍を行うことで、高いエネルギー密度で電子ビームを照射しても、被膜剥離を起こすことなく、磁区細分化による鉄損低減効果を最大限に享受できることがわかる。
上記した実施例４と同じ成分組成を有する鋼素材を用いて、同じく実施例４と同じ条件で製造したフォルステライト被膜の上に絶縁被膜を被成し、平坦化焼鈍を施した後の鋼板に対して、レーザービームを出力：６０〜１２０Ｗの範囲で種々に変化させて照射し、磁区細分化処理を施し、製品板とした。次いで、上記製品板に対して、前述した実施例１と同様にして、被膜剥離の有無を調査するとともに、鉄損Ｗ１７／５０をＪＩＳ Ｃ ２５５０の交流磁化特性の測定法に準拠して測定した。
上記の測定結果を図４に示した。この図から、本発明に適合する条件で仕上焼鈍を行うことで、電子ビームと同様、高いエネルギー密度でレーザービームを照射しても、被膜剥離を起こすことなく、磁区細分化による鉄損低減効果を最大限に享受できることがわかる。

Claims (7)

  1. フォルステライト質の下地被膜を有する磁区細分化処理用の方向性電磁鋼板であって、
    該下地被膜を６０℃の５ｍａｓｓ％ＨＣｌ水溶液で６０秒間酸洗したときの酸洗減量が１．８ｇ／ｍ２以下であり、
    下地被膜−地鉄界面のＳｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＷの合計濃度が０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％であることを特徴とする方向性電磁鋼板。
  2. 上記鋼板は、Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．５〜４．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３〜０．３０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
  3. 上記鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｉ：０．０１〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００２〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．０００５〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｗ：０．００２〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％およびＴａ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる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２に記載の方向性電磁鋼板。
  4. Ｃ：０．０２〜０．０８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．５〜４．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３〜０．３０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を熱間圧延して熱延板とした後、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とし、一次再結晶を兼ねた脱炭焼鈍を施した後、ＭｇＯを５０ｍａｓｓ％以上含有する焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、仕上焼鈍し絶縁被膜を塗布し、焼き付けした後、磁区細分化処理を施す方向性電磁鋼板の製造方法において、
    上記焼鈍分離剤として、Ｓｎ，Ｓｂ，ＭｏおよびＷのうちのいずれか１以上の化合物を、該金属換算で焼鈍分離剤全体に対して０．３〜５ｍａｓｓ％の範囲で含有するものを用いるとともに、
    上記仕上焼鈍時において、不活性雰囲気下で８００℃以上９５０℃以下の温度で１０時間以上１００時間以下保持する保定処理を施した後、１１５０℃以上１２５０℃以下の温度で純化処理を施す際、１０５０℃以上から上記純化処理温度までの間、雰囲気ガスとしてＨ２を１ｖｏｌ％以上含有する露点１０℃以下のドライガスを炉内圧力が３．５ｍｍＨ２Ｏ以上となるよう通入することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 上記鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ〜Ｃ群のうちのいずれか１群のインヒビター形成成分を含有することを特徴とする請求項４に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
    記
    ・Ａ群；Ａｌ：０．０１０〜０．０４０ｍａｓｓ％およびＮ：０．００３〜０．０１２ｍａｓｓ％
    ・Ｂ群；Ｓｅ：０．００３０〜０．０３０ｍａｓｓ％および／またはＳ：０．００４０〜０．０３０ｍａｓｓ％
    ・Ｃ群；Ａｌ：０．０１０〜０．０４０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３〜０．０１２ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．００３０〜０．０３０ｍａｓｓ％および／またはＳ：０．００４０〜０．０３０ｍａｓｓ％
  6. 上記鋼素材は、不可避的不純物中のＡｌ，Ｎ，ＳおよびＳｅの含有量が、Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％未満、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％未満、Ｓ：０．００４０ｍａｓｓ％未満およびＳｅ：０．００３０ｍａｓｓ％未満であることを特徴とする請求項４に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  7. 上記鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｉ：０．０１〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００２〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．０００５〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｗ：０．００２〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％およびＴａ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる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４〜６のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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