WO2023176855A1 - 方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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之啓 新垣
誠 渡邉
拓弥 山田
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Definitions

  • the present invention provides a highly peel-resistant foil that can be applied to processing with smaller bending diameters, even with an inhibitor-less composition system in which Al is suppressed to less than 100 ppm and S, Se, and N are suppressed to less than 50 ppm. It is an object of the present invention to provide a grain-oriented electrical steel sheet having a stellite coating and a manufacturing method advantageous for forming such a coating.
  • Nb and Ti need to be less than 150 ppm.
  • the lower limit is 10 ppm and the upper limit is 80 ppm.
  • the peak of Nb intensity and Ti intensity is on the base metal side than 1/2 of the forsterite coating thickness, in the case of a forsterite coating thickness of 50 sec. in Fig. 2, GDS emission analysis shows that the Since the measurement is from the surface, this means that the peak of Nb intensity and Ti intensity is over 25 seconds.
  • the state where the peak position of Nb intensity and the peak position of Ti intensity are close to each other with an accuracy of ⁇ 10% based on the forsterite coating thickness means that the [sec.] difference between the peak position of Nb intensity and the peak position of Ti intensity is In the case of the forsterite coating thickness of 50 sec., this means that it is within ⁇ 10% of 50 sec., that is, within ⁇ 5 sec.

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Abstract

本発明に従い、所定の成分組成を含有し、GDS発光分析によって得られるTiおよびNb強度のいずれか一方または両方のピークを、フォルステライト被膜の厚みの1/2厚よりも地鉄側にすることによって、インヒビターレスの成分系であっても、より曲げ径の小さい加工に対し耐剥離性の高いフォルステライト被膜を有する方向性電磁鋼板を得ることができる。

Description

方向性電磁鋼板およびその製造方法
　本発明は、鋼板表面のフォルステライト被膜の耐被膜剥離性が極めて高い方向性電磁鋼板とその製造方法に関する。
　近年、より低コストを指向する方向性電磁鋼板が開発され、その一つとして、スラブにインヒビター成分を含有させずに二次再結晶を発現させる技術について検討が進められていた。そして、特許文献１には、インヒビター成分を含有させなくとも二次再結晶を成すことが出来る技術（インヒビターレス法）が記載されている。
　かかるインヒビターレス法では、より高純度化した鋼を利用し、テクスチャー（集合組織の制御）によって二次再結晶を発現させる技術である。
　一般に、方向性電磁鋼板は、地鉄上にフォルステライトと呼ばれるMg，Si，Ｏを主成分とする被膜の上に、リン酸塩を主剤とするコーティング液を塗布した後、焼き付けし、絶縁被膜としている。
　しかし、インヒビター形成成分を含有しない素材では、一次再結晶焼鈍時に生成する酸化被膜がデンドライト状になるため、それに起因してフォルステライト被膜の劣化が生じるところに問題があった。
　ここで、地鉄－フォルステライト被膜界面の強化は、耐剥離性を高めることに極めて有効に働く。
　例えば、特許文献２に記載されたように、インヒビターを用いない場合であっても、一次再結晶焼鈍時に形成される酸化被膜の構造を、その素材成分を制御することによって、適正に変化させ、二次再結晶後の密着性や、耐剥離性に優れたフォルステライト被膜を形成する技術が開発されている。
　また、方向性電磁鋼板は、一般にトランスの鉄心に主に使用される材料である。トランスには切り出した鋼板を積み重ねて鉄心形状とする鉄心（積み鉄心）と、鋼板を折り曲げて鉄心形状とする鉄心（巻き鉄心）を利用するものが存在する。
　上記巻き鉄心は鋼板を折り曲げて鉄心形状とするため、方向性電磁鋼板に絶縁性を付与している被膜には曲げ加工した際の耐剥離性が求められる。特に、一部トランスでは小型化が進んだため、さらに曲げ径の小さい加工でも剥離しない被膜が求められている。
特開２０００－１２９３５６号公報 特開２００３－１９３１３４号公報
　しかしながら、特許文献１に述べられているようにSeや、Ｓをほとんど含有しない方向性電磁鋼板の製造においては、本質的に一次再結晶焼鈍時に生成する酸化被膜がデンドライト状になりやすく、その影響から二次再結晶後のフォルステライト被膜の耐剥離性に未だ問題を有している。
　また、引用文献２に記載されたような改善法が提案されてはいるものの、近年の巻き鉄心の小径化に伴い、求められる耐剥離性はさらに高まっている。よって、かかる従来法では、前述したような最近のより曲げ径の小さい加工に対しては、未だ十分な耐剥離性を確保できないケースが確認されてきている。
　本発明は、Alを100ppm未満、Ｓ、SeおよびＮを50ppm以下にまで抑制したインヒビターレスの成分系であっても、より曲げ径の小さい加工に対して適用可能な、耐剥離性の高いフォルステライト被膜を有する方向性電磁鋼板、およびかかる被膜を形成するのに有利な製造方法をそれぞれ提供することを目的とする。
　フォルステライト被膜の耐剥離性は、フォルステライト-地鉄界面の凹凸によるアンカー効果が極めて重要であることが知られている。発明者らは、このアンカー効果について、フォルステライトによって形成される凹凸形状以外に、さらに高める手段について鋭意検討を重ねた。その結果、以下の新たな知見を発見するに至った。
　すなわち、フォルステライト-地鉄のそれぞれに対し、楔となるようにTiやNbを析出させることで、その結合力をさらに高めるという手段である。
　ここで、図１は実際に耐剥離性が極めて高かった鋼板の表面のSEM像であるが、フォルステライト被膜の一部が鍵のように折れ曲がったように見えている部分（四角枠内）がある。これらの不規則に折れ曲がった部分をさらに詳しく調査したところ、かかる部分は、TiやNbの窒化物によって形成されていることがわかった。
　また、図１の鋼板断面の写真中央部（矢印）には、TiやNbが、界面ではなく地鉄内で析出している様子も確認されている。
　さらに、発明者らが鋭意検討したところ、これらを適正に制御することで、フォルステライト被膜と地鉄の密着性が高まり、耐剥離性がさらに向上することを併せて知見した。
　かように適正に制御された鋼板では、GDS発光分析を用いて上記鋼板のTiやNb強度のピーク位置を確認したところ、Mg、Si、Ｏの強度変化によって定まるフォルステライト被膜厚み（図２点線位置；本発明において、フォルステライト被膜厚みとする）の1/2の位置(以下、単に1/2厚ともいう)よりも地鉄側に上記ピーク位置が得られたり、Ti強度のピーク位置とNb強度のピーク位置とが、かかるフォルステライト被膜厚みを基準として±10％精度で近接していたりすることが明らかとなった。
　本発明は、かかる知見に基づき、更に検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の構成要旨は以下のとおりである。
　１．質量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：2.00～4.50％、Mn：0.01～0.50％を含有し、かつSeおよびＯをそれぞれ50質量ppm未満、Ｓを30質量ppm未満並びに酸可溶性Alを10質量ppm以上60質量ppm未満、NbおよびTiのいずれか一方または両方を30質量ppm以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する地鉄と、フォルステライト被膜とを有し、磁束密度Ｂ８が1.900Ｔ以上である鋼板であって、前記フォルステライト被膜における、GDS発光分析によるTi強度およびNb強度のいずれか一方または両方のピークが、フォルステライト被膜の厚みの1/2の位置よりも地鉄側に存在する方向性電磁鋼板。　
　２．質量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：2.00～4.50％、Mn：0.01～0.50％を含有し、かつSeおよびＯをそれぞれ50質量ppm未満、Ｓを30質量ppm未満並びに酸可溶性Alを10質量ppm以上60質量ppm未満、NbおよびTiを30質量ppm以下含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する地鉄と、フォルステライト被膜とを有し、磁束密度Ｂ８が1.900Ｔ以上である鋼板であって、前記フォルステライト被膜における、GDS発光分析によるTi強度およびNb強度のピークが、フォルステライト被膜の厚みの1/2厚よりも地鉄側に存在し、かつTi強度のピーク位置とNb強度のピーク位置とがフォルステライト被膜厚みを基準として±10％精度で近接している方向性電磁鋼板。
　３．前記鋼板が、さらに質量％で、Ni：1.500％以下、Sn：0.50％以下、Sb：0.500％以下、Zn：0.5000％以下、Co：0.0100％以下、Ga：0.0050％以下、Ge：0.0050％以下、Cu：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Ｐ：0.500％以下、Cr：1.50％以下、Ｂ：0.0050％以下およびBi：0.0050％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成になる前記１または２に記載の方向性電磁鋼板。 
　４．前記１に記載の方向性電磁鋼板を製造する方法であって、質量％で、Ｃ：0.08％以下、Si：2.00～4.50％およびMn：0.01～0.50％を含有すると共に、質量ppmで、TiおよびNbのいずれか一方または両方を10ppm以上150ppm未満とし、ＯおよびSeを50ppm未満に抑制し、さらに、Ｓを10ppm以上50ppm未満、酸可溶性Alを20ppm以上100ppm未満とし、Ｎを20ppm以上80ppm以下の範囲に制御し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する溶鋼から鋳造した、鋼スラブを、熱間圧延を施して熱延板としたのち、焼鈍および圧延によって最終板厚の冷間圧延板とし、ついで一次再結晶焼鈍を行い、さらに仕上げ焼鈍を施した後、絶縁被膜の形成を行う方向性電磁鋼板の製造方法において、最高温度を1180℃以上とする仕上げ焼鈍工程の1050℃から1150℃までの少なくとも２時間を、H2:50vol％以上の雰囲気として昇温速度10℃/ｈ以上で行い、1100℃から1150℃間の１時間以上をN2：10vol％以上含む雰囲気とし、さらに最高温度で３時間以上の均熱処理を行った後、冷却過程の1100℃以下900℃以上の温度範囲において、少なくとも１度は降温速度15℃/ｈ以下で５時間以上の条件の徐冷を50vol％以上のN2含有雰囲気で行う方向性電磁鋼板の製造方法。 
　５．前記２に記載の方向性電磁鋼板を製造する方法であって、質量％で、Ｃ：0.08％以下、Si：2.00～4.50％およびMn：0.01～0.50％を含有すると共に、質量ppmで、TiおよびNbを10ppm以上150ppm未満とし、ＯおよびSeを50ppm未満に抑制し、さらに、Ｓを10ppm以上50ppm未満、酸可溶性Alを20ppm以上100ppm未満とし、Ｎを20ppm以上80ppm以下の範囲に制御し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する溶鋼から鋳造した、鋼スラブを、熱間圧延を施して熱延板としたのち、焼鈍および圧延によって最終板厚の冷間圧延板とし、ついで一次再結晶焼鈍を行い、さらに仕上げ焼鈍を施した後、絶縁被膜の形成を行う方向性電磁鋼板の製造方法において、最高温度を1180℃以上とする仕上げ焼鈍工程の1050℃から1150℃までの少なくとも２時間を、H2:50vol％以上の雰囲気として昇温速度10℃/ｈ以上で行い、1100℃から1150℃間の１時間以上をN2：10vol％以上含む雰囲気とし、さらに最高温度で３時間以上の均熱処理を行った後、冷却過程の1100℃以下900℃以上の温度範囲において、少なくとも１度は降温速度15℃/ｈ以下で５時間以上の条件の徐冷を50vol％以上のN2含有雰囲気で行う方向性電磁鋼板の製造方法。 
　６．前記３に記載の方向性電磁鋼板を製造する方法であって、前記４または５に記載の鋼スラブにさらに質量％で、Ni：0.005～1.500％、Sn：0.01～0.50％、Sb：0.005～0.500％、Zn：0.0001～0.5000％、Co：0.0001～0.0100％、Ga：0.0001～0.0050％、Ge：0.0001～0.0050％、Cu：0.01～0.50％、Mo：0.01～0.50％、Ｐ：0.005～0.500％、Cr：0.01～1.50％、Ｂ：0.0001～0.0050％およびBi：0.0001～0.0050％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する前記４または５に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
　７．前記冷却過程の1100℃以下900℃以上の温度範囲において、冷却速度：５℃/ｈ以下の追加均熱処理を50vol％以上のN2含有雰囲気で行う前記４～６のいずれか１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
　本発明によれば、インヒビターをほとんど含有しない成分系を用いて、曲げ径の小さい加工に対しても適用可能な被膜密着性のよい方向性電磁鋼板の製造が可能となる。
鋼板表面のSEM像を示した図である。 GDS発光分析を用いたFe, Mg、Si、Ｏ、TiおよびNbのそれぞれの強度を表した図である。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　まず、本発明における鋼スラブの成分組成の範囲およびその範囲に限定した理由について説明する。なお、鋼スラブや鋼板（地鉄）の成分組成に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を、また「ppm」表示は特に断らない限り質量ppmを意味するものとする。
Ｃ：0.08％以下
　Ｃは、熱延時の結晶粒粗大化を抑制するとともに、冷延前組織を改善する機能を有している。また、冷間圧延においては、転位との相互作用により一次再結晶後の集合組織を改善する機能を有している。しかし、最終製品板に残留すると磁気時効の原因となり、磁性劣化を生じさせる。すなわち、0.08％を超えて含有させた場合、途中脱炭工程において負荷が高くなって、鋼板において0.005％以下に低減できない。そのため、本発明では、Ｃ量は0.08％以下に限定する。また、上述の組織改善効果を得るために、下限は0.01％程度であることが望ましい。
Si：2.00～4.50％
　Siは、電気抵抗を高めることによって鉄損を改善する有用な元素である。含有量が 2.00％に満たないと十分な鉄損低減効果が望めない、一方4.50％を超えると冷間圧延が著しく困難になる。そのため、Si量は2.00％以上4.50％以下の範囲に限定した。
Mn：0.01～0.50％
　Mnは、熱間加工性を向上させる有用な元素であるが、0.50％を超えて含有した場合、一次再結晶集合組織が劣化し、Goss方位に高度に集積した二次再結晶粒が得難くなる。よって、0.50％以下の範囲に限定する。一方、熱間加工性を改善するためには、0.01％以上含有させる必要がある。
SeおよびＯをそれぞれ50ppm未満
　Seが過剰に存在するとSe化物を形成し二次再結晶が困難となる。この理由は、スラブ加熱によって粗大化した析出物がインヒビターとして作用し一次再結晶組織を不均一にするためである。したがって、インヒビターとして作用しないよう、Seは50ppm未満に抑制する。好ましい含有量は30ppm以下である。
　また、Ｏは酸化物を作り、介在物として最終製品まで残留し、磁気特性を劣化させる。そのため、50ppm未満に抑制する必要がある。
　なお、これらの元素の含有量は０％であってもよい。
酸可溶性Al：20ppm以上100ppm未満、Ｓ：10ppm以上50ppm未満、Ｎ：20ppm以上80ppm以下
　インヒビターレス法を適用する場合、これらの析出物形成元素は、二次再結晶のことだけを考えると必ずしも必要ではない。しかし、Alは、適量含有させることで仕上げ焼鈍時、表面に緻密なAl2O3膜を形成し、焼鈍雰囲気から窒化等の影響を低減することができる。そのため、20ppm以上100ppm未満の範囲で含有させる。
　また、Ｓを50ppm以上、Ｎを80ppm超にそれぞれ含有した場合、Se同様、スラブ加熱時に形成された析出物が粗大化し、一次再結晶組織を不均一にする。そのため、上限を前記数値に限定する。一方、ＳやＮの添加量の下限は好ましくは０％であるが、これらは完全に除去することは困難な元素であり、実際にＳを10ppm未満、Ｎを20ppm未満とすることは、製造コストを大幅に高める。インヒビターレス法は低コストで良質な方向性電磁鋼板を製造しようとするものであり、こうした製造時の負担軽減の観点から、Ｓ：10ppm、Ｎ：20ppmを下限としてそれぞれ規定した。
Nb：10ppm以上150ppm未満、Ti：10ppm以上150ppm未満
　本発明では、NbやTiを地鉄-フォルステライト被膜界面で楔の役割を果たすように形成することで、フォルステライト被膜の耐剥離性を高めている。これを達成するためには製鋼プロセスの段階で10ppm以上のNbやTiを含有させておく必要がある。10ppm未満では形成される析出物の数が十分でなく、楔としての役目を十分に果たすことができない。一方、いずれも150ppm以上に含有させた場合、仕上げ焼鈍中に固溶状態とすることができないため、界面への拡散が生じずに、地鉄-フォルステライト被膜界面で楔の役割を果たすことができない。したがって、NbおよびTiは150ppm未満とする必要がある。なお好ましくはいずれもその下限が10ppmであり、上限が80ppmである。
　以上、必須成分および抑制成分について説明したが、この発明では、その他にも以下に述べる元素から１種または２種以上を適宜含有させることができる。
Ni：0.005～1.500％
　Niは、熱延板組織の均一性を高めることにより、磁気特性を改善する働きがある。しかしながら、含有量が0.005％に満たないとその添加効果に乏しい。一方、Niは、1.500％を超えると二次再結晶が不安定となり、磁気特性が劣化する。よって、Niは、0.005～1.500％の範囲で含有させることが望ましい。
Sn：0.01～0.50％、Sb：0.005～0.500％、Zn：0.0001～0.5000％、Co：0.0001～0.0100％、Ga：0.0001～0.0050％、Ge：0.0001～0.0050％およびCu：0.01～0.50％
　これらの元素は粒界偏析を介して補助インヒビターと見なされることもある元素であるが、析出物によるインヒビターを積極的に利用しないインヒビターレス法においては、二次再結晶前の粒成長の若干の抑制効果と、二次再結晶時は偏析を介し二次再結晶粒界の易動度を制御することで二次再結晶を生じやすくする等、有用に働く場合がある。それぞれ下限未満ではかかる添加効果に乏しく、一方上限を超えると二次再結晶不良の可能性が高まる。
Ｐ：0.005～0.500％およびCr：0.01～1.50％
　これらの元素はフォルステライト被膜形成時、その反応を良好にする効果を有する。それぞれ下限未満では添加効果に乏しく、一方上限を超えると逆にフォルステライト被膜の形成が促進されすぎる結果、被膜が剥離してしまうなどの問題が生じる。
Mo：0.01～0.50％、Ｂ：0.0001～0.0050％およびBi：0.0001～0.0050％
　これらの元素はいずれも、粒成長の抑制に寄与し、集合組織改善効果と二次再結晶安定化の効果を有する。かかる効果を効率的に得るためには、それぞれ上記の範囲で含有させることが好ましい。なお、過剰に添加すると、鋼中に析出して強いインヒビターとして機能するため、インヒビターレス法においては、上記の上限を超える含有は好ましくない。
　本発明に従う方向性電磁鋼板は、Ｃ：0.005％以下、Si：2.00～4.50％、Mn：0.01～0.50％を含有し、かつSeおよびＯをそれぞれ50ppm未満、Ｓを30ppm未満並びに酸可溶性Alを10ppm以上60ppm未満、NbおよびTiのいずれか一方または両方を30ppm以下含有し、残部をFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する地鉄と、フォルステライト被膜とを有し、磁束密度Ｂ８が1.900Ｔ以上である鋼板である。さらに、かかる地鉄とフォルステライト被膜とを有する鋼板の断面において実施するGDS発光分析の際に得られるTiおよびNb強度のいずれか一方または両方のピークが、フォルステライト被膜の厚みの1/2厚よりも地鉄側に存在している。
　なお、本発明におけるフォルステライト被膜の厚みは、Mg、SiおよびＯの少なくともいずれかの強度変化によって定めることが好ましい。また、かかるTiおよびNb強度のいずれか一方または両方のピークは、フォルステライト被膜において地鉄に近いほどよく、地鉄表面に重なってもよい。さらに、上記Ｂ８は高いほどよく、工業的に可能なものであれば特に限定されないが、1.980Ｔ程度が工業的な上限である。
　前記TiおよびNb強度のいずれか一方または両方のピークが、前記フォルステライト被膜厚みの、1/2厚よりも被膜表面側に形成されている場合、フォルステライト自身の粒界等に析出物として形成されている場合が多く、フォルステライト被膜と地鉄界面に存在しアンカー効果を示すような形状とはならない。一方、地鉄側であると、フォルステライト被膜と地鉄が入り組んだ形状となっている部分に相当し、当該部分では異質界面で析出が生じ、前述したフォルステライトと地鉄の間の楔の析出が効果的に行われ、本発明の効果が達成される。
　さらに、Nb強度のピーク位置とTi強度のピーク位置が前記フォルステライト被膜厚みを基準として±10％精度で近接していることが望ましい。
　Ti強度のピーク等が、前記フォルステライト被膜厚みの、1/2厚よりも地鉄側であって、かつNb強度のピーク位置とTi強度のピーク位置がフォルステライト被膜厚みを基準として±10％精度で近接した状態であると、多くのSEM観察結果からほぼ全てが複合析出した状態にあると考えられ、複合析出の状態は各元素が単独で析出するよりも複雑な界面となることで、前述したフォルステライトと地鉄の間の楔としての効果が高まり、より好適に本発明の効果が達成されるからである。
　鋼板の全体積の75％以上が圧延方向平行の長さ25mm以上の結晶で占められることが好ましい。
　フォルステライトが形成される際には、地鉄側の結晶の粒界も拡散速度の違いから若干ながらもアンカーのような形状となるサイトとして機能する。そのため、結晶粒界が小さいものほど、発明の効果が弱まるように見えることがある。また、粒界密度が高くとも本発明の効果はあるものの、粒界密度の低いものほど特に効果が顕著となる。
　一般に、トランス鉄心として加工される際、圧延直角方向が山（もしくは谷）となるよう曲げ加工が行われるため、上記効果の発現の対象となる粒界密度は圧延平行方向の密度に規定される。そして、圧延方向平行の結晶粒の長さが25mm以上の鋼板の場合に、その効果が、特に大きくなる傾向が認められた。なお、かかる圧延方向平行の結晶粒の長さの上限は特に制限されないが、工業的には150mm程度である。
　本発明において、フォルステライト被膜厚みは、鋼板のGDS発光分析により得られるMg、Si、Ｏのいずれかの強度変化によって規定しているが、フォルステライトは地鉄中にアンカーと呼ばれる根を張ったような構造を取っているため、実質的には、Mg、Si、Ｏの強度が０（ノイズベース）から急激に立ち上がるところすなわちフォルステライト被膜表面から、Mg、Si、Ｏの強度が急激に弱まり地鉄ベースになるところすなわち地鉄表面までがかかる厚みに該当している。
　すなわち、Nb強度やTi強度のピークが、フォルステライト被膜厚みの、1/2厚よりも地鉄側とは、前記図２の50sec.のフォルステライト被膜厚みの場合、GDS発光分析は、被膜の表面からの計測なので、Nb強度とTi強度のピークが25sec.超となることを意味する。
　また、Nb強度のピーク位置とTi強度のピーク位置がフォルステライト被膜厚みを基準として±10％精度で近接した状態とは、Nb強度のピーク位置とTi強度のピーク位置の[sec.]差が、前記50sec.のフォルステライト被膜厚みの場合、50sec.の±10％、すなわち±5sec.以内であることを意味する。
　次に、本発明の製造方法について説明する。
　上記の好適成分組成範囲に調整した鋼スラブを、再加熱することなくあるいは再加熱したのち、熱間圧延に供し、熱延板とする。なお、スラブを再加熱する場合には、再加熱温度は1000℃以上、1300℃以下程度とすることが望ましい。というのは、1300℃を超えるスラブ加熱は、スラブの段階で鋼中にインヒビターをほとんど含まない本発明では効果的でなく、コストアップとなるからである。一方、1000℃未満では、圧延荷重が高くなり、圧延が困難となるからである。
　ついで、上記熱延板に、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回の冷間圧延あるいは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して、最終冷間圧延板とする。この冷間圧延は、常温で行ってもよいし、常温より高い温度たとえば250℃程度に鋼板温度を上げて圧延する温間圧延としてもよい。
　ついで、上記最終冷間圧延板に一次再結晶焼鈍を施す。
　この一次再結晶焼鈍の目的は、圧延組織を有する最終冷間圧延板を一次再結晶させて、二次再結晶に最適な一次再結晶粒径に調整するとともに、焼鈍雰囲気を湿水素窒素あるいは湿水素アルゴン雰囲気とすることで鋼中に含有している炭素を脱炭し、最終冷間圧延板の表面に酸化被膜を形成することである。そのためには、一次再結晶焼鈍の焼鈍温度は、800℃以上950℃未満程度とすることが望ましい。かかる一次再結晶焼鈍時に形成された酸化被膜は、続く仕上げ焼鈍において鋼板上に塗布されるMgOと反応し、フォルステライト被膜を形成する。このため、一次再結晶焼鈍後の酸化被膜の形態は、後工程でのフォルステライト被膜の形成に大きく影響する。
　また、磁気特性改善の観点から、一次再結晶焼鈍を実施する場合、その加熱過程の昇温速度を高めることが有効である。具体的には、500℃から700℃間を80℃/s以上、望ましくは100℃/s以上の昇温速度とする。かかる昇温速度に制御することにより、一次再結晶後の集合組織を改善し、以って二次再結晶後の磁気特性を効果的に改善することができる。なお、かかる昇温速度は速いほど良いため、その上限は特に制限されないが、過剰な昇温速度はコスト的にもかえって不利となる場合があるため800℃/s程度である。
　上記一次再結晶焼鈍後、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布する。次いで行われる仕上げ焼鈍後の鋼板表面にフォルステライト被膜を形成するために、焼鈍分離剤の主剤としてマグネシア（MgO）を利用する。このとき、Ti酸化物やSr化合物等を分離剤中に適量添加することで、さらにフォルステライト被膜の形成を有利にすることができる。なお、上記主剤とは、焼鈍分離剤中少なくとも50質量％以上含有されていることを意味する。
　特に、Ti酸化物は地鉄-フォルステライト被膜界面へのNb、Ti析出のサイト形成のために極めて重要であり、MgO：100質量部に対して、1.5質量部以上、10質量部以下の範囲で添加することが好ましい。
　引き続いて、二次再結晶およびフォルステライト被膜形成のため仕上げ焼鈍を行なう。
　かかる仕上げ焼鈍は、その昇温過程のうち1050℃から1150℃までの少なくとも２時間を、H2:50vol％以上（100vol％であってよい）の雰囲気として昇温速度：10℃/ｈ以上で行う。
　さらに、1100℃から1150℃までの１時間以上（上限は限定しないが、生産性を考えると10時間程度以下）はN2を10vol％以上（100vol％であってよい）含む雰囲気とし、最高到達温度（本発明において最高温度ともいう）を1180℃以上として、かかる最高到達温度で３時間以上（上限は限定しないが、生産性を考えると50時間程度以下）の均熱処理を行う。なお、かかる最高到達温度の上限は特に限定しないが、コスト面を考えて、1300℃程度が望ましい。
　上記均熱処理の後、冷却過程を施すが、かかる冷却過程の1100℃以下900℃以上の温度範囲における降温速度15℃/ｈ以下の徐冷は、５時間以上（上限は限定しないが、生産性を考えると150時間程度以下）、50vol％以上（100vol％であってよい）のN2含有雰囲気で行う。なお、かかる冷却過程の徐冷は冷却速度：５℃/ｈ以下の追加均熱処理のようなパターンが望ましい。
　前記仕上げ焼鈍の条件は、本発明において極めて重要な意味を持つ。
　まず、仕上げ焼鈍の昇温過程における1050℃から1150℃までをH2含有雰囲気、かつ昇温速度：10℃/ｈ以上で少なくとも２時間行う。この間、焼鈍分離剤中に添加したTi酸化物のH2による還元を行う。実際に、Tiは、MgOと複合的に反応しながら還元され、一部で金属Tiが形成される。かかる還元雰囲気の時間が長いと、金属Tiは鋼中に浸入し、磁気特性劣化の原因となる。そのため、昇温速度は10℃/ｈ以上とし、還元雰囲気での時間を短時間とする必要がある。但し、昇温速度を80℃/ｈ超にすると、二次再結晶や被膜形成に必要な時間が不足するため、80℃/ｈ超には昇温速度を高めないことが好ましい。
　上記昇温中、1100℃から1150℃間で少なくとも１時間、10vol％以上のN2を含む雰囲気で熱処理をする。これにより表面で形成された金属TiをTiNとして鋼板表面に留める。かかる雰囲気の、熱処理時間が１時間より短いもしくはN2濃度が10vol％より低いと、TiNの形成が十分に行うことができない。
　そして、上記N2を含む雰囲気の熱処理の際に、フォルステライト被膜が形成され、鋼板側からみてフォルステライト被膜の1/2厚み程度の位置に少量のTiNが形成される。
　さらに、本発明では、均熱処理として、最高温度で３時間以上の均熱を行うことが肝要である。なお、最高温度は1180℃以上が望ましく。より望ましくは1230℃以上、10時間以上とする。これにより、鋼中に析出物として存在するTiやNbを固溶状態とする。また、上記均熱温度がTiやNbが形成する析出物の固溶温度より低い、もしくは時間が３時間より短いと固溶状態とならず、十分な効果が得られない。
　かかる均熱の処理後、鋼板を冷却する冷却過程を施す。
　上記冷却過程の1100℃以下900℃以上の温度範囲のうち少なくとも１度は降温速度：15℃/ｈ以下で徐冷するが、かかる徐冷は５時間以上かけて行う。その結果、固溶状態のTiやNbは冷却と共に再び析出が進行することとなる。この際、鋼板表面に存在するTiNは、TiやNbの析出核として機能するため、上記した条件の徐冷を行うことで、鋼板表面のTiNサイトへ拡散させることができ、地鉄-フォルステライト被膜界面の地鉄側で析出し、フォルステライトと地鉄の間の楔のような役割をする状態となる。また、雰囲気中に50vol％以上のN2含有を含有させることで、鋼中から拡散してきたTiやNbを窒化物として析出させることを促進することができる。
　なお、本発明における追加均熱処理は、上記均熱処理の後の冷却過程において、冷却速度：５℃/ｈ以下で徐冷する熱処理を追加することが好ましい。かかる追加均熱処理の冷却速度は０℃/ｈであってもよく、その際は、1100～900℃の範囲で５時間以上の保持を行うことを意味する。
　一般にコイル冷却速度を遅くすることは、生産性の観点からは望ましくない。しかし、本発明では、これを積極的に実施することで被膜特性を良好なものとする。その手段は特に限定されないが、バーナー等の加熱設備は利用せず、隣接する焼鈍炉で熱せられたガスを循環させることで急速度での冷却を抑制する手段が効率的である。また、コイルを設置している炉床部に電気式のヒーターを配置し冷却速度を制御する手段も有効である。
　上記の仕上げ焼鈍後、鋼板表面に、さらに絶縁被膜を塗布、焼き付けることもできる。かかる絶縁被膜の種類については、特に限定されず、従来公知のあらゆる絶縁被膜が適合する。たとえば、特開昭50－79442号公報や特開昭48－39338号公報に記載されているリン酸塩－クロム酸塩－コロイダルシリカを含有する塗布液を鋼板に塗布し、800℃程度で焼き付ける方法が好適である。
　かくして得られた最終製品は、前述したとおりの本発明に従う方向性電磁鋼板になる。
　なお、本発明の方向性電磁鋼板は、磁気特性等の改善のため、さらに質量％で、Ni：1.500％以下、Sn：0.50％以下、Sb：0.500％以下、Zn：0.5000％以下、Co：0.0100％以下、Ga：0.0050％以下、Ge：0.0050％以下、Cu：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Ｐ：0.500％以下、Cr：1.50％以下、Ｂ：0.0050％以下およびBi：0.0050％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有することができる。
　上記元素のうち下限の定めのないものは特に制限がないものであり、０を含む分析下限値以下まで許容する。また、それ以外の元素は、仕上げ焼鈍条件によって、フォルステライト被膜中に取り込まれたり、気相に放出されたりして、鋼中の含有量は低下する場合があるため、スラブ含有時の濃度以下となるものがあり、それぞれ上記の範囲となる。
　さらに、本発明に従う製造方法では、本明細に記載のない項目は、いずれも常法を用いることができる。
　表１に示すように、Siを3.20～3.32％の範囲とし、Alは100ppm未満、Ｎ、Ｓ、ＯおよびSeはそれぞれ50ppm以下にまで低減し、残部はFe及び不可避的不純物とした成分組成の鋼スラブを、1230℃に加熱後、熱間圧延して板厚2.4mmとした。その後、1020℃で80秒の熱延板焼鈍を施してから、酸洗し、板厚0.27mmまで１回で冷間圧延した。次いで、500℃から700℃間の平均昇温速度を150℃/s、均熱は830℃で２分間とする一次再結晶焼鈍を施した。一次再結晶焼鈍は全工程で水素50vol％＋窒素50vol％、露点55℃の湿潤雰囲気中とし、同時に脱炭も行った。
　かくして得られた鋼板に、MgO：100質量部にTiO2を表１に示すとおり添加した焼鈍分離剤を塗布し、表１に示す条件で最終仕上げ焼鈍を施し、室温まで冷却した。最終仕上げ焼鈍後、未反応分離剤を除去し、コイル最外巻のコイル幅中央部から試験片を切り出し、地鉄の成分分析および前述したGDS発光分析を行った。さらにリン酸マグネシウムを主成分とする絶縁コーティングを塗布し、800℃で焼き付けて製品板とした。なお、冷却過程の1100℃以下900℃以上の徐冷処理温度の間における降温速度は一定とした。
　かかる製品板について、仕上げ焼鈍後、試験片を採取した位置からコイル長手方向に１ｍだけ異なる位置から試験片を採取し、磁束密度Ｂ８を測定すると共に、被膜密着性を評価した。なお、被膜密着性は、曲げ剥離径（鋼板を丸棒に巻きつけて被膜が剥離しない最小の曲げ径）にて評価した。
　得られた地鉄の成分分析およびGDS発光分析の測定値および被膜剥離評価の結果を表２に示す。なお、上記被膜剥離評価は、前記引用文献２に記載の手順に従った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１および２に示したとおり、本発明に従うことにより、磁束密度Ｂ８が1.900T以上でかつ被膜特性で曲げ径15mm以下という良好な方向性電磁鋼板を安定して得ることができることが分かる。

Claims (7)

  1. 　質量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：2.00～4.50％、Mn：0.01～0.50％を含有し、かつSeおよびＯをそれぞれ50質量ppm未満、Ｓを30質量ppm未満並びに酸可溶性Alを10質量ppm以上60質量ppm未満、NbおよびTiのいずれか一方または両方を30質量ppm以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する地鉄と、フォルステライト被膜とを有し、磁束密度Ｂ８が1.900Ｔ以上である鋼板であって、前記フォルステライト被膜における、GDS発光分析によるTi強度およびNb強度のいずれか一方または両方のピークが、フォルステライト被膜の厚みの1/2の位置よりも地鉄側に存在する方向性電磁鋼板。
  2. 　質量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：2.00～4.50％、Mn：0.01～0.50％を含有し、かつSeおよびＯをそれぞれ50質量ppm未満、Ｓを30質量ppm未満並びに酸可溶性Alを10質量ppm以上60質量ppm未満、NbおよびTiを30質量ppm以下含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する地鉄と、フォルステライト被膜とを有し、磁束密度Ｂ８が1.900Ｔ以上である鋼板であって、前記フォルステライト被膜における、GDS発光分析によるTi強度およびNb強度のピークが、フォルステライト被膜の厚みの1/2厚よりも地鉄側に存在し、かつTi強度のピーク位置とNb強度のピーク位置とがフォルステライト被膜厚みを基準として±10％精度で近接している方向性電磁鋼板。
  3. 　前記鋼板が、さらに質量％で、
    　Ni：1.500％以下、Sn：0.50％以下、Sb：0.500％以下、Zn：0.5000％以下、Co：0.0100％以下、Ga：0.0050％以下、Ge：0.0050％以下、Cu：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Ｐ：0.500％以下、Cr：1.50％以下、Ｂ：0.0050％以下およびBi：0.0050％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成になる請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板。
  4. 　請求項１に記載の方向性電磁鋼板を製造する方法であって、
    　質量％で、Ｃ：0.08％以下、Si：2.00～4.50％およびMn：0.01～0.50％を含有すると共に、質量ppmで、TiおよびNbのいずれか一方または両方を10ppm以上150ppm未満とし、ＯおよびSeを50ppm未満に抑制し、さらに、Ｓを10ppm以上50ppm未満、酸可溶性Alを20ppm以上100ppm未満とし、Ｎを20ppm以上80ppm以下の範囲に制御し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する溶鋼から鋳造した、鋼スラブを、熱間圧延を施して熱延板としたのち、焼鈍および圧延によって最終板厚の冷間圧延板とし、ついで一次再結晶焼鈍を行い、さらに仕上げ焼鈍を施した後、絶縁被膜の形成を行う方向性電磁鋼板の製造方法において、
    　最高温度を1180℃以上とする仕上げ焼鈍工程の1050℃から1150℃までの少なくとも２時間を、H2:50vol％以上の雰囲気として昇温速度10℃/ｈ以上で行い、さらに1100℃から1150℃間の少なくとも１時間以上をN2：10vol％以上含む雰囲気とし、さらに最高温度で３時間以上の均熱処理を行った後、冷却過程の1100℃以下900℃以上の温度範囲において、少なくとも１度は降温速度15℃/ｈ以下で５時間以上の条件の徐冷を50vol％以上のN2含有雰囲気で行う方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 　請求項２に記載の方向性電磁鋼板を製造する方法であって、
    　質量％で、Ｃ：0.08％以下、Si：2.00～4.50％およびMn：0.01～0.50％を含有すると共に、質量ppmで、TiおよびNbを10ppm以上150ppm未満とし、ＯおよびSeを50ppm未満に抑制し、さらに、Ｓを10ppm以上50ppm未満、酸可溶性Alを20ppm以上100ppm未満とし、Ｎを20ppm以上80ppm以下の範囲に制御し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する溶鋼から鋳造した、鋼スラブを、熱間圧延を施して熱延板としたのち、焼鈍および圧延によって最終板厚の冷間圧延板とし、ついで一次再結晶焼鈍を行い、さらに仕上げ焼鈍を施した後、絶縁被膜の形成を行う方向性電磁鋼板の製造方法において、
    　最高温度を1180℃以上とする仕上げ焼鈍工程の1050℃から1150℃までの少なくとも２時間を、H2:50vol％以上の雰囲気として昇温速度10℃/ｈ以上で行い、さらに1100℃から1150℃間の少なくとも１時間以上をN2：10vol％以上含む雰囲気とし、さらに最高温度で３時間以上の均熱処理を行った後、冷却過程の1100℃以下900℃以上の温度範囲において、少なくとも１度は降温速度15℃/ｈ以下で５時間以上の条件の徐冷を50vol％以上のN2含有雰囲気で行う方向性電磁鋼板の製造方法。
  6. 　請求項３に記載の方向性電磁鋼板を製造する方法であって、請求項４または５に記載の鋼スラブにさらに質量％で、
    　Ni：0.005～1.500％、Sn：0.01～0.50％、Sb：0.005～0.500％、Zn：0.0001～0.5000％、Co：0.0001～0.0100％、Ga：0.0001～0.0050％、Ge：0.0001～0.0050％、Cu：0.01～0.50％、Mo：0.01～0.50％、Ｐ：0.005～0.500％、Cr：0.01～1.50％、Ｂ：0.0001～0.0050％およびBi：0.0001～0.0050％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項４または５に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  7. 　前記冷却過程の1100℃以下900℃以上の温度範囲において、冷却速度：５℃/ｈ以下の追加均熱処理を50vol％以上のN2含有雰囲気で行う請求項４～６のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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