WO2016129291A1 - 方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

方向性電磁鋼板およびその製造方法 Download PDF

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渡辺　誠
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Definitions

  • the present invention relates to a grain-oriented electrical steel sheet in which iron loss is reduced by subjecting the surface to magnetic domain refinement by thermal strain.
  • a grain-oriented electrical steel sheet containing Si and having a crystal orientation of (110) [001] orientation is widely used as various iron core materials in the commercial frequency region because of its excellent soft magnetic properties.
  • an iron loss represented by W 17/50 (W / kg) which is a loss when magnetized to 1.7 T at a frequency of 50 Hz, is important. The reason is that by using a material having a low value of W 17/50 , no-load loss (energy loss) in the iron core of the transformer can be significantly reduced. This is why the development of materials with low iron loss is strongly demanded year by year.
  • iron loss can be reduced by increasing the Si content, reducing the thickness, improving the orientation of the crystal orientation, imparting tension to the steel sheet, smoothing the steel sheet surface, and secondary recrystallization. It is known that finer structure and magnetic domain refinement are effective.
  • a method for subdividing magnetic domains there are a heat-resistant magnetic domain subdividing method in which grooves and non-magnetic substances are embedded in the steel sheet surface, and a non-heat-resistant magnetic domain subdividing method in which thermal strain is introduced into the steel plate by a laser or electron beam.
  • Patent Document 1 proposes a non-heat-resistant magnetic domain subdivision technique in which a final product plate is irradiated with a laser and a high dislocation density region is introduced into a steel plate surface layer. Further, the magnetic domain subdivision technique using laser irradiation has been improved thereafter, and the effect of reducing the iron loss by the magnetic domain subdivision has been improved (for example, Patent Documents 2 to 4).
  • the non-heat-resistant magnetic domain subdivision method performed by introducing linear thermal strain on the steel sheet surface by laser irradiation, the insulation coating around the heat affected zone is damaged in a wide range, and the steel sheets are used when laminated. There was a problem of greatly degrading insulation.
  • Patent Document 5 provides an organic coating
  • Patent Document 6 provides a semi-organic coating
  • Patent Document 7 provides an inorganic coating as a repair technique for a steel plate whose insulating coating has been damaged by laser irradiation.
  • JP-A-55-18586 Japanese Unexamined Patent Publication No. 63-083227 JP-A-10-204533 Japanese Patent Laid-Open No. 11-279645 JP-A-56-105421 JP-A-56-123325 Japanese Patent Laid-Open No. 04-165022
  • the inventors have repeatedly studied an ideal magnetic domain refinement technique in which the coating is not damaged even when the magnetic domain refinement treatment by thermal strain is performed, and the insulation and space factor are not impaired.
  • a ceramic undercoat that is in close contact with the steel plate is uniformly formed on the surface of the steel sheet, and the adhesion of the steel sheet surface is evaluated by a scratch test immediately before the magnetic domain refinement treatment is performed. It was found that by selecting the material suitable for applying the coating, it is possible to suppress the deterioration of the insulating property due to the damage of the insulating coating, and to obtain a grain-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties without the need for re-coating after laser irradiation. .
  • the present invention is based on the above findings.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1.
  • a grain-oriented electrical steel sheet comprising a ceramic undercoat and an insulating coating, wherein the critical damage shear stress ⁇ between the undercoat and the ground iron is 50 MPa or more.
  • a steel material containing C: 0.10 mass% or less, Si: 2.0 to 4.5 mass%, and Mn: 0.005 to 1.0 mass% is hot-rolled to form a hot-rolled sheet.
  • cold rolling is performed once or two or more times with intermediate annealing to make a cold-rolled sheet with the final thickness, followed by decarburization annealing that also serves as primary recrystallization annealing to decarburize
  • an annealing separation agent mainly composed of MgO on the surface of the decarburized annealing plate after the annealing plate, applying a finish annealing, and then performing an insulating coating treatment A method for producing a grain-oriented electrical steel sheet that satisfies the following conditions during the production process.
  • the peak ratio Af / As of Fe 2 SiO 4 (Af) and SiO 2 (As) is 0.00.
  • the component composition should be 4 or less.
  • the average diameter of spherical silica extracted from 0.5 ⁇ m on the surface side of the internal oxide layer is 50 to 200 nm.
  • the time required for heating between 950 and 1100 ° C. during heating in the above-mentioned finish annealing should be within 10 hours.
  • the non-heat-resistant magnetic domain subdivision process is performed after the insulating coating process, and the heat affected width w, which is the width of the thermal strain portion in the magnetic domain subdivision region, is set to 50 ⁇ m or more and (2 ⁇ + 150) ⁇ m or less.
  • Method for producing a grain-oriented electrical steel sheet is performed after the insulating coating process, and the heat affected width w, which is the width of the thermal strain portion in the magnetic domain subdivision region, is set to 50 ⁇ m or more and (2 ⁇ + 150) ⁇ m or less.
  • the insulation of the steel sheet surface is not impaired when performing magnetic domain subdivision treatment by thermal strain, an electrical steel sheet having excellent iron loss characteristics is provided without providing an additional process for repair. can do. Moreover, since it is not necessary to re-apply the insulation coating, the space factor when used as the iron core of the transformer is excellent, so that a transformer with low energy loss can be provided.
  • the component composition of the slab for grain-oriented electrical steel sheet used in the present invention may be basically any component composition that causes secondary recrystallization.
  • an inhibitor for suppressing normal grain growth during secondary recrystallization for example, when using an AlN-based inhibitor, Al and N, and when using an MnS / MnSe-based inhibitor An appropriate amount of Mn and Se and / or S may be contained. Of course, both inhibitors may be used in combination.
  • the preferred contents of Al, N, Mn, S and Se are each in mass%, Al: 0.01 to 0.065%, N: 0.005 to 0.012%, Mn: 0.005 -1.0%, S: 0.005-0.03%, Se: 0.005-0.03%.
  • the present invention can also be applied to so-called inhibitorless grain-oriented electrical steel sheets in which the contents of Al, N, S, and Se are limited.
  • the amounts of Al, N, S and Se are each preferably ppm by mass, and are suppressed to Al: 100 ppm or less, N: 50 ppm or less, S: 50 ppm or less, Se: 50 ppm or less.
  • % and ppm in the steel sheet mean “% by mass” and “ppm by mass” unless otherwise specified.
  • C 0.10% or less C is added to improve the hot-rolled sheet structure. However, if it exceeds 0.10%, it is difficult to reduce C to 50 ppm or less where magnetic aging does not occur during the manufacturing process. Therefore, the content is preferably 0.10% or less.
  • the lower limit is not particularly limited because secondary recrystallization is possible even for materials that do not contain C.
  • Si 2.0 to 4.5% Si is an element effective for increasing the electrical resistance of steel and improving iron loss. However, if the content is less than 2.0%, a sufficient iron loss reduction effect cannot be achieved. If it exceeds 50%, the workability is remarkably lowered and the magnetic flux density is also lowered. Therefore, the Si content is preferably in the range of 2.0 to 4.5%.
  • Mn 0.005 to 1.0%
  • Mn is an element necessary for improving the hot workability, but if the content is less than 0.005%, the effect of addition is poor, while if it exceeds 1.0%, the magnetic flux density of the product plate decreases. Therefore, the Mn content is preferably in the range of 0.005 to 1.0%.
  • the following elements can be appropriately contained as magnetic property improving components.
  • the Cr content is 0.01% or more, the interface between the ceramic undercoat and the base iron part becomes rough, and the strength of the interface is improved. On the other hand, if added over 0.50%, the magnetic flux density deteriorates. Therefore, the Cr content is preferably in the range of 0.01 to 0.50%.
  • Sn, Sb, Cu, P, and Mo are elements that are useful for improving the magnetic properties, but if any of them does not satisfy the lower limit of each component, the effect of improving the magnetic properties is small. When the amount exceeds the limit, the development of secondary recrystallized grains is hindered.
  • the balance other than the above components is inevitable impurities and Fe mixed in the manufacturing process.
  • the slab having the above-described component composition is heated and subjected to hot rolling according to a conventional method, but may be immediately subjected to hot rolling without being heated after casting.
  • hot rolling may be performed, or the hot rolling may be omitted and the process may proceed as it is.
  • the hot-rolled sheet annealing temperature is preferably in the range of 800 to 1100 ° C. in order to highly develop the goth structure in the product plate.
  • the hot-rolled sheet annealing temperature is less than 800 ° C., a band structure in hot rolling remains, and it becomes difficult to realize a sized primary recrystallized structure, which hinders the development of secondary recrystallization.
  • the hot-rolled sheet annealing temperature exceeds 1100 ° C., the grain size after the hot-rolled sheet annealing is excessively coarsened, so that it is extremely difficult to realize a sized primary recrystallized structure.
  • cold rolling is performed once or twice or more with intermediate annealing in between to obtain a cold-rolled sheet having a final thickness.
  • primary recrystallization annealing decarburization annealing
  • annealing separator to the surface of the decarburized annealed plate
  • formation of secondary recrystallization and forsterite undercoat Finish annealing is performed for the purpose of formation.
  • the decarburization annealing is preferably performed in a temperature range of 800 to 900 ° C. for 60 to 180 seconds.
  • the finish annealing is preferably performed in the temperature range of 1150 to 1250 ° C. for 5 to 20 hours.
  • the forsterite undercoat is formed by a reaction between SiO 2 formed in the decarburization annealing and MgO in the annealing separator.
  • the forsterite undercoating remains after the product plate is formed, and the structure of the interface strongly affects the bonding force between the coating including the tension coating and the ground iron.
  • SiO 2 reacts with MgO while moving from the ground iron to the surface in the temperature range of 950 ° C. or higher during finish annealing.
  • the composition of the internal oxide formed on the surface of the decarburized annealing plate is mainly SiO 2 , but contains a small amount of Fe 2 SiO 4 .
  • Fe 2 SiO 4 takes the form of a thin film and suppresses the diffusion of oxygen from the surface only at its periphery. Therefore, if the proportion of Fe 2 SiO 4 is large, it is easy to form a non-uniform internal oxide layer, which causes a defective film. It becomes. Therefore, the influence of Fe 2 SiO 4 on film formation was investigated.
  • Af / As is preferably set to 0.01 or more because the normal grain growth inhibiting power is out of the appropriate range and the Goss orientation accumulation degree of the secondary recrystallized grains deteriorates.
  • the oxidizing P (H 2 O) / P (H 2 ) of the atmosphere is changed to Si of the steel plate.
  • concentration ([Si] mass%) it is preferable to set within the range of the following formula. ⁇ 0.04 [Si] 2 +0.18 [Si] +0.42> P (H 2 O) / P (H 2 )> ⁇ 0.04 [Si] 2 +0.18 [Si] +0.18
  • the SiO 2 on the surface layer of the decarburized annealing plate has a complicated shape such as dendrite (dendritic crystal), the SiO 2 moves to the surface side of the steel plate by a rapid viscous flow during the finish annealing.
  • the shape of SiO 2 is spherical, it moves to the surface by gentle diffusion in steel.
  • the interface between the formed forsterite undercoating and the ground iron becomes rough, so that the coating adhesion of the finish annealed plate is improved.
  • the spherical shape of the SiO 2 oxide inside the decarburized and annealed plate is more advantageous for improving the coating adhesion.
  • the diffusion of SiO 2 during finish annealing is delayed as the diameter increases, it is considered that the larger the diameter of the spherical oxide, the better the coating adhesion.
  • the iron component part was removed by gentle electropolishing from the surface to a depth of 500 nm, extracted by the replica method, and the average diameter of SiO 2 measured by TEM observation was 50 nm or more.
  • they are 75 nm or more and 200 nm or less.
  • the temperature increase rate between 500 ° C. and 700 ° C. When it is less than 0.0%, it is preferably 20 ° C./s or more and 80 ° C./s or less, while when the Si amount is 3.0% or more, it is preferably 40 ° C./s or more.
  • the movement of SiO 2 to the surface is relatively rapid in the temperature range of 950 to 1100 ° C., whereas the formation reaction of forsterite is slow, so that the temperature range of 950 to 1100 ° C.
  • the forsterite undercoating and the ground iron interface are roughened by starting the forsterite formation reaction before the SiO 2 completely moves to the surface, and the forsterite undercoating and the iron It has also been found that the adhesion of the is improved.
  • an insulating coating is applied to the steel sheet surface before or after planarization annealing.
  • this insulating coating means a film capable of imparting tension to the steel sheet in order to reduce iron loss.
  • examples of the insulating coating for imparting tension include inorganic coatings containing silica, ceramic coating by physical vapor deposition, chemical vapor deposition, and the like.
  • the test material to be subjected to the non-heat-resistant magnetic domain subdivision process is sorted by the critical shear stress measurement (scratch test) described in JIS R3225.
  • the scratch test the coating film is deformed while being pushed by the moving indenter, and the applied pushing load is continuously increased until the coating film cannot follow the deformation of the substrate.
  • the minimum load at which film breakage, called critical load Lc was measured by comparing the damage position of the film with the load from observation with an optical microscope.
  • the critical damage shear stress ⁇ acting between the forsterite undercoating and the ground iron interface was calculated by the method described in JIS R3255, and the adhesion between the forsterite undercoating and the base iron was evaluated.
  • a shear stress acts between the ceramic undercoat and the base iron part. This shear stress breaks the bond at the interface, and when the extended crack reaches the surface, the coating peels off and is damaged. Therefore, as a result of investigating the relationship between the shear stress and the film damage, by selecting a material having a critical damage shear stress ⁇ of 50 MPa or more as a film material to be irradiated with a laser, an electron beam or a plasma flame, It has been found that not only can the prevention be prevented, but also the deterioration of the coating tension can be suppressed by the breakage of the bond between the ceramic base coating and the base iron part. At this time, it is more preferable that ⁇ is 100 MPa or more. The upper limit of ⁇ is about 200 MPa.
  • non-heat-resistant magnetic domain subdivision treatment is performed by laser, electron beam, or plasma flame irradiation.
  • the output of the laser to be irradiated, the electron beam, and the plasma flame is increased, the amount of strain introduced into the base iron portion increases, and a larger magnetic domain subdivision effect can be expected.
  • the shear stress applied between the ceramic undercoat and the base iron portion increases due to the increase in output, the interface bond is easily broken. Therefore, as a result of investigating the relationship between the output of the laser to be irradiated and the critical damage shear stress ⁇ , thermal strain is introduced so that the thermal influence width w is in a range satisfying the following formulas (1) and (2). It turned out to be good.
  • the heat-affected width w that is, the region where thermal strain was introduced, was identified by visualizing the magnetic domain structure by a bitter method using a magnetic colloid or the like, and the width was measured. Furthermore, it has been found that in order to improve the iron loss, it is preferable to introduce thermal strain within a range that satisfies both the expressions (3) and (4).
  • the output is in the range of 5 to 100 (J / m) in the case of laser irradiation, and in the case of the electron beam irradiation.
  • the output is preferably in the range of 5 to 100 (J / m), and in the case of plasma flame irradiation, the output is preferably in the range of 5 to 100 (J / m).
  • the output is set within the range of 10 to 50 (J / m), and the electron beam irradiation is performed. Is preferably in the range of 10 to 50 (J / m), and in the case of plasma flame irradiation, the output is preferably in the range of 10 to 50 (J / m).
  • the irradiation interval and the irradiation direction when performing laser irradiation, electron beam irradiation, and plasma flame irradiation may be in accordance with conventional methods.
  • Example 1 Steel containing C: 0.065%, Si: 3.4%, and Mn: 0.08% was melted, and a steel slab was formed by a continuous casting method. Next, after heating to 1410 ° C., hot rolled to a hot rolled sheet with a thickness of 2.4 mm, and after hot rolled sheet annealing at 1050 ° C. for 60 seconds, the primary cold rolled to an intermediate sheet thickness of 1.8 mm. After intermediate annealing at 1120 ° C. for 80 seconds, a cold rolled sheet having a final thickness of 0.23 mm was obtained by warm rolling at 200 ° C.
  • decarburization annealing was performed in an oxidizing wet H 2 —N 2 atmosphere, which also served as primary recrystallization annealing at 820 ° C. for 80 seconds.
  • an annealing separator containing MgO as a main component and variously added Cr 2 O 3 in a range of 0 to 40% is applied to the steel sheet surface, dried, and then time required for heating between 950 and 1100 ° C.
  • secondary recrystallization annealing with a change in the range of 5 to 15 h and finish annealing including purification treatment at 1200 ° C. for 7 hours in a hydrogen atmosphere.
  • a 1 mmR spherical head was used as a scratch needle when measuring the critical shear stress by the method described in JIS R3225.
  • the moving speed of the needle was 10 mm / second, and the length of 500 mm was varied in the range of 1 to 20N.
  • the hardness of the base iron necessary for the calculation of ⁇ was measured by measuring the Vickers hardness after the coating was removed by chemical polishing.
  • the magnetic domain subdivision treatment is performed on the above-mentioned test pieces that have already been subjected to magnetic measurement by irradiating the laser beam linearly in the direction perpendicular to the rolling direction under conditions of an interval of 5 mm in the rolling direction and a heat-affected width of 150 ⁇ m.
  • the iron loss W 17/50 was measured by the method described in JISC2556 , and the average value was calculated
  • Example 2 Steel containing C: 0.070%, Si: 3.2%, and Mn: 0.1% was melted and formed into a steel slab by a continuous casting method. Next, after heating to 1410 ° C., hot rolled to a hot rolled sheet having a thickness of 2.4 mm, and after hot rolling annealed at 1050 ° C. for 60 seconds, the primary cold rolled to an intermediate thickness of 1.9 mm. After intermediate annealing at 1120 ° C. for 80 seconds, a cold rolled sheet having a final thickness of 0.23 mm was obtained by warm rolling at 200 ° C. Next, decarburization annealing was performed in an oxidizing wet H 2 —N 2 atmosphere at 840 ° C.
  • an annealing separator mainly composed of MgO and added with 10% Cr 2 O 3 is applied to the surface of the steel sheet and dried, followed by secondary recrystallization annealing and purification treatment at 1200 ° C. for 7 hours in a hydrogen atmosphere. Finish annealing was performed.
  • FIG. 1 shows the results of investigation on the relationship between the critical damage shear stress ⁇ , the area ratio a of the electron beam irradiation part and the film damage part. As ⁇ increases, the value of a decreases, and it can be seen that when ⁇ is 50 MPa or more, film damage is almost eliminated.
  • Example 3 Steel containing C: 0.070%, Si: 3.2%, and Mn: 0.1% was melted and formed into a steel slab by a continuous casting method. Next, after heating to 1410 ° C., hot rolled to a hot rolled sheet having a thickness of 2.4 mm, and after hot rolling annealed at 1050 ° C. for 60 seconds, the primary cold rolled to an intermediate thickness of 1.9 mm. After intermediate annealing at 1120 ° C. for 80 seconds, a cold rolled sheet having a final thickness of 0.23 mm was obtained by warm rolling at 200 ° C. Next, decarburization annealing that also serves as primary recrystallization annealing at 840 ° C.
  • Example 4 Steel containing C: 0.065%, Si: 3.4%, and Mn: 0.08% was melted, and a steel slab was formed by a continuous casting method.
  • a hot-rolled sheet having a thickness of 2.4 mm is formed by hot rolling, and after hot-rolled sheet annealing at 1050 ° C. for 60 seconds, primary cold rolling is performed to obtain an intermediate sheet thickness of 1.8 mm.
  • a cold rolled sheet having a final sheet thickness of 0.23 mm was obtained by warm rolling at 200 ° C.
  • the atmospheric oxidation degree P (H 2 O) / P (H 2 ) was changed in the range of 0.02 to 0.6, and the temperature was 820 ° C. in a wet H 2 —N 2 atmosphere.
  • Decarburization annealing was also performed for primary recrystallization annealing for 50 to 150 seconds. A part of the decarburized and annealed plate thus obtained was collected, and the ratio Af / As of the peak of Fe 2 SiO 4 (Af) and SiO 2 (As) was measured from the infrared reflection spectrum, and 0.5 ⁇ m from the surface.
  • the internal oxide extracted by electropolishing from the depth was observed with 20 TEMs within a range of 5 ⁇ m 2 , and the average particle diameter of the spherical SiO 2 was measured. Thereafter, an annealing separator containing MgO as a main component and adding CuO 2 , SnO 2 , MnO 2 , Fe 3 O 4 , Fe 2 O 3 , Cr 2 O 3 and TiO 2 in a range of 0 to 25% is added. After applying to the surface of the steel sheet and drying, a secondary recrystallization annealing was performed in which the time required for heating in the range of 950 to 1100 ° C. was 8 h and a final annealing including a purification treatment at 1200 ° C. and 7 h in a hydrogen atmosphere.
  • test pieces each having a width of 100 mm from 10 locations in the width direction of the steel plate were sampled under each condition, and the iron loss W 17/50 was measured by the method described in JISC2556 for one set. Were measured and the average value was determined. For other sets, the critical damage shear stress ⁇ was measured by the method described in JIS R3255. Further, a magnetic domain refinement treatment is performed on the above-mentioned magnetically measured test piece by irradiating a laser beam linearly in an interval of 5 mm in the rolling direction and in a direction perpendicular to the rolling direction. did.
  • the iron loss W 17/50 was measured by the method described in JISC2556 , and the average value was calculated

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Abstract

　セラミックス下地被膜と絶縁コーティングとを具える方向性電磁鋼板において、該下地被膜と地鉄との間の臨界損傷せん断応力τを５０ＭＰａ以上とすることにより、熱歪による磁区細分化処理を施しても被膜が損傷せず、絶縁性、占積率および磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を提供する。

Description

方向性電磁鋼板およびその製造方法
　本発明は、表面に熱歪による磁区細分化処理を施すことにより、鉄損を低減した方向性電磁鋼板に関するものである。
　Ｓｉを含有し、かつ結晶方位が（１１０）〔００１〕方位に配向した方向性電磁鋼板は、優れた軟磁気特性を有することから商用周波数領域での各種鉄心素材として広く用いられている。このとき、要求される特性としては、一般に５０Ｈｚの周波数で１．７Ｔに磁化させた場合の損失であるＷ１７／５０（Ｗ／ｋｇ）で表される鉄損が重要である。その理由は、Ｗ１７／５０の値が低い素材を用いることにより、変圧器の鉄心における無負荷損（エネルギーロス）が大幅に低減できるからである。これが、鉄損の低い素材の開発が年々強く求められている所以である。
　方向性電磁鋼板において、鉄損を低減する方法としては、Ｓｉ含有量の増加や、板厚の低減、結晶方位の配向性向上、鋼板への張力付与、鋼板表面の平滑化、二次再結晶組織の細粒化、磁区の細分化などが有効であることが知られている。磁区細分化の方法としては、鋼板表面に溝や非磁性の物質を埋め込む耐熱型磁区細分化方法と、レーザや電子ビームにより鋼板に熱歪を導入する非耐熱型磁区細分化方法がある。
　例えば、特許文献１には、最終製品板にレーザを照射し、鋼板表層に高転位密度領域を導入する非耐熱型磁区細分化技術が提案されている。
　また、レーザ照射を用いる磁区細分化技術はその後改良され、磁区細分化による鉄損低減効果の向上がなされている（例えば特許文献２～４）。
　しかしながら、レーザ照射により鋼板表面に線状の熱歪を導入して行う非耐熱型磁区細分化法では、熱影響部周辺の絶縁コーティングが広い範囲で損傷し、鋼板を積層して使用する際の絶縁性を大幅に劣化させるという問題があった。
　この問題に対し、レーザ照射により絶縁コーティングが損傷した鋼板の修復技術として、特許文献５には有機系コーティングを、特許文献６には半有機コーティングを、特許文献７には無機系コーティングを付与することによって、絶縁特性を改善する技術がそれぞれ提案されている。
特開昭５５－１８５６６号公報 特開昭６３－０８３２２７号公報 特開平１０－２０４５３３号公報 特開平１１－２７９６４５号公報 特開昭５６－１０５４２１号公報 特開昭５６－１２３３２５号公報 特開平０４－１６５０２２号公報
　上述した種々の技術では、セラミックス下地被膜および絶縁コーティングを付与した後にレーザを照射することで被膜が損傷しているため、レーザ照射工程の後に絶縁コーティングを再度付与する工程が新たに必要となる。そのため、工程を追加したことによる製造コストの増大が不可避の問題として残っている。また、絶縁コーティングの再付与を行った場合、鉄成分以外の構成因子の割合が増加するため、鉄心として用いるときの占積率が低下し、鉄心材料として用いたときの性能が劣化するという問題があった。
　そこで、発明者らは、熱歪による磁区細分化処理を施しても被膜が損傷せず、絶縁性および占積率が損なわれない理想的な磁区細分化技術について検討を重ねた。
　その結果、鋼板の表面に、地鉄と強く密着したセラミックス下地被膜を均一に形成させ、さらに磁区細分化処理を施す直前のコイルから鋼板表面の密着性をスクラッチ試験により評価し、磁区細分化処理を施すのに適した素材を選別することで、絶縁コーティング損傷による絶縁性の劣化を抑制でき、レーザ照射後に再コーティングを行う必要なしに磁気特性に優れる方向性電磁鋼板が得られることを見出した。
　本発明は、上記の知見に立脚するものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．セラミックス下地被膜と絶縁コーティングとを具える方向性電磁鋼板であって、該下地被膜と地鉄との間の臨界損傷せん断応力τが５０ＭＰａ以上である方向性電磁鋼板。
２．非耐熱型磁区細分化領域を有し、該磁区細分化領域における熱歪部の幅である熱影響幅ｗが５０μｍ以上、（２τ＋１５０）μｍ以下である前記１記載の方向性電磁鋼板。
３．Ｃ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．０～４．５ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．００５～１．０ｍａｓｓ％を含有する鋼素材を、熱間圧延して熱延板とし、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延して最終板厚の冷延板とし、ついで一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施して脱炭焼鈍板としたのち、該脱炭焼鈍板の表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、仕上げ焼鈍を施し、その後絶縁コーティング処理を施す方向性電磁鋼板の製造方法において、
　上記製造工程中、下記の条件を満足させる方向性電磁鋼板の製造方法。
　　　　　　　　　　　　　　記
（１）上記脱炭焼鈍板の表面内部酸化層中の酸化物を赤外反射スペクトルで評価したときＦｅ２ＳｉＯ４（Ａｆ）とＳｉＯ２（Ａｓ）のピークの比Ａｆ／Ａｓが０．４以下となる成分組成とすること。
（２）上記内部酸化層の表面側０．５μｍから抽出した球状のシリカの直径平均が５０～２００ｎｍであること。
（３）上記焼鈍分離剤中に、ＣｕＯ２、ＳｎＯ２、ＭｎＯ２、Ｆｅ３Ｏ４、Ｆｅ２Ｏ３、Ｃｒ２Ｏ３およびＴｉＯ２のうちから選ばれる１種又は２種以上の金属酸化物を合計で２～３０ｍａｓｓ％添加すること。
（４）上記仕上げ焼鈍の加熱時に、９５０～１１００℃間の加熱にかかる時間を１０ｈ以内とすること。
４．前記の絶縁コーティング処理後、非耐熱型磁区細分化処理を施し、その際、磁区細分化領域における熱歪部の幅である熱影響幅ｗを５０μｍ以上、（２τ＋１５０）μｍ以下とする前記３記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
　本発明によれば、熱歪による磁区細分化処理を行う際に鋼板表面の絶縁性を損なうことがないため、補修のための追加工程を設けることなく、鉄損特性に優れた電磁鋼板を提供することができる。また、絶縁コーティングの再付与を行う必要がないため、変圧器の鉄心として用いたときの占積率に優れることから、エネルギー損失の低い変圧器を提供することができる。
臨界損傷せん断応力τと被膜損傷部の面積率ａとの関係を示した図である。 臨界損傷せん断応力τと熱影響幅ｗが被膜損傷に及ぼす影響を示した図である。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　本発明に用いる方向性電磁鋼板用スラブの成分組成は、基本的には二次再結晶が生じる成分組成であればよい。また、二次再結晶時に正常粒成長を抑制するためのインヒビターを利用する場合、例えばＡｌＮ系インヒビターを利用する場合であればＡｌおよびＮを、またＭｎＳ・ＭｎＳｅ系インヒビターを利用する場合であればＭｎとＳｅおよび／またはＳを適量含有させればよい。勿論、両インヒビターを併用してもよい。この場合におけるＡｌ、Ｎ、Ｍｎ、ＳおよびＳｅの好適含有量はそれぞれ、質量％で、Ａｌ：０．０１～０．０６５％、Ｎ：０．００５～０．０１２％、Ｍｎ：０．００５～１．０％、Ｓ：０．００５～０．０３％、Ｓｅ：０．００５～０．０３％である。
　さらに、本発明は、Ａｌ、Ｎ、Ｓ、Ｓｅの含有量を制限した、いわゆるインヒビターレスの方向性電磁鋼板にも適用することができる。この場合には、Ａｌ、Ｎ、ＳおよびＳｅ量はそれぞれ、質量ｐｐｍで、Ａｌ：１００ｐｐｍ以下、Ｎ：５０ｐｐｍ以下、Ｓ：５０ｐｐｍ以下、Ｓｅ：５０ｐｐｍ以下に抑制することが好ましい。
　本発明に供して好適な方向性電磁鋼板用スラブの、基本成分および任意添加成分について具体的に述べると次のとおりである。なお、以下、鋼板においての％およびｐｐｍ表示は、特に断らない限り、質量％および質量ｐｐｍを意味する。
Ｃ：０．１０％以下
　Ｃは、熱延板組織の改善のために添加するが、０．１０％を超えると製造工程中に磁気時効の起こらない５０ｐｐｍ以下までＣを低減することが困難になるため、０．１０％以下とすることが好ましい。なお、下限に関しては、Ｃを含まない素材でも二次再結晶が可能であるので特に限定はしない。
Ｓｉ：２．０～４．５％
　Ｓｉは、鋼の電気抵抗を高め、鉄損を改善するのに有効な元素であるが、含有量が２．０％に満たないと十分な鉄損低減効果が達成できず、一方４．５％を超えると加工性が著しく低下し、また磁束密度も低下するため、Ｓｉ量は２．０～４．５％の範囲とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．００５～１．０％
　Ｍｎは、熱間加工性を良好にする上で必要な元素であるが、含有量が０．００５％未満ではその添加効果に乏しく、一方１．０％を超えると製品板の磁束密度が低下するため、Ｍｎ量は０．００５～１．０％の範囲とすることが好ましい。
　上記した基本成分以外に、磁気特性改善成分として、次に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｎｉ：０．０３～１．５０％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｓｎ：０．０１～１．５０％、Ｓｂ：０．００５～１．５０％、Ｃｕ：０．０３～３．０％、Ｐ：０．０３～０．５０％およびＭｏ：０．００５～０．１０％のうちから選んだ少なくとも１種
　これらの元素はいずれも、熱延板組織を改善して磁気特性を向上させるために有用な元素である。
　しかし、Ｎｉ含有量が０．０３％未満では磁気特性の向上効果が小さく、一方１．５０％を超えると二次再結晶が不安定になり磁気特性が劣化する。そのため、Ｎｉ量は０．０３～１．５０％の範囲とするのが好ましい。
　Ｃｒ含有量が０．０１％以上になるとセラミックス下地被膜と地鉄部の界面が粗くなって、界面の強度が向上する。一方、０．５０％を超えて添加すると、磁束密度が劣化する。そのため、Ｃｒ量は０．０１～０．５０％の範囲とするのが好ましい。
　また、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃｕ、ＰおよびＭｏはそれぞれ磁気特性の向上に有用な元素であるが、いずれも上記した各成分の下限に満たないと磁気特性の向上効果が小さく、一方各成分の上限量を超えると、二次再結晶粒の発達が阻害されるため、それぞれ上記の範囲で含有させることが好ましい。
　なお、上記成分以外の残部は、製造工程において混入する不可避的不純物およびＦｅである。
　上記した成分組成を有するスラブは、常法に従い加熱して熱間圧延に供するが、鋳造後、加熱せずに直ちに熱間圧延に供してもよい。薄鋳片の場合には熱間圧延しても良いし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進んでもよい。
　熱間圧延後、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。この時、ゴス組織を製品板において高度に発達させるためには、熱延板焼鈍温度は８００～１１００℃の範囲が好適である。熱延板焼鈍温度が８００℃未満では、熱間圧延でのバンド組織が残留し、整粒した一次再結晶組織を実現することが困難になり、二次再結晶の発達が阻害される。一方、熱延板焼鈍温度が１１００℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化しすぎるために、整粒した一次再結晶組織の実現が極めて困難となる。
　ついで、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とする。
　さらに、一次再結晶焼鈍（脱炭焼鈍）を行って脱炭焼鈍板としたのち、脱炭焼鈍板の表面に焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶の形成およびフォルステライト下地被膜の形成を目的として仕上げ焼鈍を施す。
　ここに、脱炭焼鈍は、８００～９００℃の温度域で６０～１８０秒間行うのが好ましい。
　また、仕上げ焼鈍は、１１５０～１２５０℃の温度域で５～２０時間行うのが好適である。
　フォルステライト下地被膜は、脱炭焼鈍において形成されたＳｉＯ２と焼鈍分離剤中のＭｇＯとが反応して形成される。フォルステライト下地被膜は製品板となった後も残り、その界面の構造は張力コーティングを含む被膜と地鉄との結合力に強く影響を及ぼす。ＳｉＯ２は仕上げ焼鈍中９５０℃以上の温度域で地鉄中から表面へと移動しながら、ＭｇＯと反応する。
　ところで、脱炭焼鈍板表面に形成される内部酸化物の組成は主にＳｉＯ２であるが、少量のＦｅ２ＳｉＯ４を含んでいる。Ｆｅ２ＳｉＯ４は薄膜状の形態をとり、その周辺だけ表面からの酸素の拡散を抑制するので、Ｆｅ２ＳｉＯ４の割合が多いと不均一な内部酸化層を形成し易く、被膜不良の原因となる。
　そこで、被膜形成に及ぼすＦｅ２ＳｉＯ４の影響について調査した。その結果、赤外反射スペクトルにより内部酸化物の組成を分析したとき、約１０００ｃｍ－１の位置に現れるＦｅ２ＳｉＯ４（Ａｆ）と約１２００ｃｍ－１の位置に現れるＳｉＯ２（Ａｓ）のピークの比Ａｆ／Ａｓを０．４以下とすることが、良好なフォルステライト下地被膜を形成させるために有効であることが突き止められた。とはいえ、Ｆｅ２ＳｉＯ４が全く形成されていないと、仕上げ焼鈍において、鋼板の窒化が過剰となり、ＡｌＮ等の窒化物の分解が抑制されたり、新たに窒化物が形成されたりするため、正常粒成長抑制力が適当な範囲から外れ、二次再結晶粒のＧｏｓｓ方位集積度が劣化することから、Ａｆ／Ａｓは０．０１以上とすることが好ましいことも判明した。
　なお、Ａｆ／Ａｓを０．４以下（好ましくは０．０１以上）にするには、脱炭焼鈍工程において、雰囲気の酸化性Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）を、鋼板のＳｉ濃度（［Ｓｉ］質量％）に応じて、次式の範囲に設定することが好ましい。
　　－０．０４［Ｓｉ］２＋０．１８［Ｓｉ］＋０．４２＞Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）＞－０．０４［Ｓｉ］２＋０．１８［Ｓｉ］＋０．１８
　また、脱炭焼鈍板表層のＳｉＯ２がデンドライト（樹枝状晶）のような複雑な形状をとるときには、仕上げ焼鈍中にＳｉＯ２は急な粘性流動により鋼板の表面側へと移動する。一方、ＳｉＯ２の形状が球状のときには緩やかな鋼中拡散により表面へと移動する。ＳｉＯ２の表面への移動が遅れると、形成されるフォルステライト下地被膜と地鉄の界面は粗くなるため、仕上げ焼鈍板の被膜密着性が向上する。そのため、脱炭焼鈍板内部酸化物のＳｉＯ２の形状は球状である方が被膜密着性向上に対して有利であることが判明した。また、その直径が大きいほど仕上げ焼鈍中のＳｉＯ２の拡散が遅れるため、球状の酸化物の直径は大きいほど被膜密着性向上に良いと考えられる。
　そこで、この点について検討したところ、表面から５００ｎｍの深さまで緩やかな電解研磨により鉄成分部分を除去し、レプリカ法で抽出し、ＴＥＭ観察を行うことで計測したＳｉＯ２の平均径を５０ｎｍ以上とすることにより被膜密着性が向上することが突き止められた。好ましくは７５ｎｍ以上、２００ｎｍ以下である。
　なお、ＳｉＯ２の平均粒径を５０ｎｍ以上とするには、脱炭焼鈍工程において、鋼板内部からのＳｉの拡散を調整するため、５００℃～７００℃間の昇温速度を、Ｓｉ量が３．０％未満の場合には、２０℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下に抑え、一方Ｓｉ量が３．０％以上の場合には、４０℃／ｓ以上とすることが好ましい。
　さらに、被膜密着性を向上させるためには、上記焼鈍分離剤中に少なくとも８００～１０５０℃の間で酸素を緩放出する、ＣｕＯ２、ＳｎＯ２、ＭｎＯ２、Ｆｅ３Ｏ４、Ｆｅ２Ｏ３、Ｃｒ２Ｏ３およびＴｉＯ２のうちから選ばれる１種又は２種以上の金属酸化物を合計で２．０～３０％添加するのが有効であることが判明した。かかる焼鈍分離剤から仕上げ焼鈍中に放出される酸素はＳｉＯ２の分解、拡散を抑制する。そのため、仕上げ焼鈍により形成されるフォルステライト下地被膜と地鉄の界面が粗くなり、密着性が向上する。しかし、上記の金属酸化物を上限を超えて添加すると金属が鋼中に不純物として残るため、金属酸化物量は３０％以下の範囲で添加する必要がある。好ましくは５．０～２０％の範囲である。
　また、仕上げ焼鈍中、９５０～１１００℃の温度域では、ＳｉＯ２の表面への移動が比較的急速であるのに対し、フォルステライトの形成反応は緩やかであるため、９５０～１１００℃の温度域にかける時間を１０時間以内とし、ＳｉＯ２が完全に表面へ移動する前にフォルステライト形成反応を開始させることで、フォルステライト下地被膜と地鉄界面が粗くなり、フォルステライト下地被膜と地鉄部分の密着性が向上することも判明した。
　上記した仕上げ焼鈍後には、平坦化焼鈍を行って形状を矯正することが有効である。なお、本発明では、平坦化焼鈍前または後に、鋼板表面に絶縁コーティングを施す。
　ここに、この絶縁コーティングは、鉄損低減のために、鋼板に張力を付与できる被膜を意味する。なお、張力を付与する絶縁コーティングにはシリカを含有する無機系コーティングや物理蒸着法、化学蒸着法等によるセラミックコーティング等が挙げられる。
　本発明では、張力コーティングを付与した後、ＪＩＳＲ３２２５に記載の臨界剪断応力測定（スクラッチ試験）により、非耐熱型磁区細分化処理を施す供試材を仕分ける。スクラッチ試験では、被膜は移動する圧子で押し込まれながら変形しており、加える押し込み荷重は、被膜が基板の変形に追従できなくなるまで、連続的に増大させる。臨界荷重Ｌｃと呼ばれる被膜破壊が生じる最小荷重は、光学顕微鏡観察から被膜の損傷位置と荷重とを照らし合わせることで計測した。このとき、フォルステライト下地被膜と地鉄界面の間に働く臨界損傷せん断応力τをＪＩＳＲ３２５５記載の方法により計算し、フォルステライト下地被膜と地鉄部分の密着性を評価した。
　非耐熱型磁区細分化処理を施したとき、セラミックス下地被膜と地鉄部分の間にはせん断応力が働いている。このせん断応力により界面の結合が切れ、伸展した亀裂が表面へ達したとき被膜が剥落し、損傷する。
　そこで、このせん断応力と被膜損傷との関係について調査した結果、レーザや電子ビーム、プラズマ炎を照射する被膜素材として、臨界損傷せん断応力τが５０ＭＰａ以上の素材を選別することにより、被膜の損傷を予防できるだけでなく、セラミックス下地被膜と地鉄部分の間の結合が切れたことで被膜張力が劣化するのを抑制できることが突き止められた。このとき、τが１００ＭＰａ以上であればさらに好ましい。なお、このτの上限値は２００ＭＰａ程度である。
　供試材の仕分け後、レーザや電子ビーム、プラズマ炎の照射による非耐熱型磁区細分化処理を施す。
　この時、照射するレーザおよび、電子ビーム、プラズマ炎の出力を増大させると、地鉄部分に導入される歪量が増え、より大きな磁区細分化の効果が期待できる。ただし、出力増により、セラミックス下地被膜と地鉄部分の間にかかるせん断応力が増大すると、界面の結合が切れ易くなる。
　そこで、照射するレーザ等の出力と臨界損傷せん断応力τとの関係について調査した結果、以下に示す式（１）、式（２）を満たす範囲の熱影響幅ｗとなるよう熱歪を導入するのがよいことが判明した。このとき、熱影響幅ｗ、すなわち熱歪が導入されている領域は、磁性コロイドを用いたビッター法等で磁区構造を可視化して識別し、その幅を測定した。さらに、鉄損を改善するには、式（３）、式（４）も併せて満たす範囲で熱歪を導入するのがよいことが判明した。
　　τ≧５０ＭＰａ　　　　　　　　　　－－－（１）
　　ｗ≦２τ＋１５０（μｍ）　　　　　－－－（２）
　　τ≧１００ＭＰａ　　　　　　　　　－－－（３）
　　２τ＋１５０≧ｗ≧５０（μｍ）　　－－－（４）
　式（１）、式（２）を満たす範囲に熱影響幅ｗを調整するには、レーザ照射による場合はその出力を５～１００（Ｊ／ｍ）の範囲に、電子ビーム照射による場合はその出力を５～１００（Ｊ／ｍ）の範囲に、プラズマ炎照射による場合はその出力を５～１００（Ｊ／ｍ）の範囲とすることが好ましい。さらに、式（３）、式（４）も併せて満たす範囲に熱影響幅ｗを調整するには、レーザ照射による場合はその出力を１０～５０（Ｊ／ｍ）の範囲に、電子ビーム照射による場合はその出力を１０～５０（Ｊ／ｍ）の範囲に、プラズマ炎照射による場合はその出力を１０～５０（Ｊ／ｍ）の範囲とすることが好ましい。
　また、レーザ照射や電子ビーム照射、プラズマ炎照射を行う際の照射間隔や照射方向は常法に従えば良い。
（実施例１）
　Ｃ：０．０６５％、Ｓｉ：３．４％およびＭｎ：０．０８％を含有する鋼を溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした。ついで、１４１０℃に加熱したのち、熱間圧延により板厚２．４ｍｍの熱延板とし、１０５０℃，６０秒の熱延板焼鈍後、一次冷間圧延して中間板厚の１．８ｍｍとし、１１２０℃，８０秒の中間焼鈍後、２００℃の温間圧延により最終板厚０．２３ｍｍの冷延板とした。ついで、酸化性湿潤Ｈ２－Ｎ２雰囲気中にて８２０℃，８０秒の一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した。その後、ＭｇＯを主体とし、Ｃｒ２Ｏ３を０～４０％の範囲で種々に変化させて添加した焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、乾燥したのち、９５０～１１００℃間の加熱にかかる時間を５～１５ｈの範囲で変化させた二次再結晶焼鈍と、水素雰囲気中にて１２００℃、７時間の純化処理を含む仕上げ焼鈍を施した。
　かくして得られた製品板から、鋼板幅方向の１０箇所において幅１００ｍｍの試験片を各条件で１０枚×２セットずつ採取し、１セット分についてはＪＩＳＣ２５５６に記載の方法で鉄損Ｗ１７／５０を測定し、平均値を求めた。また、他のセットについてはＪＩＳＲ３２５５に記載の方法で臨界損傷せん断応力τを測定した。この鉄損測定と被膜密着性測定方法によれば、鉄損と被膜密着性のばらつきが幅方向にある場合には測定値が悪化するので、ばらつきを含めて鉄損と被膜密着性を評価できると考えられる。また、ＪＩＳＲ３２２５に記載の方法で臨界剪断応力を測定するときのスクラッチ針は１ｍｍＲの球頭の針を用いた。針を動かす速度は１０ｍｍ／秒とし、５００ｍｍの長さを１～２０Ｎの範囲で変化させた。また、τの計算に必要な被膜下の地鉄の硬度は、被膜を化学研磨により除去した後、ビッカース硬度測定により行った。
　さらに、先の磁気測定済の試験片に対し、レーザ光を圧延方向の間隔５ｍｍ、熱影響幅１５０μｍの条件で、圧延直角方向に線状に照射する磁区細分化処理を行って、磁区細分化処理済みの方向性電磁鋼板とした。磁区細分化処理後の鋼板を、ＪＩＳＣ２５５６に記載の方法で鉄損Ｗ１７／５０を測定し、平均値を求めた。そして、鋼板のレーザ光照射後における、被膜の目視による外観検査を行った。
　得られた結果を表１に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１から明らかなように、臨界損傷せん断応力τが５０ＭＰａ以上の素材では、被膜剥離が起きていなく、また優れた鉄損を有していることが分かる。
（実施例２）
　Ｃ：０．０７０％、Ｓｉ：３．２％およびＭｎ：０．１％を含有する鋼を溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした。ついで、１４１０℃に加熱したのち、熱間圧延により板厚２．４ｍｍの熱延板とし、１０５０℃，６０秒の熱延板焼鈍後、一次冷間圧延して中間板厚の１．９ｍｍとし、１１２０℃，８０秒の中間焼鈍後、２００℃の温間圧延により最終板厚０．２３ｍｍの冷延板とした。ついで、酸化性湿潤Ｈ２－Ｎ２雰囲気中にて８４０℃，１００秒の一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した。その後、ＭｇＯを主体とし、Ｃｒ２Ｏ３を１０％添加した焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、乾燥したのち、二次再結晶焼鈍と水素雰囲気下で１２００℃，７時間の純化処理を含む仕上げ焼鈍を施した。
　かくして得られた製品板から、鋼板幅方向の１０箇所から幅１００ｍｍの試験片を１０枚×２セット採取し、１セット分についてはＪＩＳＲ３２５５に記載の方法で臨界損傷せん断応力τを測定した。また、他のセットについては、電子ビームを圧延直角方向で線状に照射する磁区細分化処理を行って、磁区細分化処理済みの方向性電磁鋼板とした。そして、鋼板の電子ビーム照射後における、被膜の外観検査を光学顕微鏡によって行い、被電子ビーム照射部と被膜損傷部の面積率ａを画像解析により測定した。
　臨界損傷せん断応力τと被電子ビーム照射部と被膜損傷部の面積率ａの関係について調査した結果を、図１に示す。
　τの増大に伴い、ａの値が小さくなっており、τが５０ＭＰａ以上になると被膜損傷はほとんどなくなることが分かる。
（実施例３）
　Ｃ：０．０７０％、Ｓｉ：３．２％およびＭｎ：０．１％を含有する鋼を溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした。ついで、１４１０℃に加熱したのち、熱間圧延により板厚２．４ｍｍの熱延板とし、１０５０℃，６０秒の熱延板焼鈍後、一次冷間圧延して中間板厚の１．９ｍｍとし、１１２０℃，８０秒の中間焼鈍後、２００℃の温間圧延により最終板厚０．２３ｍｍの冷延板とした。ついで、雰囲気酸化度Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）＝０．４０の酸化性湿潤Ｈ２－Ｎ２雰囲気中にて８４０℃，１００秒の一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した。その後、ＭｇＯを主体とし、Ｃｒ２Ｏ３を１０％添加した焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、乾燥したのち、二次再結晶焼鈍と水素雰囲気下で１２００℃，７時間の純化処理を含む仕上げ焼鈍を施した。
　かくして得られた製品板から、鋼板幅方向の１０箇所から幅１００ｍｍの試験片を１０枚×２セット採取し、１セット分についてはＪＩＳＲ３２５５記載の方法で臨界損傷せん断応力τを測定した。また、他のセットについては、電子ビームを圧延直角方向で線状に照射する磁区細分化処理を行って、磁区細分化処理済みの方向性電磁鋼板とした。このとき電子ビームを照射することで形成される熱影響幅を５０～４００μｍまで変化させた。そして、鋼板の電子ビーム照射後における、被膜の目視による外観検査を行った。
　得られた結果を表２に示すと共に、図２に整理して示す。図２中、◎は被膜に変化が全く見られなかったもの、○は一部に被膜損傷と思われる跡が見られたもの、×は上記よりも一層の被膜損傷が観察されたものを表す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２および図２に示したとおり、臨界損傷せん断応力τと熱影響幅ｗが次式（１）（２）を満たすとき、被膜の損傷がなく、磁気特性に優れていた。
　　τ≧５０ＭＰａ　　　　　　　　　　－－－（１）
　　ｗ≦２τ＋１５０（μｍ）　　　　　－－－（２）
　さらに、次式（３）（４）を満足する場合は、さらに良好な結果が得られた。
　　τ≧１００ＭＰａ　　　　　　　　　－－－（３）
　　２τ＋１５０≧ｗ≧５０（μｍ）　　－－－（４）
（実施例４）
　Ｃ：０．０６５％、Ｓｉ：３．４％およびＭｎ：０．０８％を含有する鋼を溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした。ついで、１４１０℃に加熱したのち、熱間圧延により板厚２．４ｍｍの熱延板とし、ついで１０５０℃，６０秒の熱延板焼鈍後、一次冷間圧延して中間板厚の１．８ｍｍとし、１１２０℃，８０秒の中間焼鈍後、２００℃の温間圧延により最終板厚０．２３ｍｍの冷延板とした。ついで、表３に示すように雰囲気酸化度Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）を０．０２～０．６の範囲で変化させて、湿潤Ｈ２－Ｎ２雰囲気中にて８２０℃，５０～１５０秒の一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した。
　かくして得られた脱炭焼鈍板の一部を採取し、その赤外反射スペクトルからＦｅ２ＳｉＯ４（Ａｆ）とＳｉＯ２（Ａｓ）のピークの比Ａｆ／Ａｓを測定し、表面から０．５μｍの深さから電解研磨により抽出される内部酸化物を５μｍ２の範囲で２０箇所ＴＥＭで観察し、球状ＳｉＯ２の平均粒径を計測した。その後、ＭｇＯを主体とし、ＣｕＯ２、ＳｎＯ２、ＭｎＯ２、Ｆｅ３Ｏ４、Ｆｅ２Ｏ３、Ｃｒ２Ｏ３およびＴｉＯ２を０～２５％の範囲で変化させて添加した焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、乾燥後、９５０～１１００℃の範囲の加熱にかかる時間を８ｈとした二次再結晶焼鈍と水素雰囲気下で１２００℃，７ｈの純化処理を含む仕上げ焼鈍を施した。
　かくして得られた製品板から、鋼板幅方向の１０箇所から幅１００ｍｍの試験片を各条件で１０枚×２セットずつ採取し、１セット分についてはＪＩＳＣ２５５６に記載の方法で鉄損Ｗ１７／５０を測定し、平均値を求めた。また、他のセットについてはＪＩＳＲ３２５５に記載の方法で臨界損傷せん断応力τを測定した。
　さらに、先の磁気測定済の試験片に対し、レーザ光を圧延方向の間隔５ｍｍ、圧延直角方向で線状に照射する磁区細分化処理を行って、磁区細分化処理済みの方向性電磁鋼板とした。磁区細分化処理後の鋼板を、ＪＩＳＣ２５５６に記載の方法で鉄損Ｗ１７／５０を測定し、平均値を求めた。
　そして、鋼板のレーザ光照射後における、被膜の目視による外観検査を行った。
　得られた結果を、表３に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示したとおり、脱炭焼鈍板のＡｆ／Ａｓ比、ＳｉＯ２粒径および焼鈍分離剤中の添加物を適正化することにより、被膜剥離が起きないことおよび優れた鉄損が得られることが分かる。

Claims (4)

  1. 　セラミックス下地被膜と絶縁コーティングとを具える方向性電磁鋼板であって、該下地被膜と地鉄との間の臨界損傷せん断応力τが５０ＭＰａ以上である方向性電磁鋼板。
  2. 　非耐熱型磁区細分化領域有し、該磁区細分化領域における熱歪部の幅である熱影響幅ｗが５０μｍ以上、（２τ＋１５０）μｍ以下である請求項１記載の方向性電磁鋼板。
  3. 　Ｃ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．０～４．５ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．００５～１．０ｍａｓｓ％を含有する鋼素材を、熱間圧延して熱延板とし、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延して最終板厚の冷延板とし、ついで一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施して脱炭焼鈍板としたのち、該脱炭焼鈍板の表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、仕上げ焼鈍を施し、その後絶縁コーティング処理を施す方向性電磁鋼板の製造方法において、
    　上記した製造工程中、下記の条件を満足させる方向性電磁鋼板の製造方法。
    　　　　　　　　　　　　　　記
    （１）上記脱炭焼鈍板の表面内部酸化層中の酸化物を赤外反射スペクトルで評価したときＦｅ２ＳｉＯ４（Ａｆ）とＳｉＯ２（Ａｓ）のピークの比Ａｆ／Ａｓが０．４以下となる組成とすること。
    （２）上記内部酸化層の表面側０．５μｍから抽出した球状のシリカの直径平均が５０～２００ｎｍであること。
    （３）上記焼鈍分離剤中に、ＣｕＯ２、ＳｎＯ２、ＭｎＯ２、Ｆｅ３Ｏ４、Ｆｅ２Ｏ３、Ｃｒ２Ｏ３およびＴｉＯ２のうちから選ばれる１種又は２種以上の金属酸化物を合計で２～３０ｍａｓｓ％添加すること。
    （４）上記仕上げ焼鈍の加熱時に、９５０～１１００℃間の加熱にかかる時間を１０ｈ以内とすること。
  4. 　前記の絶縁コーティング処理後、非耐熱型磁区細分化処理を施し、その際、磁区細分化領域における熱歪部の幅である熱影響幅ｗを５０μｍ以上、（２τ＋１５０）μｍ以下とする請求項３記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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