WO2020145316A1 - 方向性電磁鋼板、方向性電磁鋼板の製造方法、及び、方向性電磁鋼板の製造に利用される焼鈍分離剤 - Google Patents
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Abstract
磁気特性に優れ、一次被膜の鋼板への密着性に優れた方向性電磁鋼板を提供する。 本発明による方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．５～７．０％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｓ及びＳｅの合計：０．００５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以下、及びＮ：０．００５％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する母材鋼板と、母材鋼板の表面上に形成されており、Ｍｇ２ＳｉＯ４を主成分として含有する一次被膜とを備え、一次被膜の表面から方向性電磁鋼板の板厚方向にグロー放電発光分析法による元素分析を実施したときに得られるＡｌ発光強度のピーク位置が、一次被膜の表面から板厚方向に２．０～１２．０μｍの範囲内に配置され、Ａｌ発光強度のピーク位置でのＡｌ酸化物であって、面積基準の円相当径で、０．１μｍ以上のＡｌ酸化物の個数密度が０．０３～０．２個／μｍ２である。
Description
本発明は、方向性電磁鋼板、方向性電磁鋼板の製造方法、及び、方向性電磁鋼板の製造に利用される焼鈍分離剤に関する。
方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｓｉを０．５～７％程度含有し、結晶方位を｛１１０｝＜００１＞方位（ゴス方位）に集積させた鋼板である。結晶方位の制御には、二次再結晶と呼ばれるカタストロフィックな粒成長現象が利用される。
方向性電磁鋼板の製造方法は次のとおりである。スラブを加熱して熱間圧延を実施して、熱延鋼板を製造する。熱延鋼板を必要に応じて焼鈍する。熱延鋼板を酸洗する。酸洗後の熱延鋼板に対して、８０％以上の冷延率で冷間圧延を実施して、冷延鋼板を製造する。冷延鋼板に対して脱炭焼鈍を実施して、一次再結晶を発現する。脱炭焼鈍後の冷延鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施して、二次再結晶を発現する。以上の工程により、方向性電磁鋼板が製造される。
上述の脱炭焼鈍後であって仕上げ焼鈍前には、冷延鋼板の表面上に、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を含有する水性スラリーを塗布し、乾燥する。焼鈍分離剤が乾燥された冷延鋼板をコイルに巻取った後、仕上げ焼鈍を実施する。仕上げ焼鈍時において、焼鈍分離剤中のＭｇＯと、脱炭焼鈍時に冷延鋼板の表面に形成された内部酸化層中のＳｉＯ２とが反応し、Ｍｇ２ＳｉＯ４（フォルステライト）を主成分とする一次被膜が表面上に形成される。一次被膜を形成後、一次被膜上に、たとえば、コロイダルシリカ及びリン酸塩からなる絶縁被膜（二次被膜ともいう）を形成する。一次被膜及び絶縁被膜は、鋼板よりも熱膨脹率が小さい。そのため、一次被膜は、絶縁被膜とともに、鋼板に張力を付与して鉄損を低減する。一次被膜はさらに、絶縁被膜の鋼板への密着性を高める。したがって、一次被膜の鋼板への密着性は高い方が好ましい。
一方で、方向性電磁鋼板の低鉄損化には、磁束密度を高くしてヒステリシス損を低下することも有効である。
方向性電磁鋼板の磁束密度を高めるには、母鋼板の結晶方位をＧｏｓｓ方位に集積させることが有効である。Ｇｏｓｓ方位への集積を高めるための技術が、特許文献１～３に提案されている。これらの特許文献では、インヒビターの作用を強化する磁気特性改善元素（Ｓｎ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｐｂ、Ｓｅ等）を鋼板に含有する。これにより、Ｇｏｓｓ方位への集積が高まり、磁束密度を高めることができる。
しかしながら、磁気特性改善元素を含有する場合、一次被膜の一部が凝集し、鋼板と一次被膜との界面が平坦化しやすい。この場合、一次被膜の鋼板への密着性が低下する。
一次被膜の鋼板への密着性を高める技術が特許文献４、５、６及び７に開示されている。
特許文献４では、スラブにＣｅを０．００１～０．１％含有させ、鋼板表面にＣｅを０．０１～１０００ｍｇ／ｍ２含む一次被膜を形成する。特許文献５では、Ｓｉ：１．８～７％を含有し、表面にＭｇ２ＳｉＯ４を主成分とする一次被膜を有する方向性電磁鋼板において、一次被膜中にＣｅを目付量で片面あたり０．００１～１０００ｍｇ／ｍ２含有させる。
特許文献６では、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤の中に、希土類金属元素化合物０．１～１０％と、Ｃａ，ＳｒまたはＢａの中から選ばれる１種以上のアルカリ土類金属化合物０．１～１０％と、硫黄化合物を０．０１～５％を含む化合物を含有させることで、一次被膜中にＣａ，ＳｒまたはＢａの中から選ばれる１種以上のアルカリ土類金属化合物と、希土類元素と、を含有することを特徴とする一次被膜を形成させる。
特許文献７では、Ｃａ，ＳｒまたはＢａの中から選ばれる１種以上の元素と、希土類金属元素化合物を０．１～１．０％、と硫黄とを含む化合物を含有することを特徴とする一次被膜を形成させる。
しかしながら、焼鈍分離剤にＹ、Ｌａ、Ｃｅなどの希土類元素化合物を含有させて、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅを含有する一次被膜を形成する場合、磁気特性が低下する場合がある。また、焼鈍分離剤の原料粉体中において、Ｙ，Ｌａ，Ｃｅなどの希土類元素化合物やＣａ，Ｓｒ，Ｂａなどの添加剤の粒子の個数密度が不十分であると、一次被膜の発達が不十分な領域が生じ、一次被膜の密着性が低下する場合がある。
本発明の目的は、磁気特性に優れ、一次被膜の母鋼板への密着性に優れた方向性電磁鋼板、方向性電磁鋼板の製造方法、及び、方向性電磁鋼板の製造に利用される焼鈍分離剤を提供することである。
本発明による方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：２．５～４．５％、Ｍｎ：０．０２～０．２％、Ｓ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の元素：合計で０．００５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以下、及びＮ：０．０１％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する母材鋼板と、母材鋼板の表面上に形成されており、Ｍｇ２ＳｉＯ４を主成分として含有する一次被膜とを備え、一次被膜の表面から方向性電磁鋼板の板厚方向にグロー放電発光分析法による元素分析を実施したときに得られるＡｌ発光強度のピーク位置が、一次被膜の表面から板厚方向に２．０～１２．０μｍの範囲内に配置され、Ａｌ発光強度のピーク位置での面積基準の円相当径で０．２μｍ以上のサイズのＡｌ酸化物の個数密度が０．０３～０．２個／μｍ２である。
本発明による方向性電磁鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：２．５～４．５％、Ｍｎ：０．０２～０．２％、Ｓ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の元素：合計で０．００５～０．０７％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．０５％、及び、Ｎ：０．００１～０．０３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる熱延鋼板に対して８０％以上の冷延率で冷間圧延を実施して母材鋼板となる冷延鋼板を製造する工程と、冷延鋼板に対して脱炭焼鈍を実施する工程と、脱炭焼鈍後の冷延鋼板の表面に、焼鈍分離剤を含有する水性スラリーを塗布し、４００～１０００℃の炉で冷延鋼板の表面上の水性スラリーを乾燥する工程と、水性スラリーが乾燥された後の冷延鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施する工程とを備える。焼鈍分離剤は、ＭｇＯと、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上とを含有し、前記焼鈍分離剤中の前記ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の合計含有量が０．５～８．０％であり、前記Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の合計含有量が０．５～１０．０％であり、また、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の前記酸化物換算の合計含有量と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の前記酸化物換算の合計含有量との合計が２．０～１４．０％であり、またさらに、前記焼鈍分離剤に含有されるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和と、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和との比が０．１５～４．００であり、またさらに、前記Ｙ，Ｌａ，Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の粒子であって、体積基準の球相当径で、０．１μｍ以上の粒子の個数密度が２０億個／ｇ以上であり、またさらに、前記Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の粒子であって、体積基準の球相当径で、０．１μｍ以上の粒子の個数密度が２０億個／ｇ以上である。
本発明による方向性電磁鋼板の製造に用いられる焼鈍分離剤は、ＭｇＯと、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上とを含有し、前記焼鈍分離剤中の前記ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の合計含有量が０．５～８．０％であり、前記Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の合計含有量が０．５～１０．０％であり、また、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の前記酸化物換算の合計含有量と、前記Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の前記酸化物換算の合計含有量との合計が２．０～１４．０％であり、またさらに、前記焼鈍分離剤に含有されるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和に対する、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和の比が０．１５～４．００であり、またさらに、前記Ｙ，Ｌａ，Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の粒子であって、体積基準の球相当径で、０．１μｍ以上の粒子の個数密度が２０億個／ｇ以上であり、またさらに、前記Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の粒子であって、体積基準の球相当径で、０．１μｍ以上の粒子の個数密度が２０億個／ｇ以上である。
本発明による方向性電磁鋼板は、磁気特性に優れ、一次被膜の母材鋼板への密着性に優れる。本発明による製造方法は、上述の方向性電磁鋼板を製造できる。本発明による焼鈍分離剤は、上記製造方法に適用され、これにより、方向性電磁鋼板を製造できる。
本発明者らは、磁気特性改善元素を含有する方向性電磁鋼板の磁気特性、及び、焼鈍分離剤にＹ化合物、Ｌａ化合物およびＣｅ化合物を含有して形成される一次被膜の密着性について調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
方向性電磁鋼板の一次被膜と鋼板との界面は嵌入構造を有する。具体的には、一次被膜と鋼板との界面付近では、一次被膜の根が鋼板内部に張り巡らされている。一次被膜の根が鋼板内部に進入しているほど、一次被膜の鋼板に対する密着性は高まる。さらに、一次被膜の根が鋼板内部に分散しているほど（張り巡らされているほど）、一次被膜の鋼板に対する密着性が高まる。
一方で、一次被膜の根が鋼板内部に深く進入し過ぎれば、一次被膜の根がＧｏｓｓ方位の二次再結晶を妨げる。そのため、ランダム方位の結晶粒が表層において増加する。さらに、一次被膜の根が磁壁移動の阻害要因となり、磁気特性が劣化する。同様に、一次被膜の根が鋼板内部に過剰に分散していれば、一次被膜の根がＧｏｓｓ方位の二次再結晶を妨げることによりランダム方位の結晶粒が表層において増加する。さらに、一次被膜の根が磁壁移動の阻害要因となり、磁気特性が劣化する。
以上の知見に基づいて、本発明者らはさらに、一次被膜の根の状態と、方向性電磁鋼板の磁気特性及び一次被膜の密着性とについて調査した。
焼鈍分離剤にＹ化合物、Ｌａ化合物およびＣｅ化合物を含有させて一次被膜を形成した場合、上述のとおり、磁気特性が低下する。これは、一次被膜の根が鋼板内部に深く進入しすぎて、磁壁移動を阻害するためと考えられる。
そこで、本発明者らは、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤中のＹ化合物、Ｌａ化合物およびＣｅ化合物の含有量を低くし、代替としてＴｉ化合物、Ｚｒ化合物、Ｈｆ化合物を含有して、一次被膜を形成することを試みるとともに、これらの化合物の粒子の個数密度を水性スラリーに調整する前の焼鈍分離剤（原料粉体）中において高密度化することを試みた。その結果、方向性電磁鋼板の磁気特性が向上し、かつ、一次被膜の密着性も高まる場合があることを見出した。本発明者らはさらに、ＭｇＯ主体の焼鈍分離剤中のＹ化合物、Ｌａ化合物、Ｃｅ化合物の含有量とＴｉ化合物、Ｚｒ化合物、Ｈｆ化合物の含有量とを調整して、形成された一次被膜の根の深さ及び分散状態について調査した。
一次被膜の根の主成分は、スピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）に代表されるＡｌ酸化物である。方向性電磁鋼板の表面から板厚方向にグロー放電発光分析法（ＧＤＳ法）に基づく元素分析を実施して得られたＡｌ発光強度のピークの表面からの深さ位置（以下、これをＡｌピーク位置ＤＡｌという）は、スピネルの存在位置、つまり、一次被膜の根の位置を示していると考えられる。さらに、Ａｌピーク位置ＤＡｌでの面積基準の円相当径で０．２μｍ以上のサイズのスピネルに代表されるＡｌ酸化物の個数密度（以下、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤという）は、一次被膜の根の分散状態を示していると考えられる。
さらなる検討を行った結果、Ａｌピーク位置ＤＡｌが２．０～１２．０μｍであり、かつ、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが０．０３～０．２個／μｍ２であれば、一次被膜の根が適切な長さであり、かつ、適切な分散状態であるため、優れた磁気特性及び一次被膜の密着性が得られることを見出した。
Ａｌピーク位置ＤＡｌ及びＡｌ酸化物個数密度ＮＤを上述の適切な範囲は、上述のとおり、焼鈍分離剤中のＹ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の含有量及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の含有量ならびに焼鈍分離剤を水性スラリーに調整する前の原料粉末中におけるＹ，Ｌａ，Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の粒子の個数密度およびＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の粒子の個数密度を適切な範囲に調整することにより、得ることができる。
また、ＭｇＯ主体の焼鈍分離剤中における、ＭｇＯ含有量を１００％としたときの、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算の合計質量％ＣＲＥ（後述）及びＭｇＯ含有量を１００％としたときの、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算の合計質量％ＣＧ４（後述）の比率と、Ａｌピーク位置ＤＡｌのグロー放電痕領域でのＥＤＳ分析で得られたＡｌの分布を示す画像でのＡｌ酸化物個数密度ＮＤ（個／μｍ２）を調査した。その結果、焼鈍分離剤中のＹ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の含有量及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の含有量を調整することにより、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤを制御できることが分かった。
さらなる検討の結果、ＭｇＯと、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上とを含有し、前記ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の合計含有量が０．５～８．０％であり、前記Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の合計含有量が０．５～１０．０％であり、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の前記酸化物換算の合計含有量と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の前記酸化物換算の合計含有量との合計が２．０～１４．０％であり、またさらに、前記焼鈍分離剤に含有されるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和と、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和との比が０．１５～４．００であり、かつ、焼鈍分離剤を水性スラリーに調整する前の原料粉末中の粒径０．１μｍ以上の粒子の個数密度がそれぞれ２０億個／ｇ以上である前記Ｙ，Ｌａ，Ｃｅからなる群から選択される金属化合物粉体および前記Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆからなる群から選択される金属化合物粉体を適用した焼鈍分離剤を用いれば、磁束密度改善元素（Ｓｎ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｐｂ等）を含有した熱延鋼板から製造された方向性電磁鋼板であっても、Ａｌピーク位置ＤＡｌが２．０～１２．０μｍとなり、かつ、面積基準の円相当径で０．２μｍ以上のサイズのＡｌ酸化物の個数密度ＮＤが０．０３～０．２個／μｍ２となり、優れた磁気特性及び一次被膜の密着性が得られることを見出した。
以上の知見に基づいて完成した本発明による方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：２．５～４．５％、Ｍｎ：０．０２～０．２％、Ｓ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の元素：合計で０．００５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以下、及びＮ：０．０１％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する母材鋼板と、母材鋼板の表面上に形成されており、Ｍｇ２ＳｉＯ４を主成分として含有する一次被膜とを備える。一次被膜の表面から方向性電磁鋼板の板厚方向にグロー放電発光分析法による元素分析を実施したときに得られるＡｌ発光強度のピーク位置が、一次被膜の表面から板厚方向に２．０～１２．０μｍの範囲内に配置され、Ａｌ発光強度のピーク位置でのＡｌ酸化物の個数密度が０．０３～０．２個／μｍ２である。
本発明による方向性電磁鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：２．５～４．５％、Ｍｎ：０．０２～０．２％、Ｓ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の元素：合計で０．００５～０．０７％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．０５％、及び、Ｎ：０．００１～０．０３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる熱延鋼板に対して８０％以上の冷延率で冷間圧延を実施して母材鋼板となる冷延鋼板を製造する工程と、冷延鋼板に対して脱炭焼鈍を実施する工程と、脱炭焼鈍後の冷延鋼板の表面に、焼鈍分離剤を含有する水性スラリーを塗布し、４００～１０００℃の炉で冷延鋼板の表面上の水性スラリーを乾燥する工程と、水性スラリーが乾燥された後の冷延鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施する工程とを備える。上記焼鈍分離剤は、ＭｇＯと、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上とを含有し、前記焼鈍分離剤中の前記ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の合計含有量が０．５～８．０％であり、前記Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の合計含有量が０．５～１０．０％であり、また、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の前記酸化物換算の合計含有量と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の前記酸化物換算の合計含有量との合計が２．０～１４．０％であり、またさらに、前記焼鈍分離剤に含有されるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和と、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和との比が０．１５～４．００であり、またさらに、焼鈍分離剤を水性スラリーに調整する前の原料粉末中のＹ，Ｌａ，Ｃｅからなる群から選択される金属化合物の粒子の個数密度およびＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆからなる群から選択される金属化合物の原料粉体中の粒径０．１μｍ以上の粒子の個数密度はそれぞれ２０億個／ｇ以上である。但し、粒径は、体積基準の球相当径である。
上記焼鈍分離剤はさらに、Ｃａ、ＳｒおよびＢａからなる群から選択される金属の化合物の１種または２種以上を、前記焼鈍分離剤に含まれるＭｇ原子の数に対する、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の数の総和の比が０．０２５未満の範囲で含有してもよい。
上記方向性電磁鋼板の製造方法において、上記熱延鋼板の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｓｂ及びＳｎからなる群から選択される１種以上を合計で０．６％以下含有してもよい。
上記方向性電磁鋼板の製造方法において、上記熱延鋼板の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ、Ｔｅ及びＰｂからなる群から選択される１種以上を合計で０．０３％以下含有してもよい。
本発明による焼鈍分離剤は、方向性電磁鋼板の製造に用いられる。焼鈍分離剤は、ＭｇＯと、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上とを含有し、前記焼鈍分離剤中の前記ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の合計含有量が０．５～８．０％であり、前記Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の合計含有量が０．５～１０．０％であり、また、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の前記酸化物換算の合計含有量と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の前記酸化物換算の合計含有量との合計が２．０～１４．０％であり、またさらに、前記焼鈍分離剤に含有されるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和と、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和との比が０．１５～４．００であり、またさらに、焼鈍分離剤を水性スラリーに調整する前の原料粉末中のＹ，Ｌａ，Ｃｅからなる群から選択される金属化合物の原料粉体中の粒径０．１μｍ以上の粒子の個数密度およびＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆからなる群から選択される金属化合物の原料粉体中の粒径０．１μｍ以上の粒子の個数密度はそれぞれ２０億個／ｇ以上である。但し、粒径は、体積基準の球相当径である。
上記焼鈍分離剤はさらに、Ｃａ、ＳｒおよびＢａからなる群から選択される金属の化合物の１種または２種以上を、前記焼鈍分離剤に含まれるＭｇ原子の数に対する、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の数の総和の比が０．０２５未満の範囲で含有してもよい。
以下、本発明による方向性電磁鋼板、方向性電磁鋼板の製造方法、及び、方向性電磁鋼板の製造に用いられる焼鈍分離剤について詳述する。本明細書において、鋼板組成元素の含有量に関する％は、特に断りのない限り、質量％を意味する。また、数値Ａ及びＢについて「Ａ～Ｂ」という表記は「Ａ以上Ｂ以下」を意味するものとする。かかる表記において数値Ｂのみに単位を付した場合には、当該単位が数値Ａにも適用されるものとする。
［方向性電磁鋼板の構成］
本発明による方向性電磁鋼板は、母材鋼板と、母材鋼板表面に形成されている一次被膜とを備える。
本発明による方向性電磁鋼板は、母材鋼板と、母材鋼板表面に形成されている一次被膜とを備える。
［母材鋼板の化学組成］
上述の方向性電磁鋼板を構成する母材鋼板の化学組成は、次の元素を含有する。なお、後述の製造方法で説明するとおり、母材鋼板は、後述する化学組成を有する熱延鋼板を用いて、冷間圧延を実施することにより製造される。
上述の方向性電磁鋼板を構成する母材鋼板の化学組成は、次の元素を含有する。なお、後述の製造方法で説明するとおり、母材鋼板は、後述する化学組成を有する熱延鋼板を用いて、冷間圧延を実施することにより製造される。
Ｃ：０．００５％以下
炭素（Ｃ）は、製造工程中における脱炭焼鈍工程完了までの組織制御に有効な元素であるが、Ｃ含有量が０．００５％を超えれば、製品板である方向性電磁鋼板の磁気特性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．００５％以下である。Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃ含有量を０．０００１％未満に低減しても、製造コストが掛るだけで、上記効果はそれほど変化しない。したがって、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。
炭素（Ｃ）は、製造工程中における脱炭焼鈍工程完了までの組織制御に有効な元素であるが、Ｃ含有量が０．００５％を超えれば、製品板である方向性電磁鋼板の磁気特性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．００５％以下である。Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃ含有量を０．０００１％未満に低減しても、製造コストが掛るだけで、上記効果はそれほど変化しない。したがって、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。
Ｓｉ：２．５～４．５％
シリコン（Ｓｉ）は鋼の電気抵抗を高めて、渦電流損を低減する。Ｓｉ含有量が２．５％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が４．５％を超えれば、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は２．５～４．５％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は２．６％であり、さらに好ましくは２．８％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は４．０％であり、さらに好ましくは３．８％である。
シリコン（Ｓｉ）は鋼の電気抵抗を高めて、渦電流損を低減する。Ｓｉ含有量が２．５％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が４．５％を超えれば、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は２．５～４．５％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は２．６％であり、さらに好ましくは２．８％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は４．０％であり、さらに好ましくは３．８％である。
Ｍｎ：０．０２～０．２％
マンガン（Ｍｎ）は、製造工程中において、後述のＳ及びＳｅと結合してＭｎＳ及びＭｎＳｅを形成する。これらの析出物は、インヒビター（正常結晶粒成長の抑制剤）として機能し、鋼において、二次再結晶を起こさせる。Ｍｎはさらに、鋼の熱間加工性を高める。Ｍｎ含有量が０．０２％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．２％を超えれば、二次再結晶が発現せず、鋼の磁気特性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０２～０．２％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０４％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．１３％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、製造工程中において、後述のＳ及びＳｅと結合してＭｎＳ及びＭｎＳｅを形成する。これらの析出物は、インヒビター（正常結晶粒成長の抑制剤）として機能し、鋼において、二次再結晶を起こさせる。Ｍｎはさらに、鋼の熱間加工性を高める。Ｍｎ含有量が０．０２％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．２％を超えれば、二次再結晶が発現せず、鋼の磁気特性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０２～０．２％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０４％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．１３％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｓ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の元素：合計で０．００５％以下
硫黄（Ｓ）及びセレン（Ｓｅ）は、製造工程中において、Ｍｎと結合して、インヒビターとして機能するＭｎＳ及びＭｎＳｅを形成する。しかしながら、これらの元素の含有量が合計で０．００５％を超えれば、残存するインヒビターにより、磁気特性が低下する。さらに、Ｓ及びＳｅの偏析により、方向性電磁鋼板において、表面欠陥が発生する場合がある。したがって、方向性電磁鋼板において、Ｓ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の合計含有量は０．００５％以下である。方向性電磁鋼板におけるＳ及びＳｅ含有量の合計はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、方向性電磁鋼板中のＳ含有量及びＳｅ含有量の合計を０．０００５％未満に低減しても、製造コストが高くなるだけで、上記効果はそれほど変化しない。したがって、方向性電磁鋼板中のＳ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の合計含有量の好ましい下限は０．０００５％である。
硫黄（Ｓ）及びセレン（Ｓｅ）は、製造工程中において、Ｍｎと結合して、インヒビターとして機能するＭｎＳ及びＭｎＳｅを形成する。しかしながら、これらの元素の含有量が合計で０．００５％を超えれば、残存するインヒビターにより、磁気特性が低下する。さらに、Ｓ及びＳｅの偏析により、方向性電磁鋼板において、表面欠陥が発生する場合がある。したがって、方向性電磁鋼板において、Ｓ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の合計含有量は０．００５％以下である。方向性電磁鋼板におけるＳ及びＳｅ含有量の合計はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、方向性電磁鋼板中のＳ含有量及びＳｅ含有量の合計を０．０００５％未満に低減しても、製造コストが高くなるだけで、上記効果はそれほど変化しない。したがって、方向性電磁鋼板中のＳ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の合計含有量の好ましい下限は０．０００５％である。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、方向性電磁鋼板の製造工程中において、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、インヒビターとして機能する。しかしながら、方向性電磁鋼板中のｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１％を超えれば、鋼板中に上記インヒビターが過剰に残存するため、磁気特性が低下する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１％以下である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、方向性電磁鋼板中のｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０００１％未満に低減しても、製造コストが高くなるだけで、上記効果はそれほど変化しない。したがって、方向性電磁鋼板中のｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。なお、本明細書において、ｓｏｌ．Ａｌは酸可溶Ａｌを意味する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、酸可溶Ａｌの含有量である。
アルミニウム（Ａｌ）は、方向性電磁鋼板の製造工程中において、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、インヒビターとして機能する。しかしながら、方向性電磁鋼板中のｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１％を超えれば、鋼板中に上記インヒビターが過剰に残存するため、磁気特性が低下する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１％以下である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、方向性電磁鋼板中のｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０００１％未満に低減しても、製造コストが高くなるだけで、上記効果はそれほど変化しない。したがって、方向性電磁鋼板中のｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。なお、本明細書において、ｓｏｌ．Ａｌは酸可溶Ａｌを意味する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、酸可溶Ａｌの含有量である。
Ｎ：０．０１％以下
窒素（Ｎ）は、方向性電磁鋼板の製造工程中において、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、インヒビターとして機能する。しかしながら、方向性電磁鋼板中のＮ含有量が０．０１％を超えれば、方向性電磁鋼板中に上記インヒビターが過剰に残存するため、磁気特性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、方向性電磁鋼板中のＮ含有量の合計を０．０００１％未満に低減しても、製造コストが高くなるだけで、上記効果はそれほど変化しない。したがって、方向性電磁鋼板中のＮ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。
窒素（Ｎ）は、方向性電磁鋼板の製造工程中において、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、インヒビターとして機能する。しかしながら、方向性電磁鋼板中のＮ含有量が０．０１％を超えれば、方向性電磁鋼板中に上記インヒビターが過剰に残存するため、磁気特性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、方向性電磁鋼板中のＮ含有量の合計を０．０００１％未満に低減しても、製造コストが高くなるだけで、上記効果はそれほど変化しない。したがって、方向性電磁鋼板中のＮ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。
本発明による方向性電磁鋼板の母材鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、母材鋼板を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるもの、又は、純化焼鈍において完全に純化されずに鋼中に残存する下記の元素等であって、本発明の方向性電磁鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［不純物について］
本発明による方向性電磁鋼板の母材鋼板中の不純物において、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｔｅ及びＰｂからなる群から選択される１種以上の元素の合計含有量は０．３０％以下である。
本発明による方向性電磁鋼板の母材鋼板中の不純物において、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｔｅ及びＰｂからなる群から選択される１種以上の元素の合計含有量は０．３０％以下である。
銅（Ｃｕ）、スズ（Ｓｎ）、アンチモン（Ｓｂ）、ビスマス（Ｂｉ）、テルル（Ｔｅ）及び鉛（Ｐｂ）は、仕上焼鈍の一過程で「純化焼鈍」とも呼ばれる高温熱処理により、母材鋼板の中のＣｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｔｅ及びＰｂの一部が系外に排出される。これらの元素は仕上焼鈍において二次再結晶の方位選択性を高めて磁束密度を改善する作用を発揮するが、仕上焼鈍完了後は母材鋼板中に残存すると単なる不純物として鉄損を劣化させる。したがってＣｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｔｅ及びＰｂからなる群から選択される１種以上の元素の合計含有量は０．３０％以下である。上述のとおりこれらの元素は不純物であるため、これらの元素の合計含有量はなるべく低い方が好ましい。
［一次被膜］
本発明による方向性電磁鋼板はさらに、上述のとおり、一次被膜を備える。一次被膜は、母材鋼板の表面上に形成されている。一次被膜の主成分はＭｇ２ＳｉＯ４（フォルステライト）である。より具体的には、一次被膜は５０～９０質量％のＭｇ２ＳｉＯ４を含有する。
本発明による方向性電磁鋼板はさらに、上述のとおり、一次被膜を備える。一次被膜は、母材鋼板の表面上に形成されている。一次被膜の主成分はＭｇ２ＳｉＯ４（フォルステライト）である。より具体的には、一次被膜は５０～９０質量％のＭｇ２ＳｉＯ４を含有する。
なお、一次被膜の主成分は上記のとおりＭｇ２ＳｉＯ４であるが、一次被膜にはＹ、ＬａおよびＣｅからなる群から選択される金属の化合物の少なくとも１種以上と、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆからなる群から選択される金属の化合物の少なくとも１種以上が含有される。一次被膜中のＹ、ＬａおよびＣｅの合計含有量は０．００１～２．０質量％である。また、一次被膜中のＴｉ、ＺｒおよびＨｆの合計含有量は０．００１５～６．０質量％である。
上述のとおり、本発明では、方向性電磁鋼板の製造方法において、上述のＹ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物とともに、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物を含有した焼鈍分離剤を用いる。これにより、方向性電磁鋼板の磁気特性を高め、一次被膜の被膜密着性も高めることができる。焼鈍分離剤中にＹ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物およびＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物が含有されるため、一次被膜も、上述の含有量のＹ、Ｌａ、Ｃｅ及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆを含有する。
一次被膜中のＭｇ２ＳｉＯ４含有量は次の方法で測定できる。方向性電磁鋼板を電解して一次被膜単体を母材鋼板の表面から分離する。分離された一次皮膜中のＭｇを誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ―ＭＳ）で定量分析する。得られた定量値（質量％）とＭｇ２ＳｉＯ４の分子量との積を、Ｍｇの原子量で除してＭｇ２ＳｉＯ４当量の含有量を求める。
一次被膜中のＹ、Ｌａ、Ｃｅの合計含有量及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆの合計含有量は次の方法で測定できる。方向性電磁鋼板を電解して一次被膜単体を母材鋼板の表面から分離する。分離された一次皮膜中のＹ、Ｌａ、Ｃｅ含有量（質量％）及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ含有量（質量％）をＩＣＰ―ＭＳで定量分析する。
［ＧＤＳ法によるＡｌ発光強度のピーク位置］
本発明による方向性電磁鋼板ではさらに、一次被膜の表面から方向性電磁鋼板の板厚方向にグロー放電発光分析法による元素分析を実施したときに得られるＡｌ発光強度のピーク位置が、一次被膜の表面から板厚方向に２．０～１２．０μｍの範囲内に配置される。
本発明による方向性電磁鋼板ではさらに、一次被膜の表面から方向性電磁鋼板の板厚方向にグロー放電発光分析法による元素分析を実施したときに得られるＡｌ発光強度のピーク位置が、一次被膜の表面から板厚方向に２．０～１２．０μｍの範囲内に配置される。
方向性電磁鋼板において、一次被膜と鋼板（地金）の界面は、嵌入構造を有する。具体的には、一次被膜の一部が、鋼板表面から鋼板内部に進入している。鋼板表面から鋼板内部に進入している一次被膜の一部は、いわゆるアンカー効果を発揮して、一次被膜の鋼板に対する密着性を高める。以降、本明細書では、鋼板表面から鋼板内部に進入している一次被膜の一部を、「一次被膜の根」と定義する。
一次被膜の根が鋼板内部に深く入り込んでいる領域において、一次被膜の根の主成分は、Ａｌ酸化物の一種であるスピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）である。グロー放電発光分析法による元素分析を実施したときに得られるＡｌ発光強度のピークは、上記スピネルの存在位置を示している。
上記Ａｌ発光強度ピークの一次被膜表面からの深さ位置をＡｌピーク位置ＤＡｌ（μｍ）と定義する。Ａｌピーク位置ＤＡｌが２．０μｍ未満である場合、スピネルが鋼板表面から浅い（低い）位置に形成されていることを意味する。つまり、一次被膜の根が浅いことを意味する。この場合、一次被膜の密着性が低い。一方、Ａｌピーク位置ＤＡｌが１２．０μｍを超える場合、一次被膜の根が過度に発達しており、鋼板内部の深い部分まで一次被膜の根が進入している。この場合、一次被膜の根が磁壁移動を阻害する。その結果、磁気特性が低下する。
Ａｌピーク位置ＤＡｌが２．０～１２．０μｍであれば、優れた磁気特性を維持しつつ、被膜の密着性を高めることができる。Ａｌピーク位置ＤＡｌの好ましい下限は３．０μｍであり、さらに好ましくは４．０μｍである。Ａｌピーク位置ＤＡｌの好ましい上限は１１．０μｍであり、さらに好ましくは１０．０μｍである。
Ａｌピーク位置ＤＡｌは次の方法で測定できる。周知のグロー放電発光分析法（ＧＤＳ法）を用いて、元素分析を実施する。具体的には、方向性電磁鋼板の表面上をＡｒ雰囲気にする。方向性電磁鋼板に電圧をかけてグロープラズマを発生させ、鋼板表層をスパッタリングしながら板厚方向に分析する。
グロープラズマ中で原子が励起されて発生する元素特有の発光スペクトル波長に基づいて、鋼板表層に含まれるＡｌを同定する。さらに、同定されたＡｌの発光強度を深さ方向にプロットする。プロットされたＡｌ発光強度に基づいて、Ａｌピーク位置ＤＡｌを求める。
元素分析における一次被膜の表面からの深さ位置は、スパッタ時間に基づいて算定可能である。具体的には、予め標準サンプルにおいて、スパッタ時間とスパッタ深さの関係（以下、サンプル結果という）を求めておく。サンプル結果を用いて、スパッタ時間をスパッタ深さに変換する。変換されたスパッタ深さを、元素分析（Ａｌ分析）した深さ位置（一次被膜の表面からの深さ位置）と定義する。本発明におけるＧＤＳ法では、市販の高周波グロー放電発光分析装置を用いることができる。
［放電痕におけるサイズ０．２μｍ以上のＡｌ酸化物の個数密度ＮＤ］
本発明による方向性電磁鋼板ではさらに、Ａｌピーク位置ＤＡｌでの面積基準の円相当径で０．２μｍ以上のサイズのＡｌ酸化物の個数密度ＮＤが０．０３～０．２個／μｍ２である。
本発明による方向性電磁鋼板ではさらに、Ａｌピーク位置ＤＡｌでの面積基準の円相当径で０．２μｍ以上のサイズのＡｌ酸化物の個数密度ＮＤが０．０３～０．２個／μｍ２である。
上述のとおり、Ａｌピーク位置ＤＡｌは、一次被膜の根の部分に相当する。一次被膜の根には、Ａｌ酸化物であるスピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）が多く存在する。したがって、Ａｌピーク位置ＤＡｌでの任意の領域（たとえば、グロー放電の放電痕の底部）におけるＡｌ酸化物の個数密度をＡｌ酸化物個数密度ＮＤと定義したとき、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤは一次被膜の根（スピネル）の鋼板表層での分散状態を示す指標となる。
Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが０．０３個／μｍ２未満の場合、一次被膜の根が十分に形成されていない。そのため、一次被膜の鋼板に対する密着性が低い。一方、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが０．２個／μｍ２を超える場合、一次被膜の根が過剰に発達しており、鋼板内部の深い部分まで一次被膜の根が進入している。この場合、一次被膜の根が二次再結晶および磁壁移動を阻害し、磁気特性が低下する。したがって、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤは０．０３～０．２個／μｍ２である。Ａｌ酸化物個数密度ＮＤの好ましい下限は０．０３５個／μｍ２であり、さらに好ましくは０．０４個／μｍ２である。数密度ＮＤの好ましい上限は０．１５個／μｍ２であり、さらに好ましくは０．１個／μｍ２である。
Ａｌ酸化物個数密度ＮＤは次の方法で求めることができる。グロー放電発光分析装置により、Ａｌピーク位置ＤＡｌまでグロー放電を実施する。Ａｌピーク位置ＤＡｌでの放電痕のうち、任意の３６μｍ×５０μｍの領域（観察領域）に対して、エネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）による元素分析を実施して、観察領域の特性Ｘ線強度の分布を示すマップを作成し、Ａｌ酸化物を特定する。具体的には、観察領域におけるＯの特性Ｘ線の最大強度に対して、５０％以上のＯの特性Ｘ線の強度が分析される領域を酸化物と特定する。特定された酸化物領域において、Ａｌの特定Ｘ線の最大強度に対して、３０％以上のＡｌの特定Ｘ線の強度が分析される領域をＡｌ酸化物と特定する。特定されたＡｌ酸化物は主としてスピネルである。特定されたＡｌ酸化物のうち、面積基準の円相当径で０．２μｍ以上のサイズのＡｌ酸化物の個数をカウントし、次の式でＡｌ酸化物個数密度ＮＤ（個／μｍ２）を求める。
円相当径＝√（４／π・（特定されたＡｌ酸化物の領域の面積(特性Ｘ線強度の分布を示すマップにおける１分析点あたりの面積×Ａｌ酸化物と特定された領域に相当する分析点数)）
特性Ｘ線強度の分布を示すマップにおける、１分析点あたりの面積＝マッピング領域面積÷分析点数
ＮＤ＝円相当径０．２μｍ以上の特定されたＡｌ酸化物の個数／観察領域の面積
円相当径＝√（４／π・（特定されたＡｌ酸化物の領域の面積(特性Ｘ線強度の分布を示すマップにおける１分析点あたりの面積×Ａｌ酸化物と特定された領域に相当する分析点数)）
特性Ｘ線強度の分布を示すマップにおける、１分析点あたりの面積＝マッピング領域面積÷分析点数
ＮＤ＝円相当径０．２μｍ以上の特定されたＡｌ酸化物の個数／観察領域の面積
一次被膜中のＹ、Ｌａ、Ｃｅの合計含有量が０．００１～４．０％であり、一次被膜中のＴｉ、Ｈｆ、Ｚｒの合計含有量が０．０００５～８．０％であれば、Ａｌピーク位置ＤＡｌが２．０～１２．０μｍとなり、Ａｌピーク位置ＤＡｌでのＡｌ酸化物の個数密度ＮＤが０．０３～０．２個／μｍ２となる。
［製造方法］
本発明による方向性電磁鋼板の製造方法の一例を説明する。
方向性電磁鋼板の製造方法の一例は、冷延工程と、脱炭焼鈍工程と、仕上げ焼鈍工程とを備える。以下、各工程について説明する。
本発明による方向性電磁鋼板の製造方法の一例を説明する。
方向性電磁鋼板の製造方法の一例は、冷延工程と、脱炭焼鈍工程と、仕上げ焼鈍工程とを備える。以下、各工程について説明する。
［冷延工程］
冷延工程では、熱延鋼板に対して冷間圧延を実施して、冷延鋼板を製造する。熱延鋼板は次の化学組成を含有する。
冷延工程では、熱延鋼板に対して冷間圧延を実施して、冷延鋼板を製造する。熱延鋼板は次の化学組成を含有する。
Ｃ：０．１％以下、
熱延鋼板中のＣ含有量が０．１％を超えれば、脱炭焼鈍に必要となる時間が長くなる。この場合、製造コストが高くなり、かつ、生産性も低下する。したがって、熱延鋼板中のＣ含有量は０．１％以下である。熱延鋼板のＣ含有量の好ましい上限は０．０９２％であり、さらに好ましくは０．０８５％である。熱延鋼板のＣ含有量の下限は０．００５％であり、好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましい下限は０．０４％である。
熱延鋼板中のＣ含有量が０．１％を超えれば、脱炭焼鈍に必要となる時間が長くなる。この場合、製造コストが高くなり、かつ、生産性も低下する。したがって、熱延鋼板中のＣ含有量は０．１％以下である。熱延鋼板のＣ含有量の好ましい上限は０．０９２％であり、さらに好ましくは０．０８５％である。熱延鋼板のＣ含有量の下限は０．００５％であり、好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましい下限は０．０４％である。
Ｓｉ：２．５～４．５％、
製品である方向性電磁鋼板の化学組成の項目で説明したとおり、Ｓｉは鋼の電気抵抗を高めるが、過剰に含有されれば、冷間加工性が低下する。熱延鋼板のＳｉ含有量が２．５～４．５％であれば、仕上げ焼鈍工程後の方向性電磁鋼板のＳｉ含有量が２．５～４．５％となる。熱延鋼板のＳｉ含有量の好ましい上限は４．０％であり、さらに好ましい上限は３．８％である。熱延鋼板のＳｉ含有量の好ましい下限は２．６％であり、さらに好ましい下限は２．８％である。
製品である方向性電磁鋼板の化学組成の項目で説明したとおり、Ｓｉは鋼の電気抵抗を高めるが、過剰に含有されれば、冷間加工性が低下する。熱延鋼板のＳｉ含有量が２．５～４．５％であれば、仕上げ焼鈍工程後の方向性電磁鋼板のＳｉ含有量が２．５～４．５％となる。熱延鋼板のＳｉ含有量の好ましい上限は４．０％であり、さらに好ましい上限は３．８％である。熱延鋼板のＳｉ含有量の好ましい下限は２．６％であり、さらに好ましい下限は２．８％である。
Ｍｎ：０．０２～０．２％
製品である方向性電磁鋼板の化学組成の項目で説明したとおり、製造工程中において、ＭｎはＳ及びＳｅと結合して析出物を形成し、インヒビターとして機能する。Ｍｎはさらに、鋼の熱間加工性を高める。熱延鋼板のＭｎ含有量が０．０２～０．２％であれば、仕上げ焼鈍工程後の方向性電磁鋼板のＭｎ含有量が０．０２～０．２％となる。熱延鋼板のＭｎ含有量の好ましい上限は０．１３％であり、より好ましい上限は０．１％である。熱延鋼板中のＭｎ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、より好ましい上限は０．０４％である。
製品である方向性電磁鋼板の化学組成の項目で説明したとおり、製造工程中において、ＭｎはＳ及びＳｅと結合して析出物を形成し、インヒビターとして機能する。Ｍｎはさらに、鋼の熱間加工性を高める。熱延鋼板のＭｎ含有量が０．０２～０．２％であれば、仕上げ焼鈍工程後の方向性電磁鋼板のＭｎ含有量が０．０２～０．２％となる。熱延鋼板のＭｎ含有量の好ましい上限は０．１３％であり、より好ましい上限は０．１％である。熱延鋼板中のＭｎ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、より好ましい上限は０．０４％である。
Ｓ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の元素：合計で０．００５～０．０７％
製造工程中において、硫黄（Ｓ）及びセレン（Ｓｅ）はＭｎと結合して、ＭｎＳ及びＭｎＳｅを形成する。ＭｎＳ及びＭｎＳｅはいずれも、二次再結晶中の結晶粒成長を抑制するために必要なインヒビターとして機能する。Ｓ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の合計含有量が０．００５％未満であれば、上記効果が得られにくい。一方、Ｓ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の合計含有量が０．０７％を超えれば、製造工程中において二次再結晶が発現せず、鋼の磁気特性が低下する。したがって、熱延鋼板中において、Ｓ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の元素の合計含有量は０．００５～０．０７％である。Ｓ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の元素の合計含有量の好ましい下限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１６％である。Ｓ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の元素の合計含有量の好ましい上限は０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
製造工程中において、硫黄（Ｓ）及びセレン（Ｓｅ）はＭｎと結合して、ＭｎＳ及びＭｎＳｅを形成する。ＭｎＳ及びＭｎＳｅはいずれも、二次再結晶中の結晶粒成長を抑制するために必要なインヒビターとして機能する。Ｓ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の合計含有量が０．００５％未満であれば、上記効果が得られにくい。一方、Ｓ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の合計含有量が０．０７％を超えれば、製造工程中において二次再結晶が発現せず、鋼の磁気特性が低下する。したがって、熱延鋼板中において、Ｓ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の元素の合計含有量は０．００５～０．０７％である。Ｓ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の元素の合計含有量の好ましい下限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１６％である。Ｓ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の元素の合計含有量の好ましい上限は０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．０５％
製造工程中において、アルミニウム（Ａｌ）は、Ｎと結合してＡｌＮを形成する。ＡｌＮはインヒビターとして機能する。熱延鋼板中のｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、上記効果が得られない。一方、熱延鋼板中のｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０５％を超えれば、ＡｌＮが粗大化する。この場合、ＡｌＮがインヒビターとして機能しにくくなり、二次再結晶が発現しない場合がある。したがって、熱延鋼板中のｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５～０．０５％である。熱延鋼板中のｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。熱延鋼板中のｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
製造工程中において、アルミニウム（Ａｌ）は、Ｎと結合してＡｌＮを形成する。ＡｌＮはインヒビターとして機能する。熱延鋼板中のｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、上記効果が得られない。一方、熱延鋼板中のｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０５％を超えれば、ＡｌＮが粗大化する。この場合、ＡｌＮがインヒビターとして機能しにくくなり、二次再結晶が発現しない場合がある。したがって、熱延鋼板中のｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５～０．０５％である。熱延鋼板中のｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。熱延鋼板中のｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
Ｎ：０．００１～０．０３０％
製造工程中において、窒素（Ｎ）はＡｌと結合して、インヒビターとして機能するＡｌＮを形成する。熱延鋼板中のＮ含有量が０．００１％未満であれば、上記効果が得られない。一方、熱延鋼板中のＮ含有量が０．０３０％を超えれば、ＡｌＮが粗大化する。この場合、ＡｌＮがインヒビターとして機能しにくくなり、二次再結晶が発現しない場合がある。したがって、熱延鋼板中のＮ含有量は０．００１～０．０３０％である。熱延鋼板中のＮ含有量の好ましい上限は０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。熱延鋼板中のＮ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００６％である。
製造工程中において、窒素（Ｎ）はＡｌと結合して、インヒビターとして機能するＡｌＮを形成する。熱延鋼板中のＮ含有量が０．００１％未満であれば、上記効果が得られない。一方、熱延鋼板中のＮ含有量が０．０３０％を超えれば、ＡｌＮが粗大化する。この場合、ＡｌＮがインヒビターとして機能しにくくなり、二次再結晶が発現しない場合がある。したがって、熱延鋼板中のＮ含有量は０．００１～０．０３０％である。熱延鋼板中のＮ含有量の好ましい上限は０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。熱延鋼板中のＮ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００６％である。
本発明の熱延鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、熱延鋼板を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の熱延鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［任意元素について］
本発明による熱延鋼板はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｓｎ及びＳｂからなる群から選択される１種以上を合計で０．６％以下含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素である。
本発明による熱延鋼板はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｓｎ及びＳｂからなる群から選択される１種以上を合計で０．６％以下含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素である。
Ｃｕ、Ｓｎ及びＳｂからなる群から選択される１種以上の元素：合計で０～０．６％
銅（Ｃｕ）、スズ（Ｓｎ）及びアンチモン（Ｓｂ）はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕ、Ｓｎ及びＳｂはいずれも、方向性電磁鋼板の磁束密度を高める。Ｃｕ、Ｓｎ及びＳｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ、Ｓｎ及びＳｂ含有量が合計で０．６％を超えれば、脱炭焼鈍時に内部酸化層が形成しにくくなる。この場合、仕上げ焼鈍時に、焼鈍分離剤のＭｇＯ及び内部酸化層のＳｉＯ２が反応して進行する一次被膜形成が遅延する。その結果、一次皮膜の密着性が低下する。また、純化焼鈍後にＣｕ、Ｓｎ、Ｓｂが不純物元素として残存しやすくなる。その結果、磁気特性が劣化する。したがって、Ｃｕ、Ｓｎ及びＳｂからなる群から選択される１種以上の含有量は合計で０～０．６％である。Ｃｕ、Ｓｎ及びＳｂからなる群から選択される１種以上の合計含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは、０．００７％である。Ｃｕ、Ｓｎ及びＳｂからなる群から選択される１種以上の合計含有量の好ましい上限は０．５％であり、さらに好ましくは、０．４５％である。
銅（Ｃｕ）、スズ（Ｓｎ）及びアンチモン（Ｓｂ）はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕ、Ｓｎ及びＳｂはいずれも、方向性電磁鋼板の磁束密度を高める。Ｃｕ、Ｓｎ及びＳｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ、Ｓｎ及びＳｂ含有量が合計で０．６％を超えれば、脱炭焼鈍時に内部酸化層が形成しにくくなる。この場合、仕上げ焼鈍時に、焼鈍分離剤のＭｇＯ及び内部酸化層のＳｉＯ２が反応して進行する一次被膜形成が遅延する。その結果、一次皮膜の密着性が低下する。また、純化焼鈍後にＣｕ、Ｓｎ、Ｓｂが不純物元素として残存しやすくなる。その結果、磁気特性が劣化する。したがって、Ｃｕ、Ｓｎ及びＳｂからなる群から選択される１種以上の含有量は合計で０～０．６％である。Ｃｕ、Ｓｎ及びＳｂからなる群から選択される１種以上の合計含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは、０．００７％である。Ｃｕ、Ｓｎ及びＳｂからなる群から選択される１種以上の合計含有量の好ましい上限は０．５％であり、さらに好ましくは、０．４５％である。
本発明による熱延鋼板はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ、Ｔｅ及びＰｂからなる群から選択される１種以上の元素を合計で０．０３％以下含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素である。
Ｂｉ、Ｔｅ及びＰｂからなる群から選択される１種以上の元素：合計で０～０．０３％
ビスマス（Ｂｉ）、テルル（Ｔｅ）及び鉛（Ｐｂ）はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂｉ、Ｔｅ及びＰｂはいずれも、方向性電磁鋼板の磁束密度を高める。これらの元素が少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、これらの元素の合計含有量が０．０３％を超えれば、仕上げ焼鈍時にこれらの元素が表面に偏析して、一次被膜と鋼板の界面が平たん化する。この場合、一次被膜の被膜密着性が低下する。したがって、Ｂｉ、Ｔｅ及びＰｂからなる群から選択される１種以上の元素の合計含有量は０～０．０３％である。Ｂｉ、Ｔｅ及びＰｂからなる群から選択される１種以上の元素の合計含有量の好ましい下限値は、０．０００５％であり、さらに好ましくは、０．００１％である。Ｂｉ、Ｔｅ及びＰｂからなる群から選択される１種以上の元素の合計含有量の好ましい上限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
ビスマス（Ｂｉ）、テルル（Ｔｅ）及び鉛（Ｐｂ）はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂｉ、Ｔｅ及びＰｂはいずれも、方向性電磁鋼板の磁束密度を高める。これらの元素が少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、これらの元素の合計含有量が０．０３％を超えれば、仕上げ焼鈍時にこれらの元素が表面に偏析して、一次被膜と鋼板の界面が平たん化する。この場合、一次被膜の被膜密着性が低下する。したがって、Ｂｉ、Ｔｅ及びＰｂからなる群から選択される１種以上の元素の合計含有量は０～０．０３％である。Ｂｉ、Ｔｅ及びＰｂからなる群から選択される１種以上の元素の合計含有量の好ましい下限値は、０．０００５％であり、さらに好ましくは、０．００１％である。Ｂｉ、Ｔｅ及びＰｂからなる群から選択される１種以上の元素の合計含有量の好ましい上限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
上述の化学組成を有する熱延鋼板は、周知の方法で製造される。熱延鋼板の製造方法の一例は次のとおりである。上述の熱延鋼板と同じ化学組成を有するスラブを準備する。スラブは周知の精錬工程及び鋳造工程を実施することにより製造される。スラブを加熱する。スラブの加熱温度はたとえば、１２８０℃超１３５０℃以下である。加熱されたスラブに対して熱間圧延を実施し、熱延鋼板を製造する。
準備された熱延鋼板に対して、冷間圧延を実施して、母材鋼板である冷延鋼板を製造する。冷間圧延は１回のみ実施してもよいし、複数回実施してもよい。冷間圧延を複数回実施する場合、冷間圧延を実施した後、軟化を目的とした中間焼鈍を実施し、その後、冷間圧延を実施する。１回又は複数回の冷間圧延を実施して、製品板厚（製品としての板厚）を有する冷延鋼板を製造する。
１回又は複数回での冷間圧延における、冷延率は８０％以上である。ここで、冷延率（％）は次のとおり定義される。
冷延率（％）＝（１－最後の冷間圧延後の冷延鋼板の板厚／最初の冷間圧延開始前の熱延鋼板の板厚）×１００
冷延率（％）＝（１－最後の冷間圧延後の冷延鋼板の板厚／最初の冷間圧延開始前の熱延鋼板の板厚）×１００
なお、冷延率の好ましい上限は９５％である。また、熱延鋼板に対して冷間圧延を実施する前に、熱延鋼板に対して熱処理を実施してもよいし、酸洗を実施してもよい。
［脱炭焼鈍工程］
冷延工程により製造された鋼板に対して、脱炭焼鈍を実施し、必要に応じて窒化焼鈍を行う。脱炭焼鈍は、周知の水素－窒素含有湿潤雰囲気中で実施される。脱炭焼鈍により、方向性電磁鋼板のＣ濃度を、磁気時効劣化を抑制可能な５０ｐｐｍ以下に低減する。脱炭焼鈍ではさらに、鋼板において、一次再結晶が発現して、冷延工程により導入された加工ひずみが解放される。さらに、脱炭焼鈍工程では、鋼板の表層部にＳｉＯ２を主成分とする内部酸化層が形成される。脱炭焼鈍での焼鈍温度は周知であり、たとえば７５０～９５０℃である。焼鈍温度での保持時間はたとえば、１～５分である。
冷延工程により製造された鋼板に対して、脱炭焼鈍を実施し、必要に応じて窒化焼鈍を行う。脱炭焼鈍は、周知の水素－窒素含有湿潤雰囲気中で実施される。脱炭焼鈍により、方向性電磁鋼板のＣ濃度を、磁気時効劣化を抑制可能な５０ｐｐｍ以下に低減する。脱炭焼鈍ではさらに、鋼板において、一次再結晶が発現して、冷延工程により導入された加工ひずみが解放される。さらに、脱炭焼鈍工程では、鋼板の表層部にＳｉＯ２を主成分とする内部酸化層が形成される。脱炭焼鈍での焼鈍温度は周知であり、たとえば７５０～９５０℃である。焼鈍温度での保持時間はたとえば、１～５分である。
［仕上焼鈍工程］
脱炭焼鈍工程後の鋼板に対して、仕上焼鈍工程を実施する。仕上焼鈍工程では、はじめに、鋼板の表面に焼鈍分離剤を含有する水性スラリーを塗布する。塗布量は、たとえば、１ｍ２の鋼板に片面あたり４～１５ｇ／ｍ２程度で塗布する。そして、水性スラリーを塗布された鋼板に対して４００～１０００℃の炉に挿入して乾燥した後、焼鈍（仕上焼鈍）を実施する。
脱炭焼鈍工程後の鋼板に対して、仕上焼鈍工程を実施する。仕上焼鈍工程では、はじめに、鋼板の表面に焼鈍分離剤を含有する水性スラリーを塗布する。塗布量は、たとえば、１ｍ２の鋼板に片面あたり４～１５ｇ／ｍ２程度で塗布する。そして、水性スラリーを塗布された鋼板に対して４００～１０００℃の炉に挿入して乾燥した後、焼鈍（仕上焼鈍）を実施する。
［水性スラリーについて］
水性スラリーは、後述する焼鈍分離剤に工業用純水を加え、攪拌して精製する。焼鈍分離剤と工業用純水の比率は、ロールコーターで塗布した時に、所要の塗布量となるように決定すればよく、例えば、２倍以上２０倍以下が好ましい。焼鈍分離剤に対する水の比率が２倍未満である場合、水スラリーの粘度が高くなり過ぎて、焼鈍分離剤を鋼板表面に均一に塗布できないので好ましくない。焼鈍分離剤に対する水の比率が２０倍超である場合、引き続く乾燥工程で水スラリーの乾燥が不十分となり、仕上焼鈍において残存した水分が鋼板を追加酸化させることで、一次被膜の外観が劣化するので好ましくない。
水性スラリーは、後述する焼鈍分離剤に工業用純水を加え、攪拌して精製する。焼鈍分離剤と工業用純水の比率は、ロールコーターで塗布した時に、所要の塗布量となるように決定すればよく、例えば、２倍以上２０倍以下が好ましい。焼鈍分離剤に対する水の比率が２倍未満である場合、水スラリーの粘度が高くなり過ぎて、焼鈍分離剤を鋼板表面に均一に塗布できないので好ましくない。焼鈍分離剤に対する水の比率が２０倍超である場合、引き続く乾燥工程で水スラリーの乾燥が不十分となり、仕上焼鈍において残存した水分が鋼板を追加酸化させることで、一次被膜の外観が劣化するので好ましくない。
［焼鈍分離剤について］
本発明において、仕上焼鈍工程で使用される焼鈍分離剤は、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）と、添加剤とを含有する。ＭｇＯは焼鈍分離剤の主成分であり、「主成分」とはある物質に５０質量％以上含まれている成分のことを言い、好ましくは７０質量％以上、より好ましくは９０質量％以上である。焼鈍分離剤の鋼板への付着量は、片面あたり、例えば、２ｇ／ｍ２以上１０ｇ／ｍ２以下が好ましい。焼鈍分離剤の鋼板への付着量が２ｇ／ｍ２未満である場合、仕上焼鈍において、鋼板同士が焼き付いてしまうので好ましくない。焼鈍分離剤の鋼板への付着量が１０ｇ／ｍ２超である場合、製造コストが増大するので好ましくない。
添加剤は、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上とを含有し、前記焼鈍分離剤中の前記ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の合計含有量が０．５～８．０％であり、前記Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の合計含有量が０．５～１０．０％であり、また、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の前記酸化物換算の合計含有量と、前記Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の前記酸化物換算の合計含有量との合計が２．０～１４．０％であり、またさらに、前記焼鈍分離剤に含有されるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和と、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和との比が０．１５～４．０である。以下、焼鈍分離剤中の添加剤について詳述する。
本発明において、仕上焼鈍工程で使用される焼鈍分離剤は、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）と、添加剤とを含有する。ＭｇＯは焼鈍分離剤の主成分であり、「主成分」とはある物質に５０質量％以上含まれている成分のことを言い、好ましくは７０質量％以上、より好ましくは９０質量％以上である。焼鈍分離剤の鋼板への付着量は、片面あたり、例えば、２ｇ／ｍ２以上１０ｇ／ｍ２以下が好ましい。焼鈍分離剤の鋼板への付着量が２ｇ／ｍ２未満である場合、仕上焼鈍において、鋼板同士が焼き付いてしまうので好ましくない。焼鈍分離剤の鋼板への付着量が１０ｇ／ｍ２超である場合、製造コストが増大するので好ましくない。
添加剤は、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上とを含有し、前記焼鈍分離剤中の前記ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の合計含有量が０．５～８．０％であり、前記Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の合計含有量が０．５～１０．０％であり、また、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の前記酸化物換算の合計含有量と、前記Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の前記酸化物換算の合計含有量との合計が２．０～１４．０％であり、またさらに、前記焼鈍分離剤に含有されるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和と、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和との比が０．１５～４．０である。以下、焼鈍分離剤中の添加剤について詳述する。
［添加剤］
添加剤は、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上を含有する。Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の含有量及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の含有量は次のとおりである。
添加剤は、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上を含有する。Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の含有量及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の含有量は次のとおりである。
［Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物］
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物（Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物という）は、前記焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき、酸化物換算で合計０．５～８．０％含有される。ここで、焼鈍分離剤中に含有されるある１種のＹ、Ｌａ、Ｃｅ化合物をＭＲＥと定義し、前記焼鈍分離剤におけるＭＲＥの酸化物換算の含有量ＷＲＥ（質量％）は次のとおりである。
ＷＲＥ＝（ＭＲＥ添加量（質量％））／（ＭＲＥの分子量）×（（Ｙ２Ｏ３の分子量）×（ＭＲＥ１分子あたりのＹ原子数／２）＋（Ｌａ２Ｏ３の分子量）×（ＭＲＥ１分子あたりのＬａ原子数／２）＋（ＣｅＯ２の分子量）×（ＭＲＥ１分子あたりのＣｅ原子数））
また、前記ＭＲＥについて、前記焼鈍分離剤に含まれるＭｇ原子の数に対する、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和の比ｘＲＥは次のとおりである。
ｘＲＥ＝（（ＭＲＥ１分子あたりのＹの原子数）＋（ＭＲＥ１分子あたりのＬａの原子数）＋（ＭＲＥ１分子あたりのＣｅの原子数））×（ＭＲＥの添加量（質量％）／ＭＲＥの分子量）×（ＭｇＯの分子量／１００）
したがって、１種または２種以上のＹ、Ｌａ、Ｃｅ化合物を添加した焼鈍分離剤における、ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときのＹ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算の合計含有量ＣＲＥ（以下、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算含有量ＣＲＥという）および焼鈍分離剤におけるＭｇ原子の数に対するＹ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和の比ＸＲＥ（以下、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ原子の存在比ＸＲＥという）は、それぞれ、焼鈍分離剤中に含有されるＹ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物種それぞれのＷＲＥの総和、ｘＲＥの総和である。
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物（Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物という）は、前記焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき、酸化物換算で合計０．５～８．０％含有される。ここで、焼鈍分離剤中に含有されるある１種のＹ、Ｌａ、Ｃｅ化合物をＭＲＥと定義し、前記焼鈍分離剤におけるＭＲＥの酸化物換算の含有量ＷＲＥ（質量％）は次のとおりである。
ＷＲＥ＝（ＭＲＥ添加量（質量％））／（ＭＲＥの分子量）×（（Ｙ２Ｏ３の分子量）×（ＭＲＥ１分子あたりのＹ原子数／２）＋（Ｌａ２Ｏ３の分子量）×（ＭＲＥ１分子あたりのＬａ原子数／２）＋（ＣｅＯ２の分子量）×（ＭＲＥ１分子あたりのＣｅ原子数））
また、前記ＭＲＥについて、前記焼鈍分離剤に含まれるＭｇ原子の数に対する、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和の比ｘＲＥは次のとおりである。
ｘＲＥ＝（（ＭＲＥ１分子あたりのＹの原子数）＋（ＭＲＥ１分子あたりのＬａの原子数）＋（ＭＲＥ１分子あたりのＣｅの原子数））×（ＭＲＥの添加量（質量％）／ＭＲＥの分子量）×（ＭｇＯの分子量／１００）
したがって、１種または２種以上のＹ、Ｌａ、Ｃｅ化合物を添加した焼鈍分離剤における、ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときのＹ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算の合計含有量ＣＲＥ（以下、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算含有量ＣＲＥという）および焼鈍分離剤におけるＭｇ原子の数に対するＹ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和の比ＸＲＥ（以下、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ原子の存在比ＸＲＥという）は、それぞれ、焼鈍分離剤中に含有されるＹ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物種それぞれのＷＲＥの総和、ｘＲＥの総和である。
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物とは化合物分子中にＹ、Ｌａ、Ｃｅ原子のうち一種類以上が含まれる化合物であり、たとえば、酸化物および後述の乾燥処理及び仕上焼鈍処理で一部又は全部が酸化物に変化する水酸化物、炭酸塩、硫酸塩等である。Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物は、一次被膜が凝集するのを抑制する。Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物はさらに、酸素放出源として機能する。そのため、仕上げ焼鈍で形成される一次被膜の根の成長が促進される。その結果、一次被膜の鋼板に対する密着性が高まる。Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算含有量ＣＲＥが０．５％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算含有量ＣＲＥが８．０％を超えれば、一次被膜の根が過剰に発達する。この場合、一次被膜の根が磁壁移動を阻害するため、磁気特性が低下する。Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算含有量ＣＲＥが８．０％を超えればさらに、焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量が低くなるため、Ｍｇ２ＳｉＯ４の生成が抑制される。つまり、反応性が低下する。したがって、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算含有量ＣＲＥは０．５～８．０％である。Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算含有量ＣＲＥの好ましい下限は０．８％であり、さらに好ましくは１．２％である。Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算含有量ＣＲＥの好ましい上限は７．０％であり、さらに好ましくは６．５％である。
［Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物］
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物という）は、前記焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき、酸化物換算で合計０．５～１０．０％含有される。ここで、焼鈍分離剤中に含有されるある１種のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物をＭＧ４と定義し、前記焼鈍分離剤におけるＭＧ４の酸化物換算の含有量ＷＧ４（質量％）は次のとおりである。
ＷＧ４＝（ＭＧ４添加量（質量％））／（ＭＧ４の分子量）×（（ＴｉＯ２の分子量）×（ＭＧ４１分子あたりのＴｉ原子数）＋（ＺｒＯ２の分子量）×（ＭＧ４１分子あたりのＺｒ原子数）＋（ＨｆＯ２の分子量）×（ＭＧ４１分子あたりのＨｆ原子数））
また、前記ＭＧ４について、前記焼鈍分離剤に含まれるＭｇ原子の数に対する、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の総和の比ｘＧ４は次のとおりである。
ｘＧ４＝（（ＭＧ４１分子あたりのＴｉの原子数）＋（ＭＧ４１分子あたりのＺｒの原子数）＋（ＭＧ４１分子あたりのＨｆの原子数））×（ＭＧ４の添加量（質量％）／ＭＧ４の分子量）×（ＭｇＯの分子量／１００）
したがって、１種または２種以上のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物を添加した焼鈍分離剤における、ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときのＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算の合計含有量ＣＧ４（以下、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算含有量ＣＧ４という）および、焼鈍分離剤におけるＭｇ原子の数に対するＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の総和の比ＸＧ４（以下、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の存在比ＸＧ４という）は、それぞれ、焼鈍分離剤中に含有されるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の各化合物のＷＧ４の総和、ｘＧ４の総和である。
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物という）は、前記焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき、酸化物換算で合計０．５～１０．０％含有される。ここで、焼鈍分離剤中に含有されるある１種のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物をＭＧ４と定義し、前記焼鈍分離剤におけるＭＧ４の酸化物換算の含有量ＷＧ４（質量％）は次のとおりである。
ＷＧ４＝（ＭＧ４添加量（質量％））／（ＭＧ４の分子量）×（（ＴｉＯ２の分子量）×（ＭＧ４１分子あたりのＴｉ原子数）＋（ＺｒＯ２の分子量）×（ＭＧ４１分子あたりのＺｒ原子数）＋（ＨｆＯ２の分子量）×（ＭＧ４１分子あたりのＨｆ原子数））
また、前記ＭＧ４について、前記焼鈍分離剤に含まれるＭｇ原子の数に対する、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の総和の比ｘＧ４は次のとおりである。
ｘＧ４＝（（ＭＧ４１分子あたりのＴｉの原子数）＋（ＭＧ４１分子あたりのＺｒの原子数）＋（ＭＧ４１分子あたりのＨｆの原子数））×（ＭＧ４の添加量（質量％）／ＭＧ４の分子量）×（ＭｇＯの分子量／１００）
したがって、１種または２種以上のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物を添加した焼鈍分離剤における、ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときのＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算の合計含有量ＣＧ４（以下、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算含有量ＣＧ４という）および、焼鈍分離剤におけるＭｇ原子の数に対するＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の総和の比ＸＧ４（以下、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の存在比ＸＧ４という）は、それぞれ、焼鈍分離剤中に含有されるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の各化合物のＷＧ４の総和、ｘＧ４の総和である。
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物とは化合物分子中にＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子のうち一種類以上が含まれる化合物であり、たとえば、酸化物および後述の乾燥処理及び仕上焼鈍処理で一部又は全部が酸化物に変化する水酸化物、リン酸塩等である。Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物は、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物と共に焼鈍分離剤に含有される場合、仕上げ焼鈍中にＹ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の一部と反応して複合酸化物を形成する。複合酸化物が形成されれば、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物が単独で含有される場合と比較して、焼鈍分離剤の酸素放出能を増加できる。そのため、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物に代えて、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物が含有されることにより、過剰なＹ、Ｌａ、Ｃｅ化合物含有に伴う磁気特性の低下を抑制しつつ、一次被膜の根の成長を促進し、一次被膜の鋼板に対する密着性を高めることができる。Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算含有量ＣＧ４が０．５％未満であれば、上記効果を十分に得られない。一方、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算含有量ＣＧ４が１０．０％を超えれば、一次被膜の根が過剰に発達し、磁気特性が低下する場合がある。Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算含有量ＣＧ４が１０．０％を超えればさらに、焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量が低くなるため、Ｍｇ２ＳｉＯ４の生成が抑制される。つまり、反応性が低下する。Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算含有量ＣＧ４が０．５～１０．０％であれば、磁気特性の低下及び反応性の低下を抑制しつつ、一次被膜の母材鋼板への密着性を高めることができる。
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の存在比ＸＧ４の好ましい下限は０．８％であり、さらに好ましくは１．５％である。Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の存在比ＸＧ４の好ましい上限は８．０％であり、さらに好ましくは７．５％である。
［焼鈍分離剤中のＸＲＥ／ＸＧ４比］
前記焼鈍分離剤に含有されるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和と、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和との比（以下、ＸＲＥ／ＸＧ４とする）は０．１５～４．００の範囲である。ＸＲＥ／ＸＧ４が０．１５未満であれば、仕上げ焼鈍中において、一次被膜の根の成長が促進されない。その結果、一次被膜の鋼板に対する密着性が低下する。一方、ＸＲＥ／ＸＧ４が４．００を超えても、密着性が低下する。その結果、一次被膜の鋼板に対する密着性が低下する。ＸＲＥ／ＸＧ４が０．１５～４．００であれば、一次被膜の鋼板に対する密着性が高まる。ＸＲＥ／ＸＧ４の好ましい下限は０．２５であり、さらに好ましくは０．５０である。ＸＲＥ／ＸＧ４の好ましい上限は３．００であり、さらに好ましくは２．５０である。
前記焼鈍分離剤に含有されるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和と、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和との比（以下、ＸＲＥ／ＸＧ４とする）は０．１５～４．００の範囲である。ＸＲＥ／ＸＧ４が０．１５未満であれば、仕上げ焼鈍中において、一次被膜の根の成長が促進されない。その結果、一次被膜の鋼板に対する密着性が低下する。一方、ＸＲＥ／ＸＧ４が４．００を超えても、密着性が低下する。その結果、一次被膜の鋼板に対する密着性が低下する。ＸＲＥ／ＸＧ４が０．１５～４．００であれば、一次被膜の鋼板に対する密着性が高まる。ＸＲＥ／ＸＧ４の好ましい下限は０．２５であり、さらに好ましくは０．５０である。ＸＲＥ／ＸＧ４の好ましい上限は３．００であり、さらに好ましくは２．５０である。
［焼鈍分離剤中のＮＲＥおよびＮＧ４］
前記焼鈍分離剤に含有されるＹ，Ｌａ，Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の粒径０．１μｍ以上の粒子の個数密度ＮＲＥおよびＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の粒径０．１μｍ以上の粒子の個数密度ＮＧ４は、それぞれ２０億個／ｇ以上である。これらの金属化合物の粒径は、体積基準の球相当径として求められ、レーザー回折式粒度分布測定装置にて原料粉末を測定して得られる粒子数基準の粒度分布から求められる。
ここで、前記粒子数基準の粒度分布とは、０．１～０．１５μｍの範囲の任意の値を最小径、２０００～４０００μｍの中の任意の値を最大径とする粒径範囲を、３０以上の区間となるよう、対数スケールにおける等しい幅で分割したのち、各区間の粒子の全粒子に対する存在頻度（％）を示すものである。ここで、各区間の代表粒径Ｄは、それぞれの区間の上限値ＤＭＡＸ［μｍ］と下限値ＤＭＩＮ［μｍ］を用いて、
Ｄ＝１０＾（（ＬｏｇＤＭＡＸ＋ＬｏｇＤＭＩＮ）／２）
として求められる。
さらに、各区間の粒子が、原料粉末１００個の粒子に占める重量ｗ［ｇ］は、全粒子に対する存在頻度ｆ、代表粒径Ｄ［μｍ］および金属化合物の比重ｄ［ｇ／μｍ３］を用いて、
ｗ＝ｆ・ｄ・（Ｄ＾３・π）／６
として求められる。
全区間の重量ｗの総和Ｗ［ｇ］は原料粉末粒子１００個の平均重量であるため、１ｇの金属化合物粉体中の粒子数ｎ［個／ｇ］は
ｎ＝１００／Ｗ
として求められる。
Ｙ，Ｌａ，Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の粒径０．１μｍ以上の粒子の個数密度ＮＲＥを求める場合、原料粉末中のそれぞれの金属化合物粉体の１ｇ中の粒子数ｎを算出し、それぞれの金属化合物のスラリー中の含有量ｃ（％）とすべての含有量ｃの総和Ｃ（％）を用いて、
ＮＲＥ＝Σ（ｎ・ｃ／Ｃ）
として求められる。
Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の粒径０．１μｍ以上の粒子の個数密度ＮＧ４も同様にして求められる。
ＮＲＥまたはＮＧ４が２０億個／ｇ未満であれば、仕上げ焼鈍中において、一次被膜の根の成長効果が偏り、根の成長が十分促進されない領域が生じる。その結果、一次被膜の鋼板に対する密着性が十分に得られない。ＮＲＥおよびＮＧ４が２０億個／ｇ以上であれば、一次被膜の密着性が高まる。Ｙ，Ｌａ，ＣｅやＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆなどは仕上げ焼鈍中に酸素を放出し、Ｙ，Ｌａ，Ｃｅが低温から高温にかけて緩やかに酸素を放出する。一方、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆは酸素の放出期間は比較的短いと考えられるが、Ｙ，Ｌａ，Ｃｅの酸素放出を促進して、被膜の発達に必要な内部酸化層の凝集を持続的に抑えると考えられる。そのため、個数密度ＮＲＥおよびＮＧ４を高くして分離剤層中での分散状態を高めることで、この酸素放出における相互作用が効果的に得られると考えられる。なお、粒径は、体積基準の球相当径である。
前記焼鈍分離剤に含有されるＹ，Ｌａ，Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の粒径０．１μｍ以上の粒子の個数密度ＮＲＥおよびＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の粒径０．１μｍ以上の粒子の個数密度ＮＧ４は、それぞれ２０億個／ｇ以上である。これらの金属化合物の粒径は、体積基準の球相当径として求められ、レーザー回折式粒度分布測定装置にて原料粉末を測定して得られる粒子数基準の粒度分布から求められる。
ここで、前記粒子数基準の粒度分布とは、０．１～０．１５μｍの範囲の任意の値を最小径、２０００～４０００μｍの中の任意の値を最大径とする粒径範囲を、３０以上の区間となるよう、対数スケールにおける等しい幅で分割したのち、各区間の粒子の全粒子に対する存在頻度（％）を示すものである。ここで、各区間の代表粒径Ｄは、それぞれの区間の上限値ＤＭＡＸ［μｍ］と下限値ＤＭＩＮ［μｍ］を用いて、
Ｄ＝１０＾（（ＬｏｇＤＭＡＸ＋ＬｏｇＤＭＩＮ）／２）
として求められる。
さらに、各区間の粒子が、原料粉末１００個の粒子に占める重量ｗ［ｇ］は、全粒子に対する存在頻度ｆ、代表粒径Ｄ［μｍ］および金属化合物の比重ｄ［ｇ／μｍ３］を用いて、
ｗ＝ｆ・ｄ・（Ｄ＾３・π）／６
として求められる。
全区間の重量ｗの総和Ｗ［ｇ］は原料粉末粒子１００個の平均重量であるため、１ｇの金属化合物粉体中の粒子数ｎ［個／ｇ］は
ｎ＝１００／Ｗ
として求められる。
Ｙ，Ｌａ，Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の粒径０．１μｍ以上の粒子の個数密度ＮＲＥを求める場合、原料粉末中のそれぞれの金属化合物粉体の１ｇ中の粒子数ｎを算出し、それぞれの金属化合物のスラリー中の含有量ｃ（％）とすべての含有量ｃの総和Ｃ（％）を用いて、
ＮＲＥ＝Σ（ｎ・ｃ／Ｃ）
として求められる。
Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の粒径０．１μｍ以上の粒子の個数密度ＮＧ４も同様にして求められる。
ＮＲＥまたはＮＧ４が２０億個／ｇ未満であれば、仕上げ焼鈍中において、一次被膜の根の成長効果が偏り、根の成長が十分促進されない領域が生じる。その結果、一次被膜の鋼板に対する密着性が十分に得られない。ＮＲＥおよびＮＧ４が２０億個／ｇ以上であれば、一次被膜の密着性が高まる。Ｙ，Ｌａ，ＣｅやＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆなどは仕上げ焼鈍中に酸素を放出し、Ｙ，Ｌａ，Ｃｅが低温から高温にかけて緩やかに酸素を放出する。一方、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆは酸素の放出期間は比較的短いと考えられるが、Ｙ，Ｌａ，Ｃｅの酸素放出を促進して、被膜の発達に必要な内部酸化層の凝集を持続的に抑えると考えられる。そのため、個数密度ＮＲＥおよびＮＧ４を高くして分離剤層中での分散状態を高めることで、この酸素放出における相互作用が効果的に得られると考えられる。なお、粒径は、体積基準の球相当径である。
［焼鈍分離剤の任意成分］
上記焼鈍分離剤はさらに、必要に応じて、Ｃａ、ＳｒおよびＢａからなる群から選択される金属の化合物（Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ化合物という）の１種または２種以上を、前記焼鈍分離剤中に含まれるＭｇ原子の数に対するＣａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の数の総和の比にして０．０２５未満含有してもよい。
上記焼鈍分離剤はさらに、必要に応じて、Ｃａ、ＳｒおよびＢａからなる群から選択される金属の化合物（Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ化合物という）の１種または２種以上を、前記焼鈍分離剤中に含まれるＭｇ原子の数に対するＣａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の数の総和の比にして０．０２５未満含有してもよい。
Ｃａ、ＳｒおよびＢａからなる群から選択される金属の化合物が含有される場合、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ化合物は、前記焼鈍分離剤中に含まれるＭｇ原子の数に対するＣａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の数の総和の比にして０．０２５未満の含有量である。ここで、焼鈍分離剤中のある１種のＣａ、Ｓｒ、Ｂａ化合物をＭＡＭと定義し、前記焼鈍分離剤に含まれるＭｇ原子の数に対する、ＭＡＭのＣａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の総和の比ｘＡＭは次の式で求めることができる。
ｘＡＭ＝（（ＭＡＭ１分子辺りのＣａ原子数）＋（ＭＡＭ１分子辺りのＳｒ原子数）＋（ＭＡＭ１分子辺りのＢａ原子数））×（ＭＡＭ添加量（質量％）／ＭＡＭの分子量）／（１００／ＭｇＯの分子量）
したがって、１種または２種以上のＣａ、Ｓｒ、Ｂａ化合物を添加した焼鈍分離剤に含まれるＭｇ原子の数に対する、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の総和の比ＸＡＭ（以下、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の存在比ＸＡＭという）は、添加したすべてのＣａ、Ｓｒ、Ｂａ化合物種それぞれのｘＡＭの総和である。
ｘＡＭ＝（（ＭＡＭ１分子辺りのＣａ原子数）＋（ＭＡＭ１分子辺りのＳｒ原子数）＋（ＭＡＭ１分子辺りのＢａ原子数））×（ＭＡＭ添加量（質量％）／ＭＡＭの分子量）／（１００／ＭｇＯの分子量）
したがって、１種または２種以上のＣａ、Ｓｒ、Ｂａ化合物を添加した焼鈍分離剤に含まれるＭｇ原子の数に対する、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の総和の比ＸＡＭ（以下、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の存在比ＸＡＭという）は、添加したすべてのＣａ、Ｓｒ、Ｂａ化合物種それぞれのｘＡＭの総和である。
Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ化合物は、たとえば酸化物および後述の乾燥処理及び仕上焼鈍処理で一部又は全部が酸化物に変化する水酸化物、硫酸塩、リン酸塩、ホウ酸塩等である。Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ化合物は、仕上焼鈍において、焼鈍分離剤中のＭｇＯと鋼板表層のＳｉＯ２との反応温度を低下し、Ｍｇ２ＳｉＯ４の生成を促進する。Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａの少なくとも１種以上が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。一方、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の存在比ＸＡＭが０．０２５以上の場合、ＭｇＯとＳｉＯ２との反応がかえって遅延し、Ｍｇ２ＳｉＯ４の生成が抑制される。つまり、反応性が低下する。Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の存在比ＸＡＭが０．０２５未満であれば、仕上焼鈍において、Ｍｇ２ＳｉＯ４の生成が促進される。
［仕上げ焼鈍工程の製造条件］
仕上げ焼鈍工程はたとえば、次の条件で実施する。仕上げ焼鈍の前に、乾燥処理を実施する。初めに、鋼板の表面に水性スラリーの焼鈍分離剤を塗布する。表面に焼鈍分離剤が塗布された鋼板を４００～１０００℃に保持した炉内に装入し、保持する（乾燥処理）。これにより、鋼板表面に塗布された焼鈍分離剤が乾燥する。保持時間はたとえば１０～９０秒である。
仕上げ焼鈍工程はたとえば、次の条件で実施する。仕上げ焼鈍の前に、乾燥処理を実施する。初めに、鋼板の表面に水性スラリーの焼鈍分離剤を塗布する。表面に焼鈍分離剤が塗布された鋼板を４００～１０００℃に保持した炉内に装入し、保持する（乾燥処理）。これにより、鋼板表面に塗布された焼鈍分離剤が乾燥する。保持時間はたとえば１０～９０秒である。
焼鈍分離剤を乾燥後、仕上げ焼鈍を実施する。仕上げ焼鈍では、焼鈍温度を１１５０～１２５０℃として、母材鋼板（冷延鋼板）を均熱する。均熱時間はたとえば１５～３０時間である。仕上げ焼鈍における炉内雰囲気は周知の雰囲気である。
以上の製造工程により製造された方向性電磁鋼板では、Ｍｇ２ＳｉＯ４を主成分として含有する一次被膜が形成される。さらに、Ａｌピーク位置ＤＡｌが一次被膜の表面から２．０～１２．０μｍの範囲内に配置される。さらに、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが０．０３～０．２個／μｍ２になる。
なお、脱炭焼鈍工程及び仕上げ焼鈍工程により、熱延鋼板の化学組成の各元素が鋼中成分からある程度取り除かれる。仕上げ焼鈍工程での組成変化（および過程）は「純化（焼鈍）」と呼ばれることがあり、結晶方位を制御するために活用されるＳｎ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｔｅ及びＰｂの他、特に、インヒビターとして機能するＳ、Ａｌ、Ｎ等は大幅に取り除かれる。そのため、熱延鋼板の化学組成と比較して、方向性電磁鋼板の母材鋼板の化学組成中の元素含有量は上記のとおり低くなる。上述の化学組成の熱延鋼板を用いて上記製造方法を実施すれば、上記化学組成の母材鋼板を有する方向性電磁鋼板を製造できる。
［二次被膜形成工程］
本発明による方向性電磁鋼板の製造方法の一例ではさらに、仕上げ焼鈍工程後に二次被膜形成工程を実施してもよい。二次被膜形成工程では、仕上げ焼鈍の降温後の方向性電磁鋼板の表面に、コロイド状シリカ及びリン酸塩を主体とする絶縁コーティング剤を塗布した後、焼付けを実施する。これにより、一次被膜上に、張力絶縁被膜である二次被膜が形成される。
本発明による方向性電磁鋼板の製造方法の一例ではさらに、仕上げ焼鈍工程後に二次被膜形成工程を実施してもよい。二次被膜形成工程では、仕上げ焼鈍の降温後の方向性電磁鋼板の表面に、コロイド状シリカ及びリン酸塩を主体とする絶縁コーティング剤を塗布した後、焼付けを実施する。これにより、一次被膜上に、張力絶縁被膜である二次被膜が形成される。
［磁区細分化処理工程］
本発明による方向性電磁鋼板はさらに、仕上げ焼鈍工程又は二次被膜形成工程後に、磁区細分化処理工程を実施してもよい。磁区細分化処理工程では、方向性電磁鋼板の表面に、磁区細分化効果のあるレーザ光を照射したり、表面に溝を形成したりする。この場合、さらに磁気特性に優れる方向性電磁鋼板が製造できる。
本発明による方向性電磁鋼板はさらに、仕上げ焼鈍工程又は二次被膜形成工程後に、磁区細分化処理工程を実施してもよい。磁区細分化処理工程では、方向性電磁鋼板の表面に、磁区細分化効果のあるレーザ光を照射したり、表面に溝を形成したりする。この場合、さらに磁気特性に優れる方向性電磁鋼板が製造できる。
以下に、本発明の態様を実施例により具体的に説明する。これらの実施例は、本発明の効果を確認するための一例であり、本発明を限定するものではない。
＜実施例１＞
［方向性電磁鋼板の製造］
表１に示す化学組成の溶鋼を、真空溶解炉にて製造した。製造された溶鋼を用いて、連続鋳造法によりスラブを製造した。
［方向性電磁鋼板の製造］
表１に示す化学組成の溶鋼を、真空溶解炉にて製造した。製造された溶鋼を用いて、連続鋳造法によりスラブを製造した。
スラブを１３５０℃で加熱した。加熱されたスラブに対して熱間圧延を実施して、２．３ｍｍの板厚を有する熱延鋼板を製造した。熱延鋼板の化学組成は溶鋼と同じであり、表１のとおりであった。
熱延鋼板に対して焼鈍処理を実施し、その後、熱延鋼板に対して酸洗を実施した。熱延鋼板に対しての焼鈍処理の条件、及び、熱延鋼板に対しての酸洗条件は、いずれの試験番号も同じとした。
酸洗後の熱延鋼板に対して、冷間圧延を実施し、０．２２ｍｍの板厚を有する冷延鋼板を製造した。いずれの試験番号においても、冷延率は９０．４％であった。
冷延鋼板に対して、脱炭焼鈍を兼ねた一次再結晶焼鈍を実施した。一次再結晶焼鈍での焼鈍温度はいずれの試験番号においても、９００～１１２０℃であり、焼鈍温度での保持時間は２分であった。
一次再結晶焼鈍後の冷延鋼板に対して、水性スラリーを塗布、乾燥させて、焼鈍分離剤を片面あたり、５ｇ／ｍ２の割合で塗布した。なお、水性スラリーは、焼鈍分離剤（原料粉末）と工業用純水と１：２の配合比で混合して調整した。焼鈍分離剤は、ＭｇＯと、表２に示す添加剤を含有した。なお、表２に示す焼鈍分離剤中のＹ、Ｌａ、Ｃｅ含有量ＣＲＥは、焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときのＹ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算の合計含有量を意味する。同様に、表２に示すＹ、Ｌａ、Ｃｅ原子の存在比ＸＲＥは焼鈍分離剤中に含まれるＭｇ原子の数に対するＹ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和の比を意味する。同様に、表２に示す焼鈍分離剤中のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ含有量ＣＧ４は、焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときのＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ酸化物換算の合計含有量を意味する。同様に、表２に示すＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の存在比ＸＧ４は、焼鈍分離剤中に含まれるＭｇ原子の数に対する、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和の比を意味する。同様に、表２に示すＹ，Ｌａ，Ｃｅ個数密度ＮＲＥは、水性スラリーに調整する前の焼鈍分離剤中におけるＹ，Ｌａ，Ｃｅからなる群から選択される金属化合物の粒径０．１μｍ以上の粒子の原料粉末中の個数密度を意味する。同様に、表２に示すＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ個数密度ＮＧ４は、水性スラリーに調整する前の焼鈍分離剤中におけるＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆからなる群から選択される金属化合物の粒径０．１μｍ以上の粒子の原料粉末中の個数密度を意味する。なお、粒径は、体積基準の球相当径である。
水性スラリーが表面に塗布された冷延鋼板に対して、いずれの試験番号においても９００℃の炉に１０秒間装入して、水性スラリーを乾燥した。乾燥後、仕上げ焼鈍処理を実施した。仕上げ焼鈍処理では、いずれの試験番号においても、１２００℃で２０時間保持した。以上の製造工程により、母材鋼板と一次被膜とを有する方向性電磁鋼板を製造した。
［原料粉末中粒子の個数密度の測定］
原料粉末をレーザー回折式粒度分布測定装置（型式：ＳＡＬＤ－３０００，島津製作所）で個数基準の粒度分布データを測定し、１ｇ中の粒子数を計算した。
原料粉末をレーザー回折式粒度分布測定装置（型式：ＳＡＬＤ－３０００，島津製作所）で個数基準の粒度分布データを測定し、１ｇ中の粒子数を計算した。
［方向性電磁鋼板の母材鋼板の化学組成分析］
製造された試験番号１～５７の方向性電磁鋼板の母材鋼板に対して、アルカリ洗浄及び軽酸洗して一次被膜および再表層の鋼板を取り除いたのち、スパーク放電発光析法および、原子吸光分析法により、化学組成を求めた。求めた化学組成を表３に示す。
製造された試験番号１～５７の方向性電磁鋼板の母材鋼板に対して、アルカリ洗浄及び軽酸洗して一次被膜および再表層の鋼板を取り除いたのち、スパーク放電発光析法および、原子吸光分析法により、化学組成を求めた。求めた化学組成を表３に示す。
［評価試験］
［Ａｌピーク位置ＤＡｌ測定試験］
各試験番号の方向性電磁鋼板に対して、次の測定方法によりＡｌピーク位置ＤＡｌを求めた。具体的には、方向性電磁鋼板の表層に対してＧＤＳ法を用いた元素分析を実施し、方向性電磁鋼板の表面から深さ方向に１００μｍの範囲（表層）で元素分析を実施し、表層中の各深さ位置に含まれるＡｌを同定した。同定されたＡｌの発光強度を表面から深さ方向にプロットした。プロットされたＡｌ発光強度のグラフに基づいて、Ａｌピーク位置ＤＡｌを求めた。求めたＡｌピーク位置ＤＡｌを表４に示す。
［Ａｌピーク位置ＤＡｌ測定試験］
各試験番号の方向性電磁鋼板に対して、次の測定方法によりＡｌピーク位置ＤＡｌを求めた。具体的には、方向性電磁鋼板の表層に対してＧＤＳ法を用いた元素分析を実施し、方向性電磁鋼板の表面から深さ方向に１００μｍの範囲（表層）で元素分析を実施し、表層中の各深さ位置に含まれるＡｌを同定した。同定されたＡｌの発光強度を表面から深さ方向にプロットした。プロットされたＡｌ発光強度のグラフに基づいて、Ａｌピーク位置ＤＡｌを求めた。求めたＡｌピーク位置ＤＡｌを表４に示す。
［Ａｌ酸化物の数密度ＮＤ測定試験］
各試験番号の方向性電磁鋼板に対して、Ａｌピーク位置ＤＡｌでのＡｌ酸化物個数密度ＮＤ（個／μｍ２）を次の方法で求めた。グロー放電発光分析装置により、Ａｌピーク位置ＤＡｌまでグロー放電を実施した。Ａｌピーク位置ＤＡｌでの放電痕のうち、任意の３６μｍ×５０μｍの領域（観察領域）に対して、エネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）による元素分析を実施して、観察領域中のＡｌ酸化物を特定した。観察領域中の析出物のうち、ＡｌとＯとを含有したものをＡｌ酸化物と特定した。特定されたＡｌ酸化物の個数をカウントし、次の式でＡｌ酸化物個数密度ＮＤ（個／μｍ２）を求めた。
ＮＤ＝特定されたＡｌ酸化物の個数／観察領域の面積
求めたＡｌ酸化物個数密度ＮＤを表４に示す。
各試験番号の方向性電磁鋼板に対して、Ａｌピーク位置ＤＡｌでのＡｌ酸化物個数密度ＮＤ（個／μｍ２）を次の方法で求めた。グロー放電発光分析装置により、Ａｌピーク位置ＤＡｌまでグロー放電を実施した。Ａｌピーク位置ＤＡｌでの放電痕のうち、任意の３６μｍ×５０μｍの領域（観察領域）に対して、エネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）による元素分析を実施して、観察領域中のＡｌ酸化物を特定した。観察領域中の析出物のうち、ＡｌとＯとを含有したものをＡｌ酸化物と特定した。特定されたＡｌ酸化物の個数をカウントし、次の式でＡｌ酸化物個数密度ＮＤ（個／μｍ２）を求めた。
ＮＤ＝特定されたＡｌ酸化物の個数／観察領域の面積
求めたＡｌ酸化物個数密度ＮＤを表４に示す。
［一次被膜中のＹ、Ｌａ、Ｃｅ含有量及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ含有量測定試験］
各試験番号の方向性電磁鋼板に対して、次の方法で一次被膜中のＹ、Ｌａ、Ｃｅ含有量（質量％）及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ含有量（質量％）を測定した。具体的には、方向性電磁鋼板を電解して一次被膜単体を母材鋼板表面から分離した。分離された一次皮膜中のＭｇをＩＣＰ―ＭＳで定量分析した。得られた定量値（質量％）とＭｇ２ＳｉＯ４の分子量との積を、Ｍｇの原子量で除して、Ｍｇ２ＳｉＯ４当量の含有量を求めた。一次被膜中のＹ、Ｌａ、Ｃｅ及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆは次の方法で測定した。方向性電磁鋼板を電解して一次被膜単体を母材鋼板表面から分離した。分離された一次皮膜中のＹ、Ｌａ、Ｃｅ含有量（質量％）及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ含有量（質量％）を、ＩＣＰ―ＭＳで定量分析して求めた。測定により得られたＹ、Ｌａ、Ｃｅ含有量及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ含有量を表４に示す。
各試験番号の方向性電磁鋼板に対して、次の方法で一次被膜中のＹ、Ｌａ、Ｃｅ含有量（質量％）及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ含有量（質量％）を測定した。具体的には、方向性電磁鋼板を電解して一次被膜単体を母材鋼板表面から分離した。分離された一次皮膜中のＭｇをＩＣＰ―ＭＳで定量分析した。得られた定量値（質量％）とＭｇ２ＳｉＯ４の分子量との積を、Ｍｇの原子量で除して、Ｍｇ２ＳｉＯ４当量の含有量を求めた。一次被膜中のＹ、Ｌａ、Ｃｅ及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆは次の方法で測定した。方向性電磁鋼板を電解して一次被膜単体を母材鋼板表面から分離した。分離された一次皮膜中のＹ、Ｌａ、Ｃｅ含有量（質量％）及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ含有量（質量％）を、ＩＣＰ―ＭＳで定量分析して求めた。測定により得られたＹ、Ｌａ、Ｃｅ含有量及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ含有量を表４に示す。
［磁気特性評価試験］
次の方法により、各試験番号の方向性電磁鋼板の磁気特性を評価した。具体的には、各試験番号の方向性電磁鋼板から圧延方向長さ３００ｍｍ×幅６０ｍｍのサンプルを採取した。サンプルに対して、８００Ａ／ｍの磁場を付与して、磁束密度Ｂ８を求めた。表４に試験結果を示す。表４において、磁束密度が１．９２Ｔ以上を「○」、１．８８Ｔ以上１．９２Ｔ未満を「△」、１．８８Ｔ未満を「×」で示した。磁束密度が１．９２Ｔ以上であれば（つまり、表４中「○」であれば）、磁気特性に優れると判断した。
次の方法により、各試験番号の方向性電磁鋼板の磁気特性を評価した。具体的には、各試験番号の方向性電磁鋼板から圧延方向長さ３００ｍｍ×幅６０ｍｍのサンプルを採取した。サンプルに対して、８００Ａ／ｍの磁場を付与して、磁束密度Ｂ８を求めた。表４に試験結果を示す。表４において、磁束密度が１．９２Ｔ以上を「○」、１．８８Ｔ以上１．９２Ｔ未満を「△」、１．８８Ｔ未満を「×」で示した。磁束密度が１．９２Ｔ以上であれば（つまり、表４中「○」であれば）、磁気特性に優れると判断した。
［密着性評価試験］
次の方法により、各試験番号の方向性電磁鋼板の一次被膜の密着性を評価した。具体的には、各試験番号の方向性電磁鋼板から圧延方向長さ６０ｍｍ×幅１５ｍｍのサンプルを採取した。サンプルに対して１０ｍｍの曲率で曲げ試験を実施した。曲げ試験は、耐屈曲性試験器（ＴＰ技研株式会社製）を用いて、円筒の軸方向がサンプルの幅方向と一致するようにサンプルに設置して実施した。曲げ試験後のサンプルの表面を観察し、一次被膜が剥離せずに残存している領域の総面積を求めた。次の式により、一次被膜残存率を求めた。
一次被膜残存率＝一次被膜が剥離せず残存している領域の総面積／サンプル表面の面積×１００
次の方法により、各試験番号の方向性電磁鋼板の一次被膜の密着性を評価した。具体的には、各試験番号の方向性電磁鋼板から圧延方向長さ６０ｍｍ×幅１５ｍｍのサンプルを採取した。サンプルに対して１０ｍｍの曲率で曲げ試験を実施した。曲げ試験は、耐屈曲性試験器（ＴＰ技研株式会社製）を用いて、円筒の軸方向がサンプルの幅方向と一致するようにサンプルに設置して実施した。曲げ試験後のサンプルの表面を観察し、一次被膜が剥離せずに残存している領域の総面積を求めた。次の式により、一次被膜残存率を求めた。
一次被膜残存率＝一次被膜が剥離せず残存している領域の総面積／サンプル表面の面積×１００
表４に試験結果を示す。一次被膜残存率が９０％以上を「○」、７０％以上９０％未満を「△」、７０％未満を「×」で示した。一次被膜残存率が９０％以上であれば（つまり、表４中「○」であれば）、一次被膜の母鋼板に対する密着性に優れると判断した。
［試験結果］
表４に試験結果を示す。表２、４を参照して、試験番号１３、１８、１９、２４、２９、３０、及び４２～４９では、焼鈍分離剤の成分が適切であった。具体的には、これらの試験番号では、焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときのＹ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算の合計含有量ＣＲＥ（Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算含有量ＣＲＥ）が０．５～８．０％の範囲内であり、焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときのＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算の合計含有量ＣＧ４（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算含有量ＣＧ４）が０．５～１０．０％の範囲内であった。さらに、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算の含有量と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算の含有量の合計（ＣＲＥ＋ＣＧ４）が、２．０～１４．０％の範囲内であった。さらに、前記焼鈍分離剤に含有されるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和に対するＹ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和の比（ＸＲＥ／ＸＧ４）が、０．１５～４．００の範囲内であった。そのため、Ａｌピーク位置ＤＡｌが２．０～１２．０μｍの範囲内であり、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが０．０３～０．２個／μｍ２であった。その結果、これらの試験番号では、一次被膜が優れた密着性を示した。さらに、優れた磁性特性を示した。
表４に試験結果を示す。表２、４を参照して、試験番号１３、１８、１９、２４、２９、３０、及び４２～４９では、焼鈍分離剤の成分が適切であった。具体的には、これらの試験番号では、焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときのＹ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算の合計含有量ＣＲＥ（Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算含有量ＣＲＥ）が０．５～８．０％の範囲内であり、焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときのＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算の合計含有量ＣＧ４（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算含有量ＣＧ４）が０．５～１０．０％の範囲内であった。さらに、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算の含有量と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算の含有量の合計（ＣＲＥ＋ＣＧ４）が、２．０～１４．０％の範囲内であった。さらに、前記焼鈍分離剤に含有されるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和に対するＹ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和の比（ＸＲＥ／ＸＧ４）が、０．１５～４．００の範囲内であった。そのため、Ａｌピーク位置ＤＡｌが２．０～１２．０μｍの範囲内であり、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが０．０３～０．２個／μｍ２であった。その結果、これらの試験番号では、一次被膜が優れた密着性を示した。さらに、優れた磁性特性を示した。
また、特に試験番号１３、２９、３０、及び４５～４９は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも２種以上含有しており、一次被膜が極めて優れた密着性を示すとともに、極めて優れた磁気特性を示した。
一方、試験番号１、２、３、４、５、６では、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算含有量ＣＲＥが低すぎ、また、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算の含有量と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算の含有量の合計（ＣＲＥ＋ＣＧ４）、及び、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和に対するＹ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和の比（ＸＲＥ／ＸＧ４）も低すぎた。そのため、Ａｌピーク位置ＤＡｌおよびＡｌ酸化物の個数密度ＮＤが低すぎた。その結果、一次被膜の密着性が低かった。
試験番号７、８では、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算含有量ＣＲＥが低すぎ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算の含有量と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算の含有量の合計（ＣＲＥ＋ＣＧ４）も低すぎた。そのため、Ａｌピーク位置ＤＡｌが低すぎ、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが少なすぎた。その結果、一次被膜の密着性が低かった。
試験番号９、２０及び２８では、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｚｒ化合物がいずれも含有されなかった。そのため、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが少なすぎた。その結果、一次被膜の密着性が低かった。
試験番号１０、１６及び２１では、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物がいずれも含有されなかった。そのため、Ａｌピーク位置ＤＡｌが低すぎ、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが少なすぎた。その結果、一次被膜の密着性が低かった。
試験番号１１、１２では、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算含有量ＣＲＥが低かった。そのため、Ａｌピーク位置ＤＡｌが低すぎた。その結果、一次被膜の密着性が低かった。
試験番号１４、１５では、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算含有量ＣＧ４が低く、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和に対するＹ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和の比（ＸＲＥ／ＸＧ４）が高かった。そのため、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが低すぎた。その結果、一次被膜の密着性が低かった。
試験番号１７では、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算含有量ＣＲＥが低すぎ、かつＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和に対するＹ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和の比（ＸＲＥ／ＸＧ４）が低すぎた。そのため、Ａｌピーク位置ＤＡｌが低すぎ、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが少なすぎた。その結果、一次被膜の密着性が低かった。
試験番号２２、２３では、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算含有量ＣＧ４が高すぎ、かつ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和に対するＹ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和の比（ＸＲＥ／ＸＧ４）が低すぎた。そのため、Ａｌピーク位置ＤＡｌが低すぎた。その結果、一次被膜の密着性が低かった。
試験番号２５、２６、２７では、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和に対するＹ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和の比（ＸＲＥ／ＸＧ４）が高すぎた。そのため、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが少なすぎた。その結果、一次被膜の密着性が低かった。
試験番号３１では、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算含有量ＣＲＥとＹ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算の含有量と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算の含有量の合計（ＣＲＥ＋ＣＧ４）が高すぎた。そのため、Ａｌピーク位置ＤＡｌが高すぎ、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが多すぎた。その結果、磁気特性が低かった。
試験番号３２では、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算含有量ＣＲＥが高すぎた。そのため、Ａｌピーク位置ＤＡｌが高すぎた。その結果、磁気特性が低かった。
試験番号３３では、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算含有量ＣＧ４が高すぎた。そのため、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが多すぎた。その結果、磁気特性が低かった。
試験番号３４では、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算含有量ＣＧ４が低すぎた。そのため、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが少なすぎた。その結果、一次被膜の密着性が低かった。
試験番号３５、３６、３７、３８、３９では、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和に対するＹ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和の比（ＸＲＥ／ＸＧ４）が低すぎた。そのため、Ａｌピーク位置ＤＡｌが低すぎた。その結果、一次被膜の密着性が低かった。
試験番号４０では、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算の含有量と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算の含有量の合計（ＣＲＥ＋ＣＧ４）が低すぎた。そのため、Ａｌピーク位置ＤＡｌが低すぎ、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが少なすぎた。その結果、一次被膜の密着性が低かった。
試験番号４１では、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算の含有量と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算の含有量の合計（ＣＲＥ＋ＣＧ４）が高すぎた。そのため、Ａｌピーク位置ＤＡｌが高すぎ、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが高すぎた。その結果、磁気特性が低かった。
試験番号５０～５３では、Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ化合物の焼鈍分離剤原料粉末中での粒子の個数密度が少なすぎた。そのため、Ａｌピーク位置ＤＡｌが低すぎ、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが少なすぎた。その結果、一次被膜の密着性が低かった。
試験番号５４～５７では、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ化合物の焼鈍分離剤原料粉末中での粒子の個数密度が少なすぎた。そのため、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが少なすぎた。その結果、一次被膜の密着性が低かった。
＜実施例２＞
［方向性電磁鋼板の製造］
実施例１と同様にして、表１に示す化学成分の溶鋼から製造した試験番号５８～７０の一次再結晶焼鈍後の冷延鋼板に対して、水性スラリーを塗布し乾燥させて、焼鈍分離剤を片面あたり、５ｇ／ｍ２の割合で塗布した。なお、水性スラリーは、焼鈍分離剤と工業用純水と１：２の配合比で混合して調整した。焼鈍分離剤は、ＭｇＯと、表５に示す添加剤と、ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき２．５％のＣｅＯ２と、４．０％のＺｒＯ２、２．０％のＴｉＯ２を含有した。なお、表５に示す焼鈍分離剤中のＹ、Ｌａ、Ｃｅ含有量ＣＲＥは、焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときのＹ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算の合計含有量を意味する。同様に、表５に示すＹ、Ｌａ、Ｃｅ原子の存在比ＸＲＥは焼鈍分離剤中に含まれるＭｇ原子の数に対するＹ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和の比を意味する。同様に、表５に示す焼鈍分離剤中のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ含有量ＣＧ４は、焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときのＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算の合計含有量を意味する。同様に、表５に示すＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の存在比ＸＧ４は、焼鈍分離剤中に含まれるＭｇ原子の数に対する、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和の比を意味する。また、同様に、表５に示すＣａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の存在比ＸＡＭは、焼鈍分離剤に含まれるＭｇ原子の数に対する、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の数の総和の比を意味する。
［方向性電磁鋼板の製造］
実施例１と同様にして、表１に示す化学成分の溶鋼から製造した試験番号５８～７０の一次再結晶焼鈍後の冷延鋼板に対して、水性スラリーを塗布し乾燥させて、焼鈍分離剤を片面あたり、５ｇ／ｍ２の割合で塗布した。なお、水性スラリーは、焼鈍分離剤と工業用純水と１：２の配合比で混合して調整した。焼鈍分離剤は、ＭｇＯと、表５に示す添加剤と、ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき２．５％のＣｅＯ２と、４．０％のＺｒＯ２、２．０％のＴｉＯ２を含有した。なお、表５に示す焼鈍分離剤中のＹ、Ｌａ、Ｃｅ含有量ＣＲＥは、焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときのＹ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算の合計含有量を意味する。同様に、表５に示すＹ、Ｌａ、Ｃｅ原子の存在比ＸＲＥは焼鈍分離剤中に含まれるＭｇ原子の数に対するＹ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和の比を意味する。同様に、表５に示す焼鈍分離剤中のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ含有量ＣＧ４は、焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときのＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算の合計含有量を意味する。同様に、表５に示すＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の存在比ＸＧ４は、焼鈍分離剤中に含まれるＭｇ原子の数に対する、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和の比を意味する。また、同様に、表５に示すＣａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の存在比ＸＡＭは、焼鈍分離剤に含まれるＭｇ原子の数に対する、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の数の総和の比を意味する。
水性スラリーが表面に塗布された冷延鋼板に対して、いずれの試験番号においても９００℃の炉に１０秒間装入して、水性スラリーを乾燥した。乾燥後、仕上げ焼鈍処理を実施した。仕上げ焼鈍処理では、いずれの試験番号においても、１２００℃で２０時間保持した。以上の製造工程により、母材鋼板と一次被膜とを有する方向性電磁鋼板を製造した。
［方向性電磁鋼板の母材鋼板の化学組成分析］
製造された試験番号５８～７０の方向性電磁鋼板の母材鋼板に対して、スパーク放電発光析法および、原子吸光分析法により、母材鋼板の化学組成を求めた。求めた化学組成を表６に示す。
製造された試験番号５８～７０の方向性電磁鋼板の母材鋼板に対して、スパーク放電発光析法および、原子吸光分析法により、母材鋼板の化学組成を求めた。求めた化学組成を表６に示す。
［被膜の評価試験］
各試験番号の方向性電磁鋼板に対して、実施例１と同様にして、Ａｌピーク位置ＤＡｌ、Ａｌピーク位置ＤＡｌでのＡｌ酸化物個数密度ＮＤ（個／μｍ２）、一次被膜中のＹ、Ｌａ、Ｃｅ含有量及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ含有量を求めた。測定により求められたＡｌピーク位置ＤＡｌ、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤ、一次被膜中のＹ、Ｌａ、Ｃｅ含有量及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ含有量を表７に示す。
各試験番号の方向性電磁鋼板に対して、実施例１と同様にして、Ａｌピーク位置ＤＡｌ、Ａｌピーク位置ＤＡｌでのＡｌ酸化物個数密度ＮＤ（個／μｍ２）、一次被膜中のＹ、Ｌａ、Ｃｅ含有量及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ含有量を求めた。測定により求められたＡｌピーク位置ＤＡｌ、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤ、一次被膜中のＹ、Ｌａ、Ｃｅ含有量及びＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ含有量を表７に示す。
［磁気特性評価試験］
実施例１と同様の方法により、各試験番号の方向性電磁鋼板の磁気特性を評価した。表７に試験結果を示す。実施例１と同様に、表７において、磁束密度が１．９２Ｔ以上を「○」、１．８８Ｔ以上１．９２Ｔ未満を「△」、１．８８Ｔ未満を「×」で示した。磁束密度が１．９２Ｔ以上であれば（つまり、表７中「○」であれば）、磁気特性に優れると判断した。
実施例１と同様の方法により、各試験番号の方向性電磁鋼板の磁気特性を評価した。表７に試験結果を示す。実施例１と同様に、表７において、磁束密度が１．９２Ｔ以上を「○」、１．８８Ｔ以上１．９２Ｔ未満を「△」、１．８８Ｔ未満を「×」で示した。磁束密度が１．９２Ｔ以上であれば（つまり、表７中「○」であれば）、磁気特性に優れると判断した。
［密着性評価試験］
実施例１と同様の方法により、各試験番号の方向性電磁鋼板の一次被膜の密着性を評価した。表７に試験結果を示す。実施例１と同様に、表７において、一次被膜残存率が９０％以上を「○」、７０％以上９０％未満を「△」、７０％未満を「×」で示した。一次被膜残存率が９０％以上であれば（つまり、表７中「○」であれば）、一次被膜の母鋼板に対する密着性に優れると判断した。
実施例１と同様の方法により、各試験番号の方向性電磁鋼板の一次被膜の密着性を評価した。表７に試験結果を示す。実施例１と同様に、表７において、一次被膜残存率が９０％以上を「○」、７０％以上９０％未満を「△」、７０％未満を「×」で示した。一次被膜残存率が９０％以上であれば（つまり、表７中「○」であれば）、一次被膜の母鋼板に対する密着性に優れると判断した。
［試験結果］
表７に試験結果を示す。表５、７を参照して、試験番号５８～６０、６２～６４、６６～７０では、焼鈍分離剤の成分が適切であった。具体的には、焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときのＹ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算の合計含有量ＣＲＥ（Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算含有量ＣＲＥ）が０．５～８．０％の範囲内であり、焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときのＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算の合計含有量ＣＧ４（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算含有量ＣＧ４）が０．５～１０．０％の範囲内であった。さらに、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算の含有量と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算の含有量の合計（ＣＲＥ＋ＣＧ４）が、２．０～１４．０％の範囲内であった。さらに、前記焼鈍分離剤に含有されるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和に対するＹ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和の比（ＸＲＥ／ＸＧ４）が、０．１５～４．００の範囲内であった。またさらに、焼鈍分離剤に含まれるＭｇ原子の数に対する、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の数の総和の比（ＸＡＭ）が０．０２５未満であった。そのため、Ａｌピーク位置ＤＡｌが２．０～１２．０μｍの範囲内であり、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが０．０３～０．２個／μｍ２であった。その結果、これらの試験番号では、一次被膜が優れた密着性を示した。さらに、優れた磁性特性を示した。
表７に試験結果を示す。表５、７を参照して、試験番号５８～６０、６２～６４、６６～７０では、焼鈍分離剤の成分が適切であった。具体的には、焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときのＹ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算の合計含有量ＣＲＥ（Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算含有量ＣＲＥ）が０．５～８．０％の範囲内であり、焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときのＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算の合計含有量ＣＧ４（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算含有量ＣＧ４）が０．５～１０．０％の範囲内であった。さらに、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ化合物の酸化物換算の含有量と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ化合物の酸化物換算の含有量の合計（ＣＲＥ＋ＣＧ４）が、２．０～１４．０％の範囲内であった。さらに、前記焼鈍分離剤に含有されるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和に対するＹ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和の比（ＸＲＥ／ＸＧ４）が、０．１５～４．００の範囲内であった。またさらに、焼鈍分離剤に含まれるＭｇ原子の数に対する、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の数の総和の比（ＸＡＭ）が０．０２５未満であった。そのため、Ａｌピーク位置ＤＡｌが２．０～１２．０μｍの範囲内であり、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが０．０３～０．２個／μｍ２であった。その結果、これらの試験番号では、一次被膜が優れた密着性を示した。さらに、優れた磁性特性を示した。
一方、試験番号６１、６５では、焼鈍分離剤に含まれるＭｇ原子の数に対する、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の数の総和の比（ＸＡＭ）が０．０２５以上であった。そのため、Ａｌピーク位置ＤＡｌが低すぎた。その結果、一次被膜の密着性が低かった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
Claims (7)
- 方向性電磁鋼板であって、
質量％で、
Ｃ：０．００５％以下、
Ｓｉ：２．５～４．５％、
Ｍｎ：０．０２～０．２％、
Ｓ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の元素：合計で０．００５％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以下、及び
Ｎ：０．０１％以下
を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する母材鋼板と、
前記母材鋼板の表面上に形成されており、Ｍｇ２ＳｉＯ４を主成分として含有する一次被膜とを備え、
前記一次被膜の表面から前記方向性電磁鋼板の板厚方向にグロー放電発光分析法による元素分析を実施したときに得られるＡｌ発光強度のピーク位置が、前記一次被膜の表面から前記板厚方向に２．０～１２．０μｍの範囲内に配置され、
前記Ａｌ発光強度のピーク位置でのＡｌ酸化物であって、面積基準の円相当径で、０．２μｍ以上の前記Ａｌ酸化物の個数密度が０．０３～０．２個／μｍ２である、方向性電磁鋼板。 - 質量％で、
Ｃ：０．１％以下、
Ｓｉ：２．５～４．５％、
Ｍｎ：０．０２～０．２％、
Ｓ及びＳｅからなる群から選択される１種以上の元素：合計で０．００５～０．０７％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．０５％、及び、
Ｎ：０．００１～０．０３０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる熱延鋼板に対して８０％以上の冷延率で冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する工程と、
前記冷延鋼板に対して脱炭焼鈍を実施する工程と、
前記脱炭焼鈍後の前記冷延鋼板の表面に、焼鈍分離剤を含有する水性スラリーを塗布し、４００～１０００℃の炉で前記冷延鋼板の表面上の水性スラリーを乾燥する工程と、
前記水性スラリーが乾燥された後の前記冷延鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施する工程とを備え、
前記焼鈍分離剤は、
ＭｇＯと、
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上と、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上とを含有し、
前記焼鈍分離剤中の前記ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の合計含有量が０．５～８．０％であり、前記Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の合計含有量が０．５～１０．０％であり、
また、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の前記酸化物換算の合計含有量と、前記Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の前記酸化物換算の合計含有量との合計が２．０～１４．０％であり、
またさらに、前記焼鈍分離剤に含有されるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和と、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和との比が０．１５～４．００であり、
またさらに、前記Ｙ，Ｌａ，Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の粒子であって、体積基準の球相当径で、０．１μｍ以上の粒子の個数密度が２０億個／ｇ以上であり、
またさらに、前記Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の粒子であって、体積基準の球相当径で、０．１μｍ以上の粒子の個数密度が２０億個／ｇ以上である、
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であって、
前記焼鈍分離剤はさらに、
Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも一種以上含有し、
前記焼鈍分離剤に含まれるＭｇ原子の数に対する、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の数の総和の比が０．０２５未満である、
方向性電磁鋼板の製造方法。 - 請求項２又は請求項３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法であって、
前記熱延鋼板の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ、Ｓｂ及びＳｎからなる群から選択される１種以上を合計で０．６％以下含有する、方向性電磁鋼板の製造方法。 - 請求項２～請求項４のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法であって、
前記熱延鋼板の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
Ｂｉ、Ｔｅ及びＰｂからなる群から選択される１種以上を合計で０．０３％以下含有する、方向性電磁鋼板の製造方法。 - 方向性電磁鋼板の製造に用いられる焼鈍分離剤であって、
前記焼鈍分離剤は、
ＭｇＯと、
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上と、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも１種以上とを含有し、
前記焼鈍分離剤中の前記ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の合計含有量が０．５～８．０％であり、前記Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の酸化物換算の合計含有量が０．５～１０．０％であり、
また、前記Ｙ、Ｌａ、Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の前記酸化物換算の合計含有量と、前記Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の前記酸化物換算の合計含有量との合計が２．０～１４．０％であり、
またさらに、前記焼鈍分離剤に含有されるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ原子の数の総和に対する、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ原子の数の総和の比が０．１５～４．００であり、
またさらに、前記Ｙ，Ｌａ，Ｃｅからなる群から選択される金属の化合物の粒子であって、体積基準の球相当径で、０．１μｍ以上の粒子の個数密度が２０億個／ｇ以上であり、
またさらに、前記Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆからなる群から選択される金属の化合物の粒子であって、体積基準の球相当径で、０．１μｍ以上の粒子の個数密度が２０億個／ｇ以上である、
焼鈍分離剤。 - 請求項６に記載の焼鈍分離剤であって、
前記焼鈍分離剤はさらに、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａからなる群から選択される金属の化合物を少なくとも一種以上含有し、
また、前記焼鈍分離剤に含まれるＭｇ原子の数に対する、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ原子の数の総和の比が０．０２５未満である焼鈍分離剤。
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Citations (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0617261A (ja) * | 1991-07-10 | 1994-01-25 | Nippon Steel Corp | 被膜特性と磁気特性に優れた一方向性珪素鋼板 |
| JPH0688171A (ja) | 1992-09-09 | 1994-03-29 | Nippon Steel Corp | 超高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPH08269552A (ja) | 1995-03-28 | 1996-10-15 | Nippon Steel Corp | 超高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2000063950A (ja) * | 1998-08-19 | 2000-02-29 | Kawasaki Steel Corp | 磁気特性および被膜特性に優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| JP2005290446A (ja) | 2004-03-31 | 2005-10-20 | Jfe Steel Kk | 磁気特性および被膜特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法 |
| WO2006126660A1 (ja) * | 2005-05-23 | 2006-11-30 | Nippon Steel Corporation | 被膜密着性に優れる方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| WO2008062853A1 (fr) | 2006-11-22 | 2008-05-29 | Nippon Steel Corporation | Feuille d'acier électromagnétique à orientation unidirectionnelle de grains, ayant une excellente adhésion de film, et son procédé de fabrication |
| JP2008127634A (ja) | 2006-11-21 | 2008-06-05 | Nippon Steel Corp | 一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2009270129A (ja) | 2008-04-30 | 2009-11-19 | Nippon Steel Corp | 磁気特性および被膜密着性に優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| JP2011246770A (ja) * | 2010-05-27 | 2011-12-08 | Nippon Steel Corp | 方向性電磁鋼板及び張力絶縁膜被覆方向性電磁鋼板 |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| TWI272311B (en) * | 2003-12-03 | 2007-02-01 | Jfe Steel Corp | Method for annealing grain oriented magnetic steel sheet and method for producing grain oriented magnetic steel sheet |
| KR100762436B1 (ko) * | 2006-10-18 | 2007-10-02 | 주식회사 포스코 | 표면성상이 우수한 방향성 전기강판용 소둔분리제 및 이를이용한 방향성 전기강판의 제조방법 |
| KR100865316B1 (ko) * | 2006-10-18 | 2008-10-27 | 주식회사 포스코 | 균일한 글라스피막과 우수한 자기특성을 갖는 방향성전기강판용 소둔분리제 |
| KR101950620B1 (ko) * | 2012-12-28 | 2019-02-20 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 방향성 전기 강판의 제조 방법 및 방향성 전기 강판 제조용의 1 차 재결정 강판 |
| WO2016104813A1 (ja) * | 2014-12-24 | 2016-06-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| KR101693516B1 (ko) * | 2014-12-24 | 2017-01-06 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판 및 그 제조방법 |
| WO2016105053A1 (ko) * | 2014-12-24 | 2016-06-30 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판 및 그 제조방법 |
| EP3369834B1 (en) * | 2015-10-26 | 2020-06-03 | Nippon Steel Corporation | Grain-oriented electrical steel sheet and decarburized steel sheet used for manufacturing the same |
| US10968521B2 (en) * | 2016-12-21 | 2021-04-06 | Jfe Steel Corporation | Grain-oriented electrical steel sheet and production method for grain-oriented electrical steel sheet |
-
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Patent Citations (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0617261A (ja) * | 1991-07-10 | 1994-01-25 | Nippon Steel Corp | 被膜特性と磁気特性に優れた一方向性珪素鋼板 |
| JPH0688171A (ja) | 1992-09-09 | 1994-03-29 | Nippon Steel Corp | 超高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPH08269552A (ja) | 1995-03-28 | 1996-10-15 | Nippon Steel Corp | 超高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2000063950A (ja) * | 1998-08-19 | 2000-02-29 | Kawasaki Steel Corp | 磁気特性および被膜特性に優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| JP2005290446A (ja) | 2004-03-31 | 2005-10-20 | Jfe Steel Kk | 磁気特性および被膜特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法 |
| WO2006126660A1 (ja) * | 2005-05-23 | 2006-11-30 | Nippon Steel Corporation | 被膜密着性に優れる方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| JP2012214902A (ja) | 2005-05-23 | 2012-11-08 | Nippon Steel Corp | 被膜密着性に優れる方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| JP2008127634A (ja) | 2006-11-21 | 2008-06-05 | Nippon Steel Corp | 一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| WO2008062853A1 (fr) | 2006-11-22 | 2008-05-29 | Nippon Steel Corporation | Feuille d'acier électromagnétique à orientation unidirectionnelle de grains, ayant une excellente adhésion de film, et son procédé de fabrication |
| JP2009270129A (ja) | 2008-04-30 | 2009-11-19 | Nippon Steel Corp | 磁気特性および被膜密着性に優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| JP2011246770A (ja) * | 2010-05-27 | 2011-12-08 | Nippon Steel Corp | 方向性電磁鋼板及び張力絶縁膜被覆方向性電磁鋼板 |
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