(57)【要約】      （修正有）【課題】高Al素材を用いて、歩留まりを低下させずに、被膜張力を改善して鉄損を低減する方向性電磁鋼板の製造方法の提供【解決手段】質量％で、C：0.020〜0.080％、Si：2.50〜4.50％、Mn：0.03〜0.30％、Al:0.010超〜0.030％及びN：0.003〜0.012％を含有し、残部はFe及び不可避的不純物である成分組成を有し、１回以上の冷間圧延を施した冷延鋼板を一次再結晶焼鈍を施し、焼鈍分離剤を塗布して仕上焼鈍を施し、コーティング液を塗布して焼き付けし、800〜900℃で平坦化焼鈍を施す、焼鈍分離剤が、MgOを50質量％以上、Sn化合物をSn換算で2〜10質量％及びSi化合物をSi換算で0.10〜0.30質量％を含有し、平坦化焼鈍時の炉内張力が6.9MPa以上である方向性電磁鋼板の製造方法。３０％以上の粒子径が１．５μｍ以上のＳｎ化合物を含む、鋼板の製造方法。【選択図】図１
2018066035.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
C：0.020％以上0.080％以下、
Si：2.50％以上4.50％以下、
Mn：0.03％以上0.30％以下、
Al:0.010％超0.030％以下および
N：0.003％以上0.012％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物である成分組成を有する鋼素材を、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚を有する冷延鋼板とし、
該冷延鋼板に一次再結晶焼鈍を施し、
該一次再結晶焼鈍後の冷延鋼板に焼鈍分離剤を塗布して仕上焼鈍を施し、
該仕上焼鈍後の冷延鋼板にコーティング液を塗布して焼き付けし、800℃以上900℃以下で平坦化焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法であって、
前記焼鈍分離剤は、MgOを50質量％以上、Sn化合物をSn換算で2質量％以上10質量％以下、およびSi化合物をSi換算で0.10質量％以上0.30質量％以下を含有し、
前記平坦化焼鈍時の炉内張力が6.9MPa以上である方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記Sn化合物のうち、粒子径が1.5μm以上であるものの割合が30％以上である、請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記成分組成は、さらに、
質量％で、
Se：0.003％以上0.030％以下、
S：0.002％以上0.030％以下、
Ni：0.010％以上1.500％以下、
Cr：0.01％以上0.50％以下、
Cu：0.01％以上0.50％以下、
P：0.005％以上0.200％以下、
Sb：0.005％以上0.200％以下、
Sn：0.005％以上0.500％以下、
Bi：0.005％以上0.100％以下、
Mo：0.005％以上0.100％以下、
B：0.0002％以上0.0025％以下、
Te：0.0005％以上0.010％以下、
Nb：0.001％以上0.010％以下、
V：0.001％以上0.010％以下、
Ti：0.001％以上0.010％以下および
Ta：0.001％以上0.010％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、方向性電磁鋼板の製造方法に関し、特に、被膜張力が高く、鉄損やトランス騒音の低い方向性電磁鋼板を高い歩留まりで製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
方向性電磁鋼板は、主にトランスの鉄心材料として使用されることから、磁気特性に優れること、特に鉄損の低いことが強く求められている。そのため方向性電磁鋼板は、冷間圧延したSi含有鋼板に、一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施し、MgOを主剤とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍において二次再結晶を起こさせ、結晶粒を｛１１０｝＜００１＞方位（いわゆるゴス方位)に高度にそろえる方法で製造している。上記仕上焼鈍は、二次再結晶させる焼鈍と、最高1200℃程度の温度まで昇温する純化処理を合わせて10日間程度を要するため、通常、コイルに巻いた状態で行うバッチ焼鈍により行われている。
【０００３】
上記仕上焼鈍中においては、脱炭焼鈍時に鋼板表面に形成されるSiO2を主体としたサブスケールと、脱炭焼鈍後に鋼板表面に塗布したMgOを主剤とする焼鈍分離剤とが、MgO＋SiO2→Mg2SiO4の反応を起こし、鋼板表面にガラス質のフォルステライト被膜が形成される。上記フォルステライト被膜は、絶縁性や耐食性を付与することの他に、鋼板表面に引っ張り応力を付与して磁気特性を改善する効果があるため、均一で密着性に優れることが要求される。
【０００４】
しかしながら、このフォルステライト被膜は、仕上焼鈍の後に行われる平坦化焼鈍で損傷を受け、所望の張力が得られないという問題があった。通常、仕上焼鈍が終了した後は、未反応の焼鈍分離剤を水洗等により除去し、コーティング液を塗布し、この焼き付けを兼ねて平坦化焼鈍が行われる。平坦化焼鈍は、仕上焼鈍時にコイルについた巻きぐせや、自重によりコイルエッジ部が座屈して変形した部分を矯正するため、圧延方向に張力をかけて焼鈍される。この張力下の焼鈍により、フォルステライトは圧延直角方向に亀裂が入ることとなる。そうなると、圧延方向に対する張力が低下する一方、圧延直角方向に対する張力が残存する。これにより鋼板のヤング率、ポアッソン比に応じて、L方向に圧縮力が発生することとなり、磁気特性が劣化する。
【０００５】
このような課題を解決するため、特許文献1では、用いる鋼素材のAl量を100ppm以下とするとともに、焼鈍分離剤中にSnO2またはSnOを添加し、さらに平坦化焼鈍時の張力を11.8MPa以下とする方法を提案している。
【０００６】
一方、特許文献2には、素材のAlとNの濃度比に応じて、焼鈍分離剤中のSnO2の添加量を調整する方法が開示されている。この技術は、素材のAl/Nの濃度比が低いときにはSnO2を増やし、逆に高いときにはSnO2を減らす技術である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開2015-86414号公報
【特許文献２】特許第3734191号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
特許文献1に記載の方法により、平坦化焼鈍による被膜張力劣化を効果的に抑制することができるようになった。しかしながら、平坦化焼鈍の炉内張力を低下させると、コイルの巻きぐせやエッジ部の座屈による変形の矯正が不十分となるため、製品として出荷する際にコイル端部を多量に切り捨てなければならず、歩留まりが低下するという問題が生じた。また、この技術は素材のAl濃度が100ppm以下の低濃度の素材にしか使えないが、より高い特性を持つ方向性電磁鋼板を製造するために、Al濃度をもっと高い領域で製造することが求められるものの、このような高Al素材では特許文献1の方法を用いることはできなかった。
【０００９】
特許文献2に記載の技術は、上述したような平坦化焼鈍による被膜の張力の劣化を考慮したものではなく、二次再結晶を安定化させるための技術である。従って、素材のAl/Nの濃度比が高いときにはSnO2を減らすため、十分な張力改善効果が得られなかった。また、素材のAl/Nの濃度比が低いときにはSnO2量を高めることができるが、高Al素材で、Al/N比を低くするときには、N含有量を増やさねばならず、その際には製鋼〜熱間圧延時に鋼中にガスが発生してフクレや穴などの表面欠陥が起こりやすくなるという問題があった。
【００１０】
このように、高Al素材で高い磁束密度を有しつつ、平坦化焼鈍後の形状不良やフクレ、穴などの表面欠陥がなく、さらに被膜の張力効果による鉄損の改善が高い技術は今まで提案されていなかった。
【００１１】
本発明は以上の事情に鑑みてなされたものであり、高い磁束密度が得られる高Al素材を用いて、歩留まりを低下させることなく、被膜張力を改善して鉄損を低減することが可能な方向性電磁鋼板の製造方法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】
【００１２】
以下、本発明を導くに至った実験について説明する。
＜実験１＞
C：0.060質量％、Si：3.40質量％、Mn：0.07質量％、Al：0.030質量％、N：0.007質量％（Al/N：4.3）、S：0.015質量％を含有する鋼を溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした後、1400℃に加熱し、熱間圧延して板厚2.2mmの熱延板とし、1050℃×60秒の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延して中間板厚の1.7mmとし、1100℃×80秒の中間焼鈍を施した後、200℃の温間圧延により最終板厚0.23mmの冷延板とした。
【００１３】
次いで、50vol％H2−50vol％N2、露点57℃の湿潤雰囲気下で830℃×100秒保持する脱炭焼鈍を施した。その後、主剤に酸化マグネシウムを用い、添加剤として酸化チタンをTi換算で5質量％、一酸化スズをSn換算で1〜15質量％、SiO2をSi換算で0.05〜0.5質量％の範囲で種々に変更した焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、乾燥した。なお、この時のMgOの不純物中にSi、Snはほぼ含まれていなかった。また、一酸化スズの粒度分布を測定したところ、粒子径が1.5μm以上であるものの含有率が42％であった。
【００１４】
この鋼板を、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焼鈍を施した後、未反応焼鈍分離剤を除去し、その後、コーティング液を塗布し、コーティング膜の焼付けをかねて平坦化焼鈍を800℃×30秒で行った。このとき、平坦化焼鈍の炉内張力は12.8MPaであった。平坦化焼鈍後の鋼板について、磁気特性と、コーティング膜を除去した後の下地被膜の張力を測定した。下地被膜の張力は、片面を酸洗により被膜除去したのちの鋼板の反りの量から計算した。その結果を図1および図2に示す。
【００１５】
図1に示されるように、焼鈍分離剤中のSn量が2〜10質量％の範囲で下地被膜張力が改善しているが、Si濃度のわずかな違いによって、この張力の値は大きく変化していることがわかる。すなわち、Si量が0.1〜0.3質量％の範囲では張力の改善効果は大きいのに対し、Si量が0.05質量％以下または0.4質量％以上では、Snによる改善効果が小さくなっていた。また、図2に示されるように、下地被膜張力の結果と同様に、Si量が0.1〜0.3質量％でSn量が2〜10質量％である場合に、鉄損が大きく改善していた。
【００１６】
特許文献1にも記載されているとおり、Sn量により被膜張力が変化することは従来から知られているが、本発明者らは、高Al素材において、焼鈍分離剤中に微量のSiが含有することにより、Snの張力改善効果がさらに高まることを新規に知見した。このような、高Al素材において、Sn＋Siが共存することにより、被膜張力と磁気特性が改善する理由について、本発明者らは以下のように考えている。
【００１７】
Snを添加すると、被膜にクラックが発生しにくくなることに関しては、特許文献1にも記載されている。これは、Snが鋼中に存在することにより、平坦化焼鈍での鋼板の伸びが抑制されて被膜が損傷を受けにくくなるからである。しかし、平坦化焼鈍時の張力を高めすぎると、この効果だけでは不十分となり、被膜張力は必ずしも高くならなかった。これは、平坦化焼鈍時の張力を高めた際に鋼板の伸びが大きくなりすぎて、被膜にクラックが発生するためであると考えられる。
【００１８】
これに対して、今回の実験では、まず素材にAl濃度の高い鋼塊を用いている。これにより、仕上焼鈍中に鋼板表面にMgAl2O4が形成されやすい条件となっている。ここで、焼鈍分離剤中にSi化合物を微量に含有させると、このSi化合物が仕上焼鈍の焼鈍初期にMgOと反応して、Mg2SiO4が焼鈍分離剤中に形成される。従って、鋼板表層に侵入するMg、Oイオンは、焼鈍初期の鋼板が低温の状態では、Si化合物にトラップされ、Mg、Oイオンが鋼板表面に侵入する段階では、鋼板の温度が高温になっていると考えられる。
【００１９】
もしも、Si化合物を添加せずに、単に高Al材を用いることとすると、MgイオンがAlの表層濃化する前の、鋼板が低温である段階から鋼板表層に侵入するため、形成されるMgAl2O4は鋼板内部に被膜上部と遊離した形で形成され、被膜上部での張力発生や被膜損傷に対する寄与が得られない。これに対し、Si化合物を入れることによりMgイオン侵入を高温側にシフトさせることができる。このため、Alが十分表層で濃化した後にMgイオンが侵入し、被膜上部にMgAl2O4が形成されることとなる。被膜上部に形成されたMgAl2O4によって被膜が強固となり、平坦化焼鈍時の被膜損傷を抑えているものと考えられる。
【００２０】
なお、Si化合物は、ごく微量で含有させることが重要である。含有量が多いと、焼鈍分離剤中で消費されるMgイオンが多くなるため、鋼板表層で行われる被膜形成が不良となり、被膜張力が低下する。
【００２１】
さらに、これまで高Al/NでSnO2を大量添加すると磁気特性が劣化するとされていたが、焼鈍分離剤中のSiにより、鉄損の劣化が抑えられた。従来は、特許文献2にもある通り、高Al/Nでは、SnがMgOのぬれ性を高めることにより、被膜形成が促進されるとともに、遊離した酸素分の放出によりコイル層間の雰囲気圧力が高まり、鋼板が窒素を吸収するのが阻害され、磁気特性が劣化するとされていた。しかし、Si化合物を含有させると、MgOとSiO2との反応によりコイル層間が開き、層間雰囲気圧力が高まるのを防ぐことにより、窒素を吸収しやすくして磁気特性劣化を抑えることができると考えられる。
【００２２】
このような効果は、Sn化合物の粒径を粗大化させることによりさらに有効となる。これは、Sn化合物の固相反応性を抑えることにより反応温度域を高めにシフトさせるとともに、Sn化合物が分解してコイル層間を確保して層間雰囲気圧力を高めるのを抑える働きがあるためである。
【００２３】
本発明は、上記の新規な知見に立脚するものであり、その要旨構成は、以下のとおりである。
１．質量％で、
C：0.020％以上0.080％以下、
Si：2.50％以上4.50％以下、
Mn：0.03％以上0.30％以下、
Al:0.010％超0.030％以下および
N：0.003％以上0.012％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物である成分組成を有する鋼素材を、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚を有する冷延鋼板とし、
該冷延鋼板に一次再結晶焼鈍を施し、
該一次再結晶焼鈍後の冷延鋼板に焼鈍分離剤を塗布して仕上焼鈍を施し、
該仕上焼鈍後の冷延鋼板にコーティング液を塗布して焼き付けし、800℃以上900℃以下で平坦化焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法であって、
前記焼鈍分離剤は、MgOを50質量％以上、Sn化合物をSn換算で2質量％以上10質量％以下、およびSi化合物をSi換算で0.10質量％以上0.30質量％以下を含有し、
前記平坦化焼鈍時の炉内張力が6.9MPa以上である方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２４】
２．前記Sn化合物のうち、粒子径が1.5μm以上であるものの割合が30％以上である、上記１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２５】
３．前記成分組成は、さらに、
質量％で、
Se：0.003％以上0.030％以下、
S：0.002％以上0.030％以下、
Ni：0.010％以上1.500％以下、
Cr：0.01％以上0.50％以下、
Cu：0.01％以上0.50％以下、
P：0.005％以上0.200％以下、
Sb：0.005％以上0.200％以下、
Sn：0.005％以上0.500％以下、
Bi：0.005％以上0.100％以下、
Mo：0.005％以上0.100％以下、
B：0.0002％以上0.0025％以下、
Te：0.0005％以上0.010％以下、
Nb：0.001％以上0.010％以下、
V：0.001％以上0.010％以下、
Ti：0.001％以上0.010％以下および
Ta：0.001％以上0.010％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、上記１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２６】
本発明によれば、高い磁束密度が得られる高Al素材を用いて、歩留まりを低下させることなく、被膜張力を改善して鉄損を低減することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２７】
【図１】焼鈍分離剤中のSiおよびSn添加量と下地被膜張力との関係を示すグラフである。
【図２】焼鈍分離剤中のSiおよびSn添加量と鉄損との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
［成分組成］
以下、本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。まず、鋼素材（スラブ）の成分組成の限定理由について述べる。なお、本明細書において、各成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
【００２９】
C：0.020％以上0.080％以下
Cは、0.020％に満たないと、Cによる粒界強化効果が失われ、スラブに割れが生じるなど、製造に支障を来たす欠陥を生ずるようになる。一方、0.080％を超えると、脱炭焼鈍で、磁気時効の起こらない0.005％以下に低減することが困難となる。よって、Cは0.020％以上0.080％以下の範囲とする。好ましくは0.025％以上0.075％以下の範囲である。
【００３０】
Si：2.50％以上4.50％以下
Siは、鋼の比抵抗を高め、鉄損を低減するのに必要な元素である。この効果は、2.50％未満では十分ではなく、一方、4.50％を超えると、加工性が低下し、圧延して製造すること困難となる。よって、Siは2.50％以上4.50％以下の範囲とする。好ましくは2.80％以上4.00％以下の範囲である。
【００３１】
Mn：0.03％以上0.30％以下
Mnは、鋼の熱間加工性を改善するために必要な元素である。この効果は、0.03％未満では十分ではなく、一方、0.30％を超えると、製品板の磁束密度が低下するようになる。よって、Mnは0.03％以上0.30％以下の範囲とする。好ましくは0.04％以上0.20％以下の範囲である。
【００３２】
Al:0.010％超0.030％以下
Alはインヒビター構成元素として、本発明では必須の元素である。0.010％以下だと、インヒビター効果が十分に得られず、一方、0.030％を超えると、二次再結晶が不安定となって磁気特性が大きくばらつく。よって、Alは0.010％超0.030％以下とする。好ましくは、0.015％以上0.030％以下である。さらに好ましくは、0.015％以上0.027％未満である。
【００３３】
N：0.003％以上0.012％以下
Nは、AlとともにインヒビターのAlNを構成する元素である。0.012％を超えると、フクレや穴などの表面欠陥が発生するので、これ以下とする。下限については、製造工程途中で増窒処理を行う場合と行わない場合があるが、いずれの場合も0.003％以上とする。これを下回ると、たとえ増窒処理をしたとしてもインヒビター抑制力不足となり、二次再結晶が十分行われない。これ以外には、SやSeを利用することも可能である。
【００３４】
本発明における基本成分は、上記したとおりであり、残部はFeおよび不可避的不純物である。かかる不可避的不純物としては、原料、製造設備等から不可避的に混入する不純物が挙げられる。また、本発明では、その他にも以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
【００３５】
本発明の方向性電磁鋼板における上記成分以外に、さらなる磁気特性の改善を目的として、Se：0.003％以上0.030％以下、S：0.002％以上0.030％以下、Ni：0.010％以上1.500％以下、Cr：0.01％以上0.50％以下、Cu：0.01％以上0.50％以下、P：0.005％以上0.200％以下、Sb：0.005％以上0.200％以下、Sn：0.005％以上0.500％以下、Bi：0.005％以上0.100％以下、Mo：0.005％以上0.100％以下、B：0.0002％以上0.0025％以下、Te：0.0005％以上0.010％以下、Nb：0.001％以上0.010％以下、V：0.001％以上0.010％以下、Ti：0.001％以上0.010％以下およびTa：0.001％以上0.010％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を適宜添加してもよい。
【００３６】
SおよびSeは、MnとともにMnSe、MnS等のインヒビターを構成する元素として使用することができる。これらの析出物とAlNが複合析出することにより、二次再結晶焼鈍の高温でも安定して抑制力を発揮できるようになる。S：0.002％以上またはSe：0.003％以上であれば、良好な二次再結晶組織を得ることができる。また、S：0.030％以下、Se：0.030％以下とすることにより、より良好な表面性状を得ることができる。従って、Se：0.003％以上0.030％以下およびS：0.002％以上0.030％以下の範囲内とすることが好ましい。
【００３７】
次に、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
前述した成分組成を有する鋼を常法の精錬プロセスで溶製した後、従来公知の造塊−分塊圧延法または連続鋳造法でスラブ（鋼素材）を製造してもよいし、あるいは、直接鋳造法で１００ｍｍ以下の厚さの薄鋳片（鋼素材）を製造してもよい。
【００３８】
［加熱および熱間圧延］
上記鋼素材は常法に従い、1350℃程度まで加熱し、熱間圧延に供する。熱間圧延の条件は従来通りでよい。たとえば、圧下率は70％〜90％程度とし、熱延後の板厚は、1.5mm〜3.5mmとする。圧延終了温度は800℃以上が望ましい。熱延後の巻き取り温度は300℃〜800℃程度が望ましい。
また、薄鋳片の場合には、熱間圧延してもよいし熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めてもよい。
【００３９】
［熱延板焼鈍］
熱間圧延して得た熱延板は、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。この熱延板焼鈍の焼鈍温度は、良好な磁気特性を得るためには、800〜1150℃の範囲とするのが好ましい。800℃未満では、熱間圧延で形成されたバンド組織が残留し、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなり、二次再結晶の発達が阻害される。一方、1150℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化し過ぎて、やはり整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなるからである。
【００４０】
［冷間圧延］
加熱後あるいは熱間圧延後あるいは熱延板焼鈍後の熱延板または薄鋳片は、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延をして最終板厚の冷延板とする。上記中間焼鈍の焼鈍温度は、900〜1200℃の範囲とするのが好ましい。900℃未満では、中間焼鈍後の再結晶粒が細かくなり、さらに一次再結晶組織におけるGoss核が減少して製品板の磁気特定が低下する傾向がある。一方、1200℃を超えると、熱延板焼鈍のときと同様、結晶粒が粗大化し過ぎて整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなる。中間焼鈍時間は、5〜180秒程度とすることが好ましい。なお、上記冷間圧延の工程は、温間圧延を含むものとする。
また、以下の工程で述べる熱延板は、薄鋳片を含むものとする。
【００４１】
最終板厚とする冷間圧延（最終冷間圧延）は、冷間圧延時の鋼板温度を100〜300℃に上昇させて行うことや、冷間圧延の途中で100〜300℃の温度で時効処理を１回または複数回施すことが、一次再結晶集合組織を改善し、磁気特性を向上させるのに有効である。
【００４２】
［一次再結晶焼鈍］
最終板厚とした冷延板に、一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施す。焼鈍温度は700〜900℃、焼鈍時間は30〜300秒の範囲とする。700℃未満、もしくは30秒未満では、脱炭が不十分となったり一次再結晶粒径が小さくなりすぎるため磁気特性が劣化する。一方、900℃超え、もしくは300秒超えでは、一次再結晶粒径が大きくなりすぎて、やはり磁気特性が劣化する。
【００４３】
［焼鈍分離剤の塗布］
上記一次再結晶焼鈍後の鋼板に、焼鈍分離剤を塗布する。焼鈍分離剤の主剤として、50％以上のMgOを含み、Sn化合物をSn換算で分離剤全体に対して2％以上10％以下、Si化合物をSi換算で分離剤全体に対して0.10％以上0.30％以下含有させる。
【００４４】
Sn化合物は、仕上焼鈍中にSnを鋼中侵入させ、平坦化焼鈍時の鋼板の伸びを抑えるために用いる。そのためには、Sn換算で2％未満では効果が少なく、一方、10％を超えると二次再結晶組織が変化して磁気特性が劣化する。そのため、2％以上10％以下の範囲とする。また、Si化合物は、Sn化合物と複合して用いることにより張力の更なる改善、磁気特性の劣化防止の効果をもたらす。Si換算で0.10％未満では所望の効果が得られず、一方、0.30％を超えると被膜が薄くなりすぎて密着性が劣化する。そのため、0.10％以上0.30％以下の範囲とする。SnとSiをともに分離剤添加物として投入してもよいし、MgOの不純物として含有させてもよい。
Sn化合物としては、酸化物、硫酸塩、ホウ酸塩、水酸化物、シュウ酸塩等が挙げられ、いずれも適用可能である。また、Si化合物としては、酸化物やMg、Ca、Sr、Alなどの各種ケイ酸塩が挙げられ、いずれも適用可能である。
【００４５】
さらに、Sn化合物は、粒子径1.5μm以上の粒子を30％以上含有することにより被膜張力の改善効果が高まる。これは、粗粒化することにより、仕上焼鈍中のSnの分解速度をより高温側にシフトさせ、それにより鋼板間の層間雰囲気圧力を高温側に引き上げて窒化に対する影響を抑えるためである。
【００４６】
なお、焼鈍分離剤には、上記以外にも、従来公知の種々の添加物を用いることができる。例えばMn、Mo、Fe、Cu、Ca、Sr、Ba、Zn、Ni、Al、K、Li、Ti、Na、Sbの酸化物、水酸化物、硫酸塩、炭酸塩、硝酸塩、ホウ酸塩、塩化物、硫化物等である。これらは１種のみであってもよく、または複数混合であってもよい。
【００４７】
［仕上焼鈍］
焼鈍分離剤塗布後、鋼板をコイル状に巻き取った状態で仕上焼鈍を施し、Goss方位に高度に集積させた二次再結晶組織を発達させるとともに、フォルステライト被膜を形成させる。
仕上焼鈍の温度は、二次再結晶を発現のためには800℃以上で行うことが好ましく、また、二次再結晶を完了させるためには1100℃以下まで行うことが好ましい。その後フォルステライト被膜を形成させるために、引き続き1200℃程度の温度まで昇温するのが好ましい。
【００４８】
［コーティング液の塗布］
仕上焼鈍後の鋼板コイルには、その後、鋼板表面に付着した未反応の焼鈍分離剤を除去するための水洗やブラッシング、酸洗等を行う。そして、コーティング液を塗布する。
コーティング液としては、従来使用されているものを適用することができる。例えば、リン酸マグネシウム−シリカ系コーティング、リン酸アルミニウム−シリカ系コーティング、リン酸カルシウム−シリカ系コーティングなどがよく用いられる。また、吸湿性や耐熱性の改善のために、これらにクロム酸塩やチタン酸塩、その他の添加物を加えることも可能である。
【００４９】
［平坦化焼鈍］
その後、平坦化焼鈍を行う。このときの焼鈍温度は800℃以上900℃以下の範囲とし、その際の炉内張力を6.9MPa以上とする。温度が800℃未満と低すぎたり、あるいは炉内張力が6.9MPa未満では、形状矯正能力が不十分のため歩留まりが低下する。一方、900℃を超える温度で平坦化焼鈍を行うと、鋼板がクリープ変形して鉄損が劣化する。そのため、焼鈍温度は800℃以上900℃以下の範囲内とする。形状をさらに改善するため、好ましくは、炉内張力は12.0MPa以上とする。
【００５０】
［磁区細分化処理］
なお、鉄損をより低減するためには、平坦化焼鈍後に、磁区細分化処理を施すことも可能である。処理方法としては、一般的に実施されているような、最終製品板に溝を形成したり、レーザー照射や電子ビーム照射により、線状または点状に熱歪や衝撃歪を導入する方法、最終板厚に冷間圧延した鋼板等、中間工程の鋼板表面にエッチング加工を施して溝を形成したりする方法等を用いることができる。
その他の製造条件は、方向性電磁鋼板の一般的な製造方法に従えばよい。
【実施例】
【００５１】
（実施例１）
C：0.070％、Si：3.43％、Mn：0.08％、Se：0.020％、Al：0.020％、N：0.007％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを連続鋳造法で製造し、1350℃の温度に加熱した後、熱間圧延して、板厚2.4mmの熱延板とし、1000℃×50秒の熱延板焼鈍を施した後、一次冷間圧延により1.8mmの中間板厚とし、1100℃×20秒の中間焼鈍を施した後、二次冷間圧延して最終板厚が0.23mmの冷延板に仕上げて脱炭焼鈍した。脱炭焼鈍は50vol％H2-50vol％N2、露点55℃の湿潤雰囲気下で840℃×100秒保持して行った。
【００５２】
次いで、焼鈍分離剤として、MgOを主剤に、0.10％のSiと、TiO２をTi換算で2％と、粒径の異なる種々のSn化合物をSn換算で3％とを含有させた粉体をスラリー状にして鋼板表面に塗布、乾燥した。さらに1200℃×10時間の純化処理を伴う仕上焼鈍を施した。仕上焼鈍の雰囲気は、純化処理する1200℃保定時はH2、昇温時および降温時はN2とした。
【００５３】
その後、未反応分離剤を除去して、コーティング液を塗布し、平坦化焼鈍を850℃×20s、炉内張力13.7MPaで行い、最終製品とした。このときの被膜張力および鉄損を表1に示す。表1から、焼鈍分離剤が所定量のSiとSnを含むことにより、良好な鉄損、張力が得られた。さらに、1.5μm以上の粒子径のものを30％以上含むSn化合物を用いると、張力の改善効果がより高くなっていることがわかる。
【００５４】
【表１】
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【００５５】
（実施例２）
C：0.065％、Si：3.40％、Mn：0.07％、Se：0.020％、Al：0.020％、N：0.008％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを連続鋳造法で製造し、1400℃の温度に加熱した後、熱間圧延して、板厚2.4mmの熱延板とし、1000℃×50秒の熱延板焼鈍を施した後、一次冷間圧延により1.5mmの中間板厚とし、1100℃×20秒の中間焼鈍を施した後、二次冷間圧延して最終板厚が0.20mmの冷延板に仕上げて脱炭焼鈍した。脱炭焼鈍は50vol％H2-50vol％N2、露点55℃の湿潤雰囲気下で840℃×100秒保持して行った。
【００５６】
次いで、焼鈍分離剤としてMgOを主剤に、TiO2をTi換算で2％とSi換算で0.10％のSi3N4、粒子径1.5μm以上の含有率が50％の一酸化スズをSn換算で3％と0％含有させた粉体をスラリー状にして鋼板表面に塗布、乾燥した。さらに1200℃×10時間の純化処理を伴う仕上焼鈍を施した。仕上焼鈍の雰囲気は、純化処理する１200℃保定時はH2、昇温時および降温時はN2とした。その後、未反応分離剤を除去して、コーティング液を塗布し、平坦化焼鈍を850℃×20s、炉内張力：5.9MPaと12.7MPaで行い、最終製品とした。
【００５７】
このときの被膜張力と鉄損、およびコイルの形状不良発生率を表2に示す。表2から、焼鈍分離剤が所定量のSiとSnを含むことにより、良好な鉄損、張力が得られることがわかる。これらは、炉内張力を高めても劣化していない。一方で、Snを添加していない条件では、炉内張力を高めると著しい被膜張力の劣化と鉄損の低下が認められる。また、炉内張力が低い場合には、形状不良発生率が著しく増加していた。このことから、耳伸びや耳歪などの形状不良が平坦化焼鈍で矯正されていないことがわかる。Sn化合物を添加して、かつ炉内張力を増大させた条件では、被膜張力、鉄損、形状不良率が両立して良好な結果が得られている。
【００５８】
【表２】
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【００５９】
（実施例３）
表3に記載の成分組成を有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを連続鋳造法で製造し、1350℃の温度に加熱した後、熱間圧延して、板厚2.4mmの熱延板とし、1000℃×50秒の熱延板焼鈍を施した後、一次冷間圧延により1.8mmの中間板厚とし、1100℃×20秒の中間焼鈍を施した後、二次冷間圧延して最終板厚が0.27mmの冷延板に仕上げて脱炭焼鈍した。脱炭焼鈍は50vol％H2-50vol％N2、露点55℃の湿潤雰囲気下で840℃×100秒保持して行った。
【００６０】
次いで、焼鈍分離剤として不純物のSi濃度が0.05％のMgOを主剤にTiO2をTi換算で2％と粒子径1.5μm以上の含有率が30％のSnO2をSn換算で6％とSiO2を焼鈍分離剤におけるトータルのSi量が0.05〜0.20％となるよう各種変更して含有させた粉体をスラリー状にして鋼板表面に塗布、乾燥した。さらに1200℃×10時間の純化処理を伴う仕上焼鈍を施した。仕上焼鈍の雰囲気は、純化処理する1200℃保定時はH2、昇温時および降温時はN2とした。その後、未反応分離剤を除去して、コーティング液を塗布し、平坦化焼鈍を820℃×15秒、炉内張力10MPaで行い、最終製品とした。このときの被膜張力および鉄損を表3に示す。表3から、本発明を適用することで良好な鉄損および被膜張力が得られていることがわかる。
【００６１】
【表３】
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【図１】
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【図２】
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