(57)【要約】  所定の組成のスラブを１２８０℃以上に加熱する。前記スラブの熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る。前記熱間圧延鋼板の焼鈍を行って焼鈍鋼板を得る。前記焼鈍鋼板の冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る。前記冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼板を得る。前記脱炭焼鈍鋼板をコイル状に巻き取る。前記コイル状の脱炭焼鈍鋼板の仕上焼鈍を行う。前記脱炭焼鈍時又は前記脱炭焼鈍前の前記冷間圧延鋼板の昇温の際に、前記冷間圧延鋼板を３０℃／ｓｅｃ以上１００℃／ｓｅｃ以下の速度で８００℃以上の温度まで昇温する。前記仕上焼鈍時の前記脱炭焼鈍鋼板の昇温の際に、前記脱炭焼鈍鋼板を７５０℃以上１１５０℃以下の温度範囲において２０℃／ｈ以下の速度で昇温する。
2010110217.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０２質量％〜０．１０質量％、Ｓｉ：２．５質量％〜４．５質量％、Ｍｎ：０．０１質量％〜０．１５質量％、Ｓ：０．００１質量％〜０．０５０質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０１質量％〜０．０５質量％、Ｎ：０．００２質量％〜０．０１５質量％、及びＴｅ：０．０００５質量％〜０．１０００質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１２８０℃以上に加熱する工程と、
前記スラブの熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る工程と、
前記熱間圧延鋼板の焼鈍を行って焼鈍鋼板を得る工程と、
前記焼鈍鋼板の冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る工程と、
前記冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼板を得る工程と、
前記脱炭焼鈍鋼板をコイル状に巻き取る工程と、
前記コイル状の脱炭焼鈍鋼板の仕上焼鈍を行う工程と、
を有し、
前記脱炭焼鈍時又は前記脱炭焼鈍前の前記冷間圧延鋼板の昇温の際に、前記冷間圧延鋼板を３０℃／ｓｅｃ以上１００℃／ｓｅｃ以下の速度で８００℃以上の温度まで昇温し、
前記仕上焼鈍時の前記脱炭焼鈍鋼板の昇温の際に、前記脱炭焼鈍鋼板を７５０℃以上１１５０℃以下の温度範囲において２０℃／ｈ以下の速度で昇温することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記スラブは、更にＳｅを含有し、
Ｓ及びＳｅの総含有量が０．００１質量％〜０．０５０質量％であることを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
Ｃ：０．０２質量％〜０．１０質量％、Ｓｉ：２．５質量％〜４．５質量％、Ｍｎ：０．０５質量％〜０．５０質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０質量％〜０．０５０質量％、Ｎ：０．００１質量％〜０．０１５質量％、及びＴｅ：０．０００５質量％〜０．１０００質量％を含有し、Ｓ及びＳｅの総含有量が０．０２質量％以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１２８０℃未満で加熱する工程と、
前記スラブの熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る工程と、
前記熱間圧延鋼板の焼鈍を行って焼鈍鋼板を得る工程と、
前記焼鈍鋼板の冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る工程と、
前記冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼板を得る工程と、
前記脱炭焼鈍鋼板をコイル状に巻き取る工程と、
前記コイル状の脱炭焼鈍鋼板の仕上焼鈍を行う工程と、
を有し、
更に、前記冷間圧延鋼板又は前記脱炭焼鈍鋼板の窒化焼鈍を行う工程を有し、
前記脱炭焼鈍時又は前記脱炭焼鈍前の前記冷間圧延鋼板の昇温の際に、前記冷間圧延鋼板を３０℃／ｓｅｃ以上１００℃／ｓｅｃ以下の速度で８００℃以上の温度まで昇温し、
前記仕上焼鈍時の前記脱炭焼鈍鋼板の昇温の際に、前記脱炭焼鈍鋼板を７５０℃以上１１５０℃以下の温度範囲において２０℃／ｈ以下の速度で昇温することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記スラブは、更にＢｉ：０．０００５質量％〜０．１０００質量％を含有することを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記スラブは、更にＢｉ：０．０００５質量％〜０．１０００質量％を含有することを特徴とする請求項２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記スラブは、更にＢｉ：０．０００５質量％〜０．１０００質量％を含有することを特徴とする請求項３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項７】
Ｓｉ：２．５質量％〜４．５質量％を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
結晶粒の「（圧延方向の長さ）／（板幅方向の長さ）」で表わされる形状比の平均値が２以上であり、
結晶粒の圧延方向の長さの平均値が１００ｍｍ以上であり、
５０Ｈｚの周波数にて８００Ａ／ｍの磁場を付与したときの磁束密度の値が１．９４Ｔ以上であることを特徴とする巻き鉄心用方向性電磁鋼板。
【請求項８】
円相当径が２ｍｍ未満の結晶粒で構成される領域の面積率が１％以下であることを特徴とする請求項７に記載の巻き鉄心用方向性電磁鋼板。
【請求項９】
方向性電磁鋼板を含む巻き鉄心であって、
前記方向性電磁鋼板は、
Ｓｉ：２．５質量％〜４．５質量％を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
結晶粒の「（圧延方向の長さ）／（板幅方向の長さ）」で表わされる形状比の平均値が２以上であり、
結晶粒の圧延方向の長さの平均値が１００ｍｍ以上であり、
５０Ｈｚの周波数にて８００Ａ／ｍの磁場を付与したときの磁束密度の値が１．９４Ｔ以上であることを特徴とする巻き鉄心。
【請求項１０】
前記方向性電磁鋼板における、円相当径が２ｍｍ未満の結晶粒で構成される領域の面積率が１％以下であることを特徴とする請求項８に記載の巻き鉄心。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、磁束密度が高い方向性電磁鋼板の製造方法、巻き鉄心用方向性電磁鋼板、及び巻き鉄心に関する。
【背景技術】
【０００２】
方向性電磁鋼板は、Ｓｉを２質量％〜５質量％程度含有し、結晶粒の方位が｛１１０｝＜００１＞方位に高度に集積した鋼板であり、変圧器等の静止誘導器の巻き鉄心等の材料として利用されている。結晶粒の方位の制御は、二次再結晶とよばれる異常粒成長現象を利用して行われている。【０００３】
二次再結晶を制御する方法として次の二つの方法が挙げられる。一方では、鋼片を１２８０℃以上の温度で加熱してインヒビターとよばれる微細析出物をほぼ完全に固溶させた後に、熱間圧延、冷間圧延、及び焼鈍等を行い、熱間圧延及び焼鈍の際に微細析出物を析出させる。他方では、鋼片を１２８０℃未満の温度で加熱した後に、熱間圧延、冷間圧延、窒化処理、及び焼鈍等を行い、窒化処理の際にインヒビターとしてＡｌＮを析出させる。【０００４】
方向性電磁鋼板の鉄損は、例えば磁束密度を高くしてヒステリシス損を下げることにより、低く抑えることができる。また、磁束密度は、インヒビターの作用を強化して結晶粒の方位を｛１１０｝＜００１＞方位により高度に集積させることにより高めることができる。【０００５】
また、方向性電磁鋼板の材質を変圧器の巻き鉄心等の鉄心の構造を考慮したものとすることで、変圧器におけるエネルギ損失を低減することも可能である。【０００６】
しかしながら、従来、巻き鉄心の構造を考慮した方向性電磁鋼板は製造されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特公昭４０−１５６４４号公報
【特許文献２】特公昭５１−１３４６９号公報
【特許文献３】特公昭６２−４５２８５号公報
【特許文献４】特開平２−７７５２５号公報
【特許文献５】特開平０６−１８４６４０号公報
【特許文献６】特開平０６−２０７２２０号公報
【特許文献７】特開平１０−２７３７２７号公報
【特許文献８】特開２００８−２６１０１３号公報
【特許文献９】特開２００５−２３３９３号公報
【特許文献１０】特開２００３−３２１５号公報
【特許文献１１】特開２００８−１９８３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、高い磁束密度を得ることができる方向性電磁鋼板の製造方法、巻き鉄心用方向性電磁鋼板、及び巻き鉄心を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
工業的生産条件では、二次再結晶を生じさせる仕上焼鈍は、冷間圧延後の鋼板をコイル状にして実施される。また、巻き鉄心は方向性電磁鋼板をコイル状に巻いて構成される。従って、方向性電磁鋼板の結晶粒が圧延方向に延伸していれば、巻き鉄心を作製する際に方向性電磁鋼板を巻く方向を仕上焼鈍時のコイルと同一にすることにより、結晶方位が揃った領域を広く確保することができると考えられる。【００１０】
また、本発明者らは、方向性電磁鋼板の製造に際して、熱間圧延前の鋼片にＴｅを添加しておくと、インヒビターの作用が強化されると共に、二次再結晶後の結晶粒が圧延方向に延伸した特異な形状となることを見出した。【００１１】
更に、本発明者らは、熱間圧延後の焼鈍の条件等を適切なものとすることにより、工業的規模で適切な大きさの結晶粒を安定して得ることができることも見出した。【００１２】
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は、以下の通りである。【００１３】
本発明の第１の観点に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、Ｃ：０．０２質量％〜０．１０質量％、Ｓｉ：２．５質量％〜４．５質量％、Ｍｎ：０．０１質量％〜０．１５質量％、Ｓ：０．００１質量％〜０．０５０質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０１質量％〜０．０５質量％、Ｎ：０．００２質量％〜０．０１５質量％、及びＴｅ：０．０００５質量％〜０．１０００質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１２８０℃以上に加熱する工程と、前記スラブの熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る工程と、前記熱間圧延鋼板の焼鈍を行って焼鈍鋼板を得る工程と、前記焼鈍鋼板の冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る工程と、前記冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼板を得る工程と、前記脱炭焼鈍鋼板をコイル状に巻き取る工程と、前記コイル状の脱炭焼鈍鋼板の仕上焼鈍を行う工程と、を有し、前記脱炭焼鈍時又は前記脱炭焼鈍前の前記冷間圧延鋼板の昇温の際に、前記冷間圧延鋼板を３０℃／ｓｅｃ以上１００℃／ｓｅｃ以下の速度で８００℃以上の温度まで昇温し、前記仕上焼鈍時の前記脱炭焼鈍鋼板の昇温の際に、前記脱炭焼鈍鋼板を７５０℃以上１１５０℃以下の温度範囲において２０℃／ｈ以下の速度で昇温することを特徴とする。【００１４】
本発明に第２の観点に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、Ｃ：０．０２質量％〜０．１０質量％、Ｓｉ：２．５質量％〜４．５質量％、Ｍｎ：０．０５質量％〜０．５０質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０質量％〜０．０５０質量％、Ｎ：０．００１質量％〜０．０１５質量％、及びＴｅ：０．０００５質量％〜０．１０００質量％を含有し、Ｓ及びＳｅの総含有量が０．０２質量％以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１２８０℃未満で加熱する工程と、前記スラブの熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る工程と、前記熱間圧延鋼板の焼鈍を行って焼鈍鋼板を得る工程と、前記焼鈍鋼板の冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る工程と、前記冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼板を得る工程と、前記脱炭焼鈍鋼板をコイル状に巻き取る工程と、前記コイル状の脱炭焼鈍鋼板の仕上焼鈍を行う工程と、を有し、更に、前記冷間圧延鋼板又は前記脱炭焼鈍鋼板の窒化焼鈍を行う工程を有し、前記脱炭焼鈍時又は前記脱炭焼鈍前の前記冷間圧延鋼板の昇温の際に、前記冷間圧延鋼板を３０℃／ｓｅｃ以上１００℃／ｓｅｃ以下の速度で８００℃以上の温度まで昇温し、前記仕上焼鈍時の前記脱炭焼鈍鋼板の昇温の際に、前記脱炭焼鈍鋼板を７５０℃以上１１５０℃以下の温度範囲において２０℃／ｈ以下の速度で昇温することを特徴とする。【００１５】
本発明の第３の観点に係る巻き鉄心用方向性電磁鋼板は、Ｓｉ：２．５質量％〜４．５質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、結晶粒の「（圧延方向の長さ）／（板幅方向の長さ）」で表わされる形状比の平均値が２以上であり、結晶粒の圧延方向の長さの平均値が１００ｍｍ以上であり、５０Ｈｚの周波数にて８００Ａ／ｍの磁場を付与したときの磁束密度の値が１．９４Ｔ以上であることを特徴とする。【００１６】
本発明の第４の観点に係る巻き鉄心は、上記の方向性電磁鋼板を含むことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、適切な脱炭焼鈍及び仕上焼鈍を経て製造されるため、結晶粒の形状が巻き鉄心に好適なものとなり、高い磁束密度を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】図１は、脱炭焼鈍の昇温速度、仕上焼鈍の昇温速度、Ｔｅの有無、及び磁束密度の関係を示す図である。
【図２】図２は、第１の実施形態を用いて製造された巻き鉄心及びこれを用いた変圧器を示す模式図である。
【図３】図３は、第２の実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法を示すフローチャートである。
【図４】図４は、第３の実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法を示すフローチャートである。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
上述のように、本発明者らは、方向性電磁鋼板の製造に際して、熱間圧延前の鋼片にＴｅを添加しておくと、二次再結晶後の結晶粒が圧延方向に延伸した特異な形状となることを見出した。
【００２０】
また、結晶粒が圧延方向に延伸した形状の方向性電磁鋼板では、｛１１０｝＜００１＞方位への結晶粒の集積度が著しく高いこと、並びに、このような方向性電磁鋼板の磁気特性が良好であり、巻き鉄心及びこれを用いた変圧器に適していることも見出した。
【００２１】
ここで、二次再結晶後の結晶粒の圧延方向の長さを十分に確保するには、脱炭焼鈍後の組織を適正に制御することが重要であると考えられる。また、Ｔｅが添加された鋼板では、Ｔｅが添加されていない鋼板と比較して二次再結晶の開始温度が高く、これに起因して二次再結晶が不安定になる場合があると推定される。従って、二次再結晶を安定化させるには、仕上焼鈍の昇温速度を適正に制御することが重要であると考えられる。
【００２２】
本発明者らは、これらの知見に基づき、Ｔｅの添加効果を確実に得て、特に巻き鉄心及びこれを用いた変圧器に適した磁束密度の高い方向性電磁鋼板を工業的規模にて安定的に製造する技術を確立するため、以下の実験を行った。
【００２３】
真空溶解炉において、Ｃ：０．０８質量％、Ｓｉ：３．２６質量％、Ｍｎ：０．０８質量％、Ｓ：０．０２６質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０３質量％、Ｎ：０．００８質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成のスラブ（Ｔｅなし）を作製した。また、上記の組成にＴｅ：０．０１３質量％を加えた組成のスラブ（Ｔｅあり）も作製した。そして、これらのスラブに１３５０℃で１時間の焼鈍（スラブ加熱）を行い、その後、熱間圧延を実施することにより、熱間圧延鋼板を得た。
【００２４】
次いで、熱間圧延鋼板に１１００℃で１２０秒間の焼鈍を行い、その後、酸洗いを施した。続いて、熱間圧延鋼板の冷間圧延を実施することにより、厚さが０．２３ｍｍの冷間圧延鋼板を得た。次いで、冷間圧延鋼板に、８５０℃の湿水素雰囲気中で１５０秒間の脱炭焼鈍を行うことにより、脱炭焼鈍鋼板を得た。脱炭焼鈍では、８００℃までの昇温速度を１０℃／ｓｅｃ〜１０００℃／ｓｅｃの範囲で変更した。
【００２５】
脱炭焼鈍後には、脱炭焼鈍鋼板の表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布し、その後、１１５０℃で２０時間の仕上焼鈍を行うことにより、二次再結晶を生じさせて、仕上焼鈍鋼板を得た。仕上焼鈍では、７５０℃未満までの平均昇温速度を５０℃／ｈとし、７５０℃以上１１５０℃以下までの平均昇温速度を１０℃／ｈ〜５０℃／ｈの範囲で変更した。また、仕上焼鈍は、曲率半径が７５０ｍｍとなるように脱炭焼鈍鋼板を湾曲させた状態で行った。これは、上述のように、工業的生産条件では、脱炭焼鈍鋼板がコイル状にされた状態で仕上焼鈍が行われるためである。仕上焼鈍時には、仕上焼鈍鋼板の表面にセラミック被膜が形成される。
【００２６】
次いで、仕上焼鈍鋼板を水洗し、その後、単板磁気測定用サイズに剪断した。続いて、仕上焼鈍鋼板の表面にリン酸アルミニウム及びコロイダルシリカを主成分とした絶縁被膜材料を塗布し、この焼付けを行うことにより、絶縁被膜を形成した。このようにして、方向性電磁鋼板の試料を得た。
【００２７】
そして、各試料の磁束密度を測定した。磁束密度としては、５０Ｈｚの周波数にて８００Ａ／ｍの磁場を付与したときの磁束密度の値（Ｂ８）を測定した。また、磁束密度の測定後に、絶縁被膜を除去し、細粒とよばれる粒径（円相当径）が２ｍｍ未満の細かい結晶粒で構成された領域（二次再結晶不良部）の面積率を測定した。更に、各試料の結晶粒の形状比Ｃ及び圧延方向の長さＤを測定した。ここで、形状比Ｃは、「（圧延方向の長さ）／（板幅方向の長さ）」とした。
【００２８】
図１に、脱炭焼鈍の昇温速度、仕上焼鈍の昇温速度、Ｔｅの有無、及び磁束密度の関係を示す。図１には、細粒で構成された領域（二次再結晶不良部）の面積率（細粒発生面積率）が１％以下となった試料も示す。図１に示すように、Ｔｅが添加されたスラブから得られた試料では、Ｔｅが添加されていないスラブから得られた試料と比較して、大きな磁束密度が得られた。特に、脱炭焼鈍の昇温速度が３０℃／ｓｅｃ以上、かつ仕上焼鈍の昇温速度が２０℃／ｈ以下の試料において、磁束密度が安定して１．９４Ｔ以上と高く、細粒発生面積率も安定して１％以下であった。
【００２９】
また、長さＤの平均値は、Ｔｅが添加されたスラブから得られた試料において大きくなっていた。特に、Ｔｅが添加されたスラブから得られ、脱炭焼鈍の昇温速度が１００℃／ｓｅｃ以下、かつ仕上焼鈍の昇温速度が２０℃／ｈ以下の試料では、形状比Ｃの平均値Ｃａｖｅが２以上であり、長さＤの平均値Ｄａｖｅが１００ｍｍ以上であった。ここで、平均値Ｃａｖｅ及び平均値Ｄａｖｅは、長さＤが１０ｎｍ以上の結晶粒の長さＤ及び形状比Ｃの平均値とした。これは、変圧器の特性に大きな影響を及ぼす結晶粒は、長さＤが１０ｎｍ以上の結晶粒だからである。
【００３０】
このような実験の結果から、Ｔｅを含むスラブを用い、脱炭焼鈍時に３０℃／ｓｅｃ以上１００℃／ｓｅｃ以下の速度で８００℃以上の温度まで加熱し、仕上焼鈍時の７５０℃以上１１５０℃以下までの昇温速度を２０℃／ｈ以下とすると、１．９４Ｔ以上の磁束密度（Ｂ８）が得られ、平均値Ｃａｖｅが２以上となり、平均値Ｄａｖｅが１００ｍｍ以上となることが分かる。つまり、上述の条件に基づいた処理を行えば、巻き鉄心及びこれを用いた変圧器に適した方向性電磁鋼板を製造することができる。
【００３１】
（第１の実施形態）
次に、本発明の第１の実施形態について説明する。第１の実施形態に係る方向性電磁鋼板は、Ｓｉ：２．５質量％〜４．５質量％％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。また、結晶粒の形状に関し、平均値Ｃａｖｅは２以上であり、平均値Ｄａｖｅは１００ｍｍ以上である。更に、方向性電磁鋼板の磁束密度の値（Ｂ８）は１．９４Ｔ以上である。
【００３２】
Ｓｉは、方向性電磁鋼板の電気抵抗を高めて、鉄損の一部を構成する渦電流損失を低減する。Ｓｉの含有量が２．５質量％未満では、渦電流損失を低減する効果が不十分になる。一方、Ｓｉの含有量が４．５質量％を超えていると、方向性電磁鋼板の加工性が低下する。従って、Ｓｉの含有量は２．５質量％以上４．５質量％以下とする。
【００３３】
なお、不可避不純物には、方向性電磁鋼板の製造工程でインヒビターを形成し、高温焼鈍による純化の後に方向性電磁鋼板中に残存している元素も含まれる。
【００３４】
平均値Ｄａｖｅが１００ｍｍ以上の場合、方向性電磁鋼板を巻き鉄心に用いると特に良好な磁気特性を得ることができる。しかし、平均値Ｄａｖｅが１００ｍｍ未満であると、巻き鉄心に用いても特に大きな効果は得られない。従って、平均値Ｄａｖｅは１００ｍｍ以上とする。
【００３５】
また、平均値Ｃａｖｅが２未満であると、平均値Ｄａｖｅが１００ｍｍ以上であっても、結晶方位のずれ角が大きくなりやすく、十分な磁気特性を得ることができない。従って、平均値Ｃａｖｅは２以上とする。
【００３６】
また、磁束密度の値（Ｂ８）が１．９４Ｔ未満では、十分な磁気特性を得ることができない。従って、磁束密度の値（Ｂ８）は１．９４Ｔ以上とする。
【００３７】
このような結晶粒を備えた方向性電磁鋼板では、｛１１０｝＜００１＞方位への結晶粒の集積度が著しく高くなり、良好な磁気特性を得ることができる。そして、このような方向性電磁鋼板を用いて巻き鉄心を製造する際には、仕上焼鈍時のコイルの巻き方向と一致するように、鉄心の巻き方向を定めれば、結晶方位の揃った領域を広く確保することができる。この結果、高効率で特性の良い変圧器が得られる。
【００３８】
形状比Ｃ及び長さＤは、次のようにして測定することができる。方向性電磁鋼板の絶縁被膜及びセラミック被膜を除去した後に酸洗いを行うと、鋼板の表面に結晶方位を反映したピット模様が現れる。結晶方位が異なると光の反射の程度が異なるため、ピット模様も異なる。従って、結晶粒同士の界面、即ち結晶粒界を巨視的に認識することが可能になる。次いで、例えば市販の画像スキャナ装置を用いて鋼板の表面の画像を取得し、この画像を、例えば市販の画像解析ソフトウェアを用いて解析することにより、各結晶粒の圧延方向の長さＤ及び板幅方向の長さを求めることができる。形状比Ｃは、圧延方向の長さＤを板幅方向の長さで除することにより算出される。
【００３９】
図２は、第１の実施形態を用いて製造された巻き鉄心及びこれを用いた変圧器を示す模式図である。図２に示すように、１枚の方向性電磁鋼板１がコイル状に巻かれて巻き鉄心４が構成されている。また、巻き鉄心４に２本の巻き線２及び３が取り付けられて変圧器が構成されている。なお、図２に示す構造は本発明の一例であり、本発明はこの構造に限定されない。例えば、３本以上の巻き線が巻き鉄心に取り付けられていてもよい。
【００４０】
（第２の実施形態）
次に、本発明の第２の実施形態について説明する。第２の実施形態では、上述のような方向性電磁鋼板を製造する。図３は、第２の実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法を示すフローチャートである。
【００４１】
第２の実施形態では、先ず、方向性電磁鋼板用の溶鋼の鋳造を行ってスラブを作製する（ステップＳ１）。鋳造方法は特に限定されない。溶鋼は、例えば、Ｃ：０．０２質量％〜０．１０質量％、Ｓｉ：２．５質量％〜４．５質量％、Ｍｎ：０．０１質量％〜０．１５質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０１質量％〜０．０５質量％、Ｎ：０．００２質量％〜０．０１５質量％、及びＴｅ：０．０００５質量％〜０．１０００質量％を含有する。溶鋼は、更にＳを含有し、Ｓｅを更に含有してもよい。但し、Ｓ及びＳｅの総含有量は０．００１質量％〜０．０５０質量％である。また、溶鋼が、更にＢｉ：０．０００５質量％〜０．１０００質量％を含有していてもよい。溶鋼の残部は残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。
【００４２】
ここで、上記の溶鋼の組成の数値限定理由について説明する。
【００４３】
Ｃは、スラブ加熱時の結晶粒の成長を抑制する作用等、種々の作用を有する。Ｃ含有量が０．０２質量％未満であると、これらの作用による効果が十分に得られない。例えば、スラブ加熱後の結晶粒径が大きなものとなり、鉄損が大きくなる。一方、Ｃ含有量が０．１０質量％を超えていると、冷間圧延後の脱炭焼鈍を長時間実施することが必要となり、コストが上昇する。また、脱炭が不完全となって、磁気時効とよばれる磁性不良が生じやすくもなる。従って、Ｃ含有量は０．０２質量％〜０．１０質量％とする。また、Ｃ含有量は０．０５質量％以上であることが好ましく、０．０９質量％以下であることが好ましい。
【００４４】
Ｓｉは、方向性電磁鋼板の電気抵抗を高めて、鉄損の一部を構成する渦電流損失を低減するのに極めて有効な元素である。Ｓｉ含有量が２．５質量％未満であると、渦電流損失を十分に抑制することができない。一方、Ｓｉ含有量が４．５質量％を超えていると、加工性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は２．５質量％〜４．５質量％とする。
【００４５】
Ｍｎは、二次再結晶を左右するインヒビターであるＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅを形成する重要な元素である。Ｍｎ含有量が０．０１質量％未満であると、十分な量のＭｎＳ及びＭｎＳｅを形成することができない。一方、Ｍｎ含有量が０．１５質量％を超えていると、ＭｎＳ及びＭｎＳｅをスラブ加熱時に固溶させることが困難になる。また、ＭｎＳ及びＭｎＳｅの析出物が粗大化しやすく、インヒビターとして作用する大きさに制御することが困難となる。従って、Ｍｎ含有量は０．０１質量％〜０．１５質量％とする。
【００４６】
Ｓは、Ｍｎと反応してインヒビターを形成する重要な元素である。Ｓ含有量が０．００１質量％未満であるか、０．０５０質量％を超えていると、インヒビターの効果を十分に得ることができない。従って、Ｓ含有量は０．００１質量％〜０．０５０質量％とする。
【００４７】
Ｓｅは、Ｍｎと反応してインヒビターを形成する重要な元素であり、Ｓと共に含有されてもよい。但し、Ｓ及びＳｅの総含有量が０．００１質量％未満であるか、０．０５０質量％を超えていると、インヒビターの効果を十分に得ることができない。従って、Ｓ及びＳｅの総含有量は０．００１質量％〜０．０５０質量％とする。
【００４８】
酸可溶性Ａｌは、インヒビターであるＡｌＮを形成する重要な要素である。酸可溶性Ａｌの含有量が０．０１％未満であると、十分な量のＡｌＮを形成することができず、インヒビター強度が不足する。一方、酸可溶性Ａｌの含有量が０．０５％を超えていると、ＡｌＮが粗大化し、インヒビター強度が低下する。従って、酸可溶性Ａｌの含有量は０．０１質量％〜０．０５質量％とする。
【００４９】
Ｎは、酸可溶性Ａｌと反応してＡｌＮを形成する重要な元素である。Ｎ含有量が０．００２質量％未満であるか、０．０１５質量％を超えていると、インヒビターの効果を十分に得ることができない。従って、Ｎ含有量は０．００２質量％〜０．０１５質量％とする。また、Ｎ含有量は０．００６質量％以上であることが好ましい。
【００５０】
Ｔｅは、インヒビターを強化して磁束密度の向上に寄与する重要な元素である。また、Ｔｅは、結晶粒の形状を圧延方向に延びたものにする作用も有する。Ｔｅ含有量が０．０００５％未満であると、これらの作用による効果が十分に得られない。一方、Ｔｅ含有量が０．１０００質量％を超えていると、圧延性が低下する。従って、Ｔｅ含有量は０．０００５質量％〜０．１０００質量％とする。
【００５１】
Ｂｉは、Ｔｅと共に含有されていると、更に磁束密度を向上させる。Ｂｉ含有量が０．０００５％未満であると、この作用による効果が十分に得られない。一方、Ｂｉ含有量が０．１０００質量％を超えていると、圧延性が低下する。従って、Ｂｉが溶鋼に含有されている場合、その含有量は０．０００５質量％〜０．１０００質量％とする。
【００５２】
なお、二次再結晶を安定化させる元素として、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｓ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｐ、Ｎｉ、Ｂ、Ｐｂ、Ｖ、Ｇｅ、及びＴｉからなる群から選択された１種以上の元素が含有されていてもよい。但し、これらの元素の総含有量が０．０００５％未満であると、二次再結晶の安定化の効果が十分に得られない。一方、これらの元素の総含有量が１．００００質量％を超えると効果が飽和して、コストが上昇するだけである。従って、これらの元素が含有されている場合、その総含有量は０．０００５質量％以上であることが好ましく、１．００００質量％以下であることが好ましい。
【００５３】
第２の実施形態では、このような組成の溶鋼からスラブを作製した後、スラブを１２８０℃以上の温度に加熱する（ステップＳ２）。このときの加熱温度を１２８０℃未満とすると、ＭｎＳ、ＭｎＳｅ、及びＡｌＮ等のインヒビターを十分に溶体化させることができない。従って、スラブ加熱の温度は１２８０℃以上とする。また、設備の保護の観点からスラブ加熱の温度は１４５０℃以下とすることが好ましい。
【００５４】
次いで、スラブの熱間圧延を行うことにより、熱間圧延鋼板を得る（ステップＳ３）。熱間圧延鋼板の厚さは特に限定されず、例えば、１．８ｍｍ〜３．５ｍｍとする。
【００５５】
その後、熱間圧延鋼板の焼鈍を行うことにより、焼鈍鋼板を得る（ステップＳ４）。焼鈍の条件は特に限定されず、例えば、７５０℃〜１２００℃の温度で３０秒間〜１０分間行う。この焼鈍により磁気特性が向上する。
【００５６】
続いて、焼鈍鋼板の冷間圧延を行うことにより、冷間圧延鋼板を得る（ステップＳ５）。冷間圧延は１回のみ行ってもよく、複数回の冷間圧延を、間に中間焼鈍を行いながら行ってもよい。中間焼鈍は、例えば７５０℃〜１２００℃の温度で３０秒間〜１０分間行うことが好ましい。また、焼鈍鋼板の温度が６００℃を超えるような中間焼鈍を間に行わずに複数回の冷間圧延を行ってもよい。この場合、冷間圧延の間に３００℃以下程度の焼鈍を施すと、磁気特性が向上する。
【００５７】
なお、上記のような中間焼鈍を行わずに冷間圧延を行うと、均一な特性を得にくくなることがある。また、中間焼鈍を間に行いつつ複数回の冷間圧延を行うと、均一な特性を得やすくなるが、磁束密度が低くなることがある。従って、冷間圧延の回数及び中間焼鈍の有無は、最終的に得られる方向性電磁鋼板に要求される特性及びコストに応じて決定することが好ましい。
【００５８】
また、いずれの場合であっても、最終冷間圧延の圧下率は８０％〜９５％とすることが好ましい。
【００５９】
冷間圧延後、冷間圧延鋼板に、９００℃以下の水素窒素含有湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を行うことにより、脱炭焼鈍鋼板を得る（ステップＳ６）。脱炭焼鈍鋼板におけるＣ含有量は、例えば２０ｐｐｍ以下とする。なお、脱炭焼鈍の条件の詳細については後述する。
【００６０】
次いで、脱炭焼鈍鋼板の表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤（パウダー）を塗布し、脱炭焼鈍鋼板をコイル状に巻き取る。そして、コイル状の脱炭焼鈍鋼板にバッチ式の仕上焼鈍を行うことにより、コイル状の仕上焼鈍鋼板を得る（ステップＳ７）。なお、仕上焼鈍の条件の詳細については後述する。
【００６１】
その後、コイル状の仕上焼鈍鋼板の巻き解き、及び焼鈍分離剤の除去を行う。続いて、仕上げ焼鈍鋼板の表面にリン酸アルミニウム及びコロイダルシリカを主成分としたスラリー液を塗布し、この焼付けを行って絶縁被膜を形成する（ステップＳ８）。
【００６２】
このようにして方向性電磁鋼板を製造することができる。
【００６３】
（第３の実施形態）
次に、本発明の第３の実施形態について説明する。第３の実施形態でも、上述のような方向性電磁鋼板を製造する。図４は、第３の実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法を示すフローチャートである。
【００６４】
第３の実施形態では、先ず、方向性電磁鋼板用の溶鋼の鋳造を行ってスラブを作製する（ステップＳ１１）。鋳造方法は特に限定されない。溶鋼は、例えば、Ｃ：０．０２質量％〜０．１０質量％、Ｓｉ：２．５質量％〜４．５質量％、Ｍｎ：０．０５質量％〜０．５０質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０質量％〜０．０５０質量％、Ｎ：０．００１質量％〜０．０１５質量％、及びＴｅ：０．０００５質量％〜０．１０００質量％を含有する。溶鋼は、更にＳを含有し、Ｓｅを更に含有してもよい。但し、Ｓ及びＳｅの総含有量は０．０２質量％以下である。また、溶鋼が、更にＢｉ：０．０００５質量％〜０．１０００質量％を含有していてもよい。溶鋼の残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。
【００６５】
ここで、上記の溶鋼の組成の数値限定理由について説明する。第３の実施形態では、第２の実施形態とは異なり、インヒビターとして（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを用いる。従って、ＭｎＳを析出させる必要はない。このため、Ｍｎ、Ｓ及びＳｅの含有量が、第２の実施形態と相違している。他の要素の数値限定理由は第２の実施形態と同様である。
【００６６】
第３の実施形態において、Ｍｎは、比抵抗を高めて鉄損を低減する作用を有する。また、Ｍｎは、熱間圧延における割れの発生を抑制する作用も有する。Ｍｎ含有量が０．０５質量％未満であると、これらの作用による効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．５０質量％を超えていると、磁束密度が低下する。従って、Ｍｎ含有量は０．０５質量％〜０．５０質量％とする。
【００６７】
第３の実施形態において、Ｓ及びＳｅは磁気特性に悪影響を及ぼすので、これらの総含有量は０．０２質量％以下とする。
【００６８】
第３の実施形態では、このような組成の溶鋼からスラブを作製した後、スラブを１２８０℃未満の温度に加熱する（ステップＳ１２）。
【００６９】
次いで、第２の実施形態と同様にして、熱間圧延（ステップＳ３）、焼鈍（ステップＳ４）、及び冷間圧延（ステップＳ５）を行う。
【００７０】
その後、第２の実施形態と同様にして、脱炭焼鈍（ステップＳ６）、焼鈍分離剤の塗布及び仕上焼鈍（ステップＳ７）、並びに絶縁被膜の形成（ステップＳ８）を行う。
【００７１】
なお、第３の実施形態では、冷間圧延（ステップＳ５）の終了後から焼鈍分離剤の塗布及び仕上焼鈍（ステップＳ７）の開始までの間に、鋼板の窒化処理を行って鋼板のＮ含有量を上昇させ、鋼板中に（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎをインヒビターとして形成する（ステップＳ１９）。窒化処理としては、例えば、アンモニア等の窒化能のあるガスを含有する雰囲気中での焼鈍（窒化焼鈍）を行う。窒化処理（ステップＳ１９）は、脱炭焼鈍（ステップＳ６）の前又は後のいずれに行ってもよい。また、窒化処理（ステップＳ１９）を脱炭焼鈍（ステップＳ６）と同時に行ってもよい。
【００７２】
このようにして方向性電磁鋼板を製造することができる。
【００７３】
（脱炭焼鈍の条件）
次に、第２の実施形態及び第３の実施形態における脱炭焼鈍の条件の詳細について説明する。
【００７４】
これらの実施形態では、脱炭焼鈍における８００℃までの昇温速度を３０℃／ｓｅｃ以上１００℃／ｓｅｃ以下とする。このような条件下で脱炭焼鈍を行うと、上記の実験から明らかなように、形状比Ｃの平均値Ｃａｖｅが２以上、長さＤの平均値Ｄａｖｅが１００ｍｍ以上の結晶粒が得られ、方向性電磁鋼板が巻き鉄心及びこれを用いた変圧器に適したものとなる。
【００７５】
８００℃までの昇温速度が３０℃／ｓｅｃ未満であると、磁束密度の値（Ｂ８）が１．９４Ｔに達しない。８００℃までの昇温速度が１００℃／ｓｅｃを超えると、平均値Ｄａｖｅが１００ｍｍ未満となり、方向性電磁鋼板が巻き鉄心及びこれを用いた変圧器に適したものとならない。
【００７６】
なお、このような昇温を脱炭焼鈍の前に行ってもよい。例えば、昇温炉と脱炭焼鈍炉とが異なるラインに設けられていてもよく、これらが同一ラインに別設備として設けられていてもよい。この昇温の雰囲気は特に限定されない。例えば、窒素及び水素の混合雰囲気、窒素雰囲気、湿潤雰囲気、又は乾燥雰囲気で行うことができ、特に、窒素及び水素の混合雰囲気、又は窒素雰囲気で行うことが好ましい。また、昇温後から脱炭焼鈍開始までの雰囲気及び温度も特に限定されない。大気中で放冷してもよく、室温まで冷却してもよい。
【００７７】
また、昇温速度を制御する方法は特に限定されない。例えば、通常輻射熱を利用したラジアントチューブ又はエレマ発熱体を用いた脱炭焼鈍設備の前段に、誘導加熱装置又は通電加熱装置等の電気的加熱装置を設置してもよい。
【００７８】
（仕上焼鈍の条件）
次に、第２の実施形態及び第３の実施形態における仕上焼鈍の条件の詳細について説明する。
【００７９】
これらの実施形態では、仕上焼鈍の際に、例えば、窒素及び水素の混合雰囲気中にて昇温し、二次再結晶を発現させる。その後、水素雰囲気に切り替え、１１００℃〜１２００℃の焼鈍温度に２０時間程度保持する。この結果、Ｎ、Ｓ、及びＳｅ等の不純物が脱炭焼鈍鋼板外に拡散して除去され、磁気特性が良好なものとなる。また、二次再結晶により｛１１０｝＜００１＞方位の結晶粒が形成される。
【００８０】
更に、これらの実施形態では、仕上焼鈍の際に、７５０℃以上１１５０℃以下の温度範囲における昇温速度を２０℃／ｈ以下とする。このような条件下で仕上焼鈍を行うと、上記の実験から明らかなように、二次再結晶の挙動が安定化する。
【００８１】
Ｔｅを含有する脱炭焼鈍鋼板では、Ｔｅを含有していない脱炭焼鈍鋼板と比較して、二次再結晶の開始温度が高温側に移行しているため、二次再結晶の挙動が不安定になり、細粒で構成された二次再結晶不良部が発生しやすくなると考えられる。これに対し、第２の実施形態及び第３の実施形態では、上記の実験結果を踏まえて昇温速度を適切なものとしているため、二次再結晶の挙動を安定化することができる。なお、昇温速度の下限は特に限定されないが、焼鈍設備及び工業的な生産性の観点から、７５０℃以上１１５０℃以下の温度範囲における昇温速度は３℃／ｈ以上であることが好ましい。
【００８２】
また、仕上焼鈍の初期段階の雰囲気は、上述のように、窒素及び水素の混合雰囲気とすることが、特性及び生産性の観点から好ましい。窒素分圧を上げると二次再結晶が安定化する傾向があり、窒素分圧を下げると磁束密度が向上するものの、二次再結晶が不安定になりやすいという傾向がある。
【００８３】
また、仕上焼鈍の昇温の途中で保定焼鈍を行ってもよい。保定焼鈍を行うと、焼鈍分離剤の主成分であるＭｇＯのパウダー中に含まれる水分を減じて、絶縁被膜（グラス被膜）の母材への密着性を向上させることができる。
【実施例】
【００８４】
次に、本発明者らが行った実験について説明する。これらの実験における条件等は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した例であり、本発明は、これらの例に限定されるものではない。【００８５】
（第１の実験）
先ず、表１に示す成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを、実験室の真空溶解炉を用いて作製した。次いで、１３５０℃でスラブの焼鈍（スラブ加熱）を１時間行い、その後、熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得た。【００８６】
【表１】
2010110217.tif 000003
【００８７】
続いて、１１００℃で熱間圧延鋼板の焼鈍を１２０秒間行って焼鈍鋼板を得た。次いで、焼鈍鋼板の酸洗いを行い、その後、焼鈍鋼板の冷間圧延を行って厚さが０．２３ｍｍの冷間圧延鋼板を得た。続いて、８５０℃の湿水素中で冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍を１５０秒間行って脱炭焼鈍鋼板を得た。脱炭焼鈍の際に、８００℃までの昇温速度を、表２に示すように、１０℃／ｓｅｃ〜１０００℃／ｓｅｃの範囲で変更した。【００８８】
次いで、脱炭焼鈍鋼板の表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布した。その後、曲率半径が７５０ｍｍとなるように脱炭焼鈍鋼板を湾曲させた上で仕上焼鈍を行って仕上焼鈍鋼板を得た。仕上焼鈍の際に、７５０℃以上１１５０℃以下までの平均昇温速度を、表２に示すように、１０℃／ｈ〜５０℃／ｈの範囲で変更した。また、仕上焼鈍の最高到達温度は１１５０℃とし、１１５０℃で２０時間の等温焼鈍を行った。【００８９】
次いで、仕上焼鈍鋼板を水洗し、その後、単板磁気測定用サイズに剪断した。続いて、仕上焼鈍鋼板の表面にリン酸アルミニウム及びコロイダルシリカを主成分とした絶縁被膜材料を塗布し、この焼付けを行って絶縁被膜を形成した。このようにして、方向性電磁鋼板の試料を得た。なお、各条件につき１０個の試料を作製した。【００９０】
そして、各試料の磁束密度の値（Ｂ８）を測定した。また、磁束密度の測定後に、絶縁被膜及びセラミック被膜を除去し、細粒で構成された領域（二次再結晶不良部）の面積率Ｒを測定した。更に、各試料の結晶粒の形状比Ｃ及び圧延方向の長さＤを測定した。【００９１】
なお、面積率Ｒ、形状比Ｃ及び長さＤは、次のような処理を経て測定した。即ち、先ず、絶縁被膜及びセラミック被膜の除去後に、酸洗いを行い、巨視的に認識できる粒界を油性ペンでトレースした。次いで、市販の画像スキャナ装置を用いて鋼板の表面の画像を取得し、この画像を、市販の画像解析ソフトウェアを用いて解析した。なお、細粒の特定には結晶粒径の測定が必要であり、この実験では、結晶粒径として円相当径を測定した。【００９２】
そして、条件毎に、面積率Ｒの平均値Ｒａｖｅ、磁束密度の値（Ｂ８）の平均値Ｂ８ａｖｅ、形状比Ｃの平均値Ｃａｖｅの平均値Ｃａｖｅ´、長さＤの平均値Ｄａｖｅの平均値Ｄａｖｅ´を算出した。更に、平均値Ｒａｖｅが１以下であり、平均値Ｂ８ａｖｅが１．９４０Ｔ以上であり、平均値Ｃａｖｅ´が２以上であり、平均値Ｄａｖｅ´が１００ｍｍの試料を良好（○）と判定し、それ以外のものを良好でない（×）と判定した。これらの結果を表２に示す。【００９３】
【表２】
2010110217.tif 000004
【００９４】
表２に示すように、Ｔｅを含有するスラブＢを用い、脱炭焼鈍時に８００℃までの昇温速度を３０℃／ｓｅｃ以上１００℃／ｓｅｃ以下とし、仕上焼鈍時の７５０℃〜１１５０℃の範囲における平均昇温速度を２０℃／ｈ以下にした６つの実施例に限り、良好な結果が得られた。これらの実施例では、面積率Ｒが１％以下であった。【００９５】
（第２の実験）
先ず、表３に示す成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを、実験室の真空溶解炉を用いて作製した。次いで、１４００℃でスラブの焼鈍（スラブ加熱）を１時間行い、その後、熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得た。【００９６】
【表３】
2010110217.tif 000005
【００９７】
続いて、１０００℃で熱間圧延鋼板の焼鈍を１００秒間行って焼鈍鋼板を得た。次いで、焼鈍鋼板の酸洗いを行い、その後、焼鈍鋼板の冷間圧延を行って厚さが０．２３ｍｍの冷間圧延鋼板を得た。この冷間圧延の際には、厚さが１．７ｍｍになるまでの圧延を行った後、１０５０℃にて１００秒間の中間焼鈍を行い、その後に厚さが０．２３ｍｍになるまでの圧延を行った。続いて、８５０℃の湿水素中で冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍を１５０秒間行って脱炭焼鈍鋼板を得た。脱炭焼鈍の際に、８００℃までの昇温速度を、表４に示すように、１０℃／ｓｅｃ〜１０００℃／ｓｅｃの範囲で変更した。【００９８】
次いで、第１の実験と同様に、焼鈍分離剤の塗布及び仕上焼鈍等を行い、方向性電磁鋼板の試料を得た。なお、第１の実験と同様に、各条件につき１０個の試料を作製した。【００９９】
そして、第１の実験と同様の測定及び評価を行った。これらの結果を表４に示す。【０１００】
【表４】
2010110217.tif 000006
【０１０１】
表４に示すように、Ｔｅを含有するスラブＢを用い、脱炭焼鈍時に８００℃までの昇温速度を３０℃／ｓｅｃ以上１００℃／ｓｅｃ以下とし、仕上焼鈍時の７５０℃〜１１５０℃の範囲における平均昇温速度を２０℃／ｈ以下にした６つの実施例に限り、良好な結果が得られた。これらの実施例では、面積率Ｒが１％以下であった。【０１０２】
（第３の実験）
先ず、表５に示す成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを、実験室の真空溶解炉を用いて作製した。次いで、１１５０℃でスラブの焼鈍（スラブ加熱）を１時間行い、その後、熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得た。【０１０３】
【表５】
2010110217.tif 000007
【０１０４】
続いて、１１００℃で熱間圧延鋼板の焼鈍を１００秒間行って焼鈍鋼板を得た。次いで、焼鈍鋼板の酸洗いを行い、その後、焼鈍鋼板の冷間圧延を行って厚さが０．２３ｍｍの冷間圧延鋼板を得た。続いて、８５０℃の湿水素中で冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍を１５０秒間行って脱炭焼鈍鋼板を得た。脱炭焼鈍の際に、８００℃までの昇温速度を、表６及び表７に示すように、１０℃／ｓｅｃ〜１０００℃／ｓｅｃの範囲で変更した。更に、第３の実験では、表６及び表７に示すように、脱炭焼鈍中又は脱炭焼鈍後に、窒化焼鈍を行った。【０１０５】
次いで、第１の実験と同様に、焼鈍分離剤の塗布及び仕上焼鈍等を行い、方向性電磁鋼板の試料を得た。なお、第１の実験と同様に、各条件につき１０個の試料を作製した。【０１０６】
そして、第１の実験と同様の測定及び評価を行った。これらの結果を表６及び表７に示す。【０１０７】
【表６】
2010110217.tif 000008
【０１０８】
【表７】
2010110217.tif 000009
【０１０９】
表６及び表７に示すように、Ｔｅを含有するスラブＢを用い、脱炭焼鈍時に８００℃までの昇温速度を３０℃／ｓｅｃ以上１００℃／ｓｅｃ以下とし、仕上焼鈍時の７５０℃〜１１５０℃の範囲における平均昇温速度を２０℃／ｈ以下にした６つの実施例に限り、良好な結果が得られた。これらの実施例では、面積率Ｒが１％以下であった。【０１１０】
（第４の実験）
先ず、表８に示す成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを、実験室の真空溶解炉を用いて作製した。次いで、１３５０℃でスラブの焼鈍（スラブ加熱）を１時間行い、その後、熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得た。【０１１１】
【表８】
2010110217.tif 000010
【０１１２】
続いて、１１００℃で熱間圧延鋼板の焼鈍を１２０秒間行って焼鈍鋼板を得た。次いで、焼鈍鋼板の酸洗いを行い、その後、焼鈍鋼板の冷間圧延を行って厚さが０．２３ｍｍの冷間圧延鋼板を得た。続いて、８５０℃の湿水素中で冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍を１５０秒間行って脱炭焼鈍鋼板を得た。脱炭焼鈍の際に、８００℃までの昇温速度を、表９に示すように、１０℃／ｓｅｃ〜１０００℃／ｓｅｃの範囲で変更した。【０１１３】
次いで、第１の実験と同様に、焼鈍分離剤の塗布及び仕上焼鈍等を行い、方向性電磁鋼板の試料を得た。なお、第１の実験と同様に、各条件につき１０個の試料を作製した。【０１１４】
そして、第１の実験と同様の測定及び評価を行った。これらの結果を表９に示す。【０１１５】
【表９】
2010110217.tif 000011
【０１１６】
表９に示すように、Ｔｅを含有するスラブＢを用い、脱炭焼鈍時に８００℃までの昇温速度を３０℃／ｓｅｃ以上１００℃／ｓｅｃ以下とし、仕上焼鈍時の７５０℃〜１１５０℃の範囲における平均昇温速度を２０℃／ｈ以下にした６つの実施例に限り、良好な結果が得られた。これらの実施例では、面積率Ｒが１％以下であった。
【産業上の利用可能性】
【０１１７】
本発明は、例えば、電磁鋼板製造産業及び電磁鋼板利用産業において利用することができる。
【図１】
2010110217.tif 000012
【図２】
2010110217.tif 000013
【図３】
2010110217.tif 000014
【図４】
2010110217.tif 000015
【手続補正書】
【提出日】平成23年3月25日(2011.3.25)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】請求項１０
【補正方法】変更
【補正の内容】
【請求項１０】
前記方向性電磁鋼板における、円相当径が２ｍｍ未満の結晶粒で構成される領域の面積率が１％以下であることを特徴とする請求項９に記載の巻き鉄心。
【国際調査報告】
2010110217.tif 000016
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2010110217.tif 000018
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