(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
地鉄の表面にフォルステライト被膜を有する方向性電磁鋼板であって、
前記地鉄と前記フォルステライト被膜との境界に、前記地鉄におけるCr濃度の0.70〜0.90倍のCr濃度のCr欠乏層を有し、
前記地鉄がCr：0.01質量％以上0.25質量％以下を含有する方向性電磁鋼板。
【請求項２】
前記地鉄がCr：0.02質量％以上0.20質量％以下を含有する、請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
【請求項３】
Cr：0.01質量％以上0.25質量％以下を含有する方向性電磁鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とし、
該熱延鋼板に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、
該冷延鋼板に脱炭焼鈍を施し、
該脱炭焼鈍後の冷延鋼板にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、該冷延鋼板をコイル状にして仕上げ焼鈍を施し、その後、張力コーティングを施す、方向性電磁鋼板の製造方法であって、
前記仕上げ焼鈍後であって前記張力コーティングを焼き付けるまでの間に、300〜600℃の温度域で鋼板を通板する過程の少なくとも一部で雰囲気酸化性を制御して、地鉄とフォルステライト被膜との境界に、前記地鉄におけるCr濃度の0.70〜0.90倍のCr濃度のCr欠乏層を形成する方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記仕上げ焼鈍と前記Cr欠乏層の形成処理との間において、前記仕上げ焼鈍後の鋼板に残る巻き癖と反対方向の曲げを付与する、箇所が少なくとも１箇所以上存在するパスラインに、前記仕上げ焼鈍後の鋼板を通し、前記Cr欠乏層を形成させる際の雰囲気酸化性を、酸素分圧PO2：0.01atm〜0.25atmに制御する請求項３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記曲げは曲率半径が750mm以下である請求項４に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記方向性電磁鋼スラブがCr：0.02質量％以上0.20質量％以下を含有する請求項３、４または５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、方向性電磁鋼板およびその製造方法に関し、特に、巻き変圧器の鉄心材料に好適な方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
変圧器に組み立てた状態での方向性電磁鋼板の鉄損（変圧器鉄損）は、製品板のままの状態での方向性電磁鋼板の鉄損（製品板鉄損）に対して必ず大きくなる。この鉄損の増加割合はビルディングファクターと呼ばれている。この鉄損の増加は、変圧器の組み立て工程で導入される加工歪みや、製品板鉄損評価時には発生しない回転磁束の発生などに起因している。【０００３】
加工歪みを除去するために、巻き変圧器の製造工程には、歪取り焼鈍工程がある。この歪取り焼鈍工程における焼鈍温度は、歪み除去の観点から、より高温であることが好ましい。焼鈍雰囲気としては、鋼板と反応して酸化物、炭化物、窒化物等を形成しないようなArやH2雰囲気が好適である。しかしながら、ArやH2を使用すると高コストとなるので、多くの場合はN2ガスやCOやCO2を含有するDXガスが使用される。N2やDXガスを使用した場合、焼鈍温度が高すぎると、窒化や酸化、浸炭が発生し、磁気特性を劣化させるので、焼鈍温度に実質的な上限が生じ、場合によっては目的としている加工歪みの除去が十分に行われず、製品板の良好な特性を最大限活用できないといった問題があった。【０００４】
方向性電磁鋼板には、特許文献１に記載されているように、コロイド状シリカと燐酸塩、クロム酸を主体とする張力コーティングを形成させるのが一般的である。このような張力コーティングは、特許文献２に記載されているように、雰囲気ガスに対する保護性が高く、ガスの浸透を抑制するので、歪取り焼鈍時の窒化・酸化・浸炭の防止にある程度寄与する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開昭48-39338号公報
【特許文献２】特開2003-301271号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、窒化・酸化・浸炭を抑制する程度が不十分であり、更なる窒化・酸化・浸炭の抑制が求められているのが現状である。
本発明は上記の事情に鑑みてなされたものであり、巻き変圧器の製造工程で行われる歪取り焼鈍において、歪みが完全に除去される温度域においても窒化・酸化・浸炭が抑制され、従来よりもさらに良好な変圧器鉄損特性を有する方向性電磁鋼板およびその製造方法について提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
一般的な方向性電磁鋼板にはフォルステライト被膜が形成されており、この被膜も歪取り焼鈍時の窒化・酸化・浸炭抑制に効果があると考えられていた。しかしながら、このフォルステライト被膜の表面をSEM観察すると、たくさんのクラックが入っており、このクラックより窒化性・酸化性・浸炭性ガスが鋼板表面に到達し、窒化・酸化・浸炭反応が起こっていることが判明した。このフォルステライト被膜のクラックは、平坦化焼鈍時の形状矯正のために付与する張力や、二次再結晶焼鈍冷却時のコイル内温度不均一によって発生するコイル内応力によって発生すると考えられる。このような原因により発生するクラックは、現在の方向性電磁鋼板の製造方法では皆無にすることが困難である。【０００８】
そこで、フォルステライト被膜のクラックを利用して、酸化源をフォルステライト被膜と地鉄との界面に供給し、界面に新たに緻密なCr系酸化膜を形成させて、この酸化膜によって、窒化・酸化・浸炭を抑制することが可能か、を検討した。その結果、最終仕上げ焼鈍を実施し、未反応分離剤を除去した後かつ張力コーティングが鋼板に成膜されるまでに、適切な酸化処理を施してフォルステライト被膜と地鉄との界面に酸化膜を形成させることにより、他の特性を劣化させることなく、歪取り焼鈍時の酸化・窒化・浸炭を抑制し得ることを見出した。【０００９】
すなわち、以下に示す実験結果から知見するに至った、歪取り焼鈍時の酸化・窒化・浸炭が発生しにくい方向性電磁鋼板およびその製造方法の要旨は下記の通りである。
記
1)フォルステライト被膜と地鉄との境界にCr欠乏層が存在し、その欠乏層のCr濃度と地鉄のCr濃度との関係が以下の式を満足すること。
0.70≦（Cr欠乏層のCr濃度）/（地鉄のCr濃度）≦0.90
2)地鉄中に質量％でCr:0.02％以上0.20％以下を含有させること。
3)他の特性を劣化させることなくCr欠乏層を得るために、仕上げ焼鈍後、未反応分離剤を除去した後かつ張力コーティングが成膜されるまでの間に、温度および雰囲気酸化性を適正に組み合わせて連続通板処理を行うこと。
4)特に、前記連続通板処理は、製造条件による適正雰囲気酸化性の変動を抑制するために、仕上げ焼鈍とCr欠乏層形成処理の間に、コイル状に焼鈍した際に発生する巻き癖（以下、コイルセットとも言う）における巻きの内と外とが反対となる向きの曲げを付与する箇所が少なくとも１か所以上存在するパスラインにて行うこと。【００１０】
次に、本発明を導くに至った経緯について詳細に説明する。まず、歪取り焼鈍中の窒化・酸化・浸炭を抑制するために、フォルステライト被膜と地鉄との間に緻密な酸化膜を形成することが有効と考えた。今回、この緻密な酸化膜をフォルステライト被膜形成後に形成することを検討した。【００１１】
＜実験１＞
質量％で、Ｃ：0.075％、Si：3.45％、Mn：0.020％、Ｐ： 0.01％、Ｓ：0.004％、Al：0.026％、Se：0.022％、Ｎ：0.0070％およびCr：0.10％を含み、残部Feおよび不可避的不純物の組成を有する鋼スラブを1400℃にて加熱した後に、熱間圧延により板厚2.3mmの熱延板に仕上げ、1100℃で80秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により板厚0.20mmとし、酸化雰囲気：PH2O／PH2＝0.35にて850℃で2分間の脱炭焼鈍を実施した。その後、鋼板表面に焼鈍分離剤としてMgOをスラリー塗布し、二次再結晶と純化を目的とした仕上げ焼鈍を1250℃×30時間、H2雰囲気の条件で実施した。【００１２】
次に、フォルステライト被膜と地鉄との界面に酸化膜を形成させるために、未反応分離剤を除去し、大気中で200℃から700℃の連続焼鈍を実施した。この連続焼鈍時には0.5〜3.0kgf/mm2（4.9〜29.4MPa）の張力（ライン張力）を付与して通板した。0.5kgf/mm2（4.9MPa）未満での通板も試みたが、形状矯正能力が低く通板できなかった。最後に、50％のコロイダルシリカとリン酸マグネシウムからなる絶縁コートを塗布し、製品板とした。その後、この製品板を用いて巻コアを作製し、Ｎ2雰囲気、865℃×３時間で歪取り焼鈍を行った。ここで、巻コア鉄損Ｗ17/50(1.7T、50Hz)と製品板鉄損Ｗ17/50との比率、窒化量、耐コーティング剥離性、通板性、および製品板特性を評価した。【００１３】
すなわち、歪み取り焼鈍前後の地鉄中の窒素量をJIS G 1228-1997の「鉄及び鋼−窒素定量方法」に規定されている吸光光度法にて測定し、歪み取り焼鈍前後の差を窒化量とした。
製品板と巻コアの鉄損比率は、巻コアの鉄損を製品板の鉄損で割った値とした。なお、製品板の鉄損は、製品板からエプスタイン試験片を採取し、JIS Ｃ2550に準拠して測定し、巻コアの鉄損は、作製されたコアに一次コイルおよび二次コイルを巻き付けて無負荷変圧器を形成し、この無負荷変圧器の交流磁気特性を、JIS Ｃ2550に準拠したエプスタイン試験と同じ方法で測定した。【００１４】
耐コーティング剥離性は、棒に鋼板を巻き付け、コーティング剥離の有無を確認、徐々に棒の径を小さくしていき、剥離した直前の径を耐コーティング剥離性の評価パラメータとした。値が小さい方が良好な耐コーティング剥離性を示し、棒の径は５mmピッチで変更していった。
通板性は、蛇行量で評価し、10mm以下を○、10mm超30mm未満を△、30mm以上を×とした。
製品板特性は、鉄損比率と耐コーティング剥離性の二つを用いて評価した。まず、鉄損比率と耐コーティング剥離性のそれぞれについて、後述のように○、△、×の判定を行い、両パラメータの判定のうち悪い方の判定を製品板特性の判定とした。【００１５】
以上の評価結果を表１に示す。耐コーティング剥離性は30mmφ以下を○、30mmφ超50mmφ未満を△、50mmφ以上を×と判定し、鉄損比率は1.05以下を○、1.05超1.10未満を△、1.10以上を×と評価した。連続焼鈍条件（温度・張力）によって、製品板特性の変動が認められた。たとえば、No.6、8、10、11、13は、鉄損特性および耐コーティング剥離性ともに非常に良好である。一方、No.１、２、３、４、５および７は、耐コーティング剥離性は良好であるが、鉄損特性が悪くなる傾向が認められる。No.９、12、14、15、16、17、18は鉄損特性は良好であるが、耐コーティング剥離性が劣化する傾向が認められた。【００１６】
【表１】
0006508437.tif 000002
【００１７】
次に、フォルステライト被膜と地鉄との界面に酸化膜が存在するかどうかを調査するために、グロー放電分光分析(GDS)装置により、上記サンプルの表面分析を実施した。窒化量および鉄損比率と相関のあるGDSパラメータを探索したところ、図１〜３に示すように、地鉄のCr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率と、それぞれ窒化量、鉄損比率および耐コーティング剥離性との間に相関が認められた。すなわち、図１および２に示すように、Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率が0.9超になると、窒化量が増大し、それに応じて鉄損比率も増加している。一方、耐コーティング剥離性については、図３に示すように、Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率が0.7未満の場合、剥離径が増大する傾向が認められた。【００１８】
なお、Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率は以下のように定義する。
図４にGDSのCr強度プロファイルの一例を示す。この図では、プロファイル強度が一定値Ｂを示している領域（地鉄内部）とCr強度が一定値Ｂに対して低い領域（Cr欠乏層）が存在することが分かる。ここでは、地鉄内部のCr強度Ｂに対する、Cr欠乏層における最も低いCr強度Ａの比率を、Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率とした。今回、地鉄表層のCr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率と窒化量、鉄損比率、耐コーティング剥離性に相関が認められた理由としては次のように考えている。【００１９】
図４に示されるように、Crは二次再結晶焼鈍時のフォルステライト形成時に酸化反応を示し、フォルステライト中に酸化物として存在している。そのため、地鉄からフォルステライト被膜に変化するにつれて強度は上昇する。フォルステライト被膜を形成する二次再結晶焼鈍は、バッチ焼鈍で行われると、焼鈍時間は数十時間あるため、Crの地鉄内部からの拡散は十分可能であり、Cr欠乏層は生じないと考えられる。一方、今回のように連続で短時間焼鈍を行った場合、拡散時間が短いためCr欠乏層が発生すると推定される。よって、Cr欠乏層は、フォルステライト被膜と地鉄との界面の緻密なCr系酸化層が新たに生成したかどうかを判定できる指標であると考えている。【００２０】
以上より、Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率が0.9以下で、窒化量が抑制され、鉄損比率増加が抑制されたのは、連続焼鈍処理によって新たにフォルステライト被膜と地鉄との界面に緻密なCr系酸化膜が生成された結果と推定される。一方、Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率が0.7未満において剥離径が増大した理由として、酸化被膜が厚くなりすぎて地鉄と酸化被膜との界面の密着性が低下し、剥離に至ったのではないかと考えている。【００２１】
また、ライン張力によって鉄損比率の値が変化したのは、フォルステライト被膜のクラックの導入割合が異なるために地鉄との界面に到達した雰囲気ガスが変化したためと考えられ、焼鈍温度によって鉄損比率の値が変化したのは、温度によって酸化反応（速度や生成物）が変化するためと考えている。【００２２】
焼鈍温度については300℃未満および600℃超においては、良好な条件が存在しなかった。これは、低温側では酸化しにくく、高温側では酸化しやすいため、焼鈍温度以外の条件を調整しても、Cr欠乏層を所望の範囲に制御できなかったためと考えられる。このため、フォルステライト被膜と地鉄との界面に緻密な酸化膜を生成する処理温度は、300〜600℃とする。【００２３】
図１〜４に示した結果から、フォルステライト被膜と地鉄との界面に生成される新たな酸化膜には適正条件が存在することがわかる。具体的には、Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率を0.7以上0.9以下にする必要がある。【００２４】
以上のことから、（１）Cr酸化物の利用が非常に効果的であること、（２）Cr欠乏層の生成にライン張力が影響を与えること、（３）焼鈍温度も重要な制御因子であることが判明した。これら以外に、酸化反応に影響を与える因子として考えられる、Cr量、Si量およびフォルステライト被膜の形成状態を支配する脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性がもたらす影響について、さらに調査した。【００２５】
＜実験２＞
質量％で、Ｃ：0.075％、Si：2.85〜3.45％、Mn：0.020％、Ｐ： 0.01％、Ｓ：0.004％、Al：0.026％、Se：0.022％、Ｎ：0.0075％およびCr：0.01〜0.10％を含み、残部Feおよび不可避的不純物の組成を有する鋼スラブを1450℃にて加熱した後に、熱間圧延により板厚2.6mmの熱延板に仕上げ、1100℃で80秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により板厚0.25mmとし、酸化雰囲気：PH2O／PH2＝0.25〜0.45にて850℃で２分間の脱炭焼鈍を実施した。【００２６】
次いで、鋼板表面に焼鈍分離剤としてMgOをスラリー塗布し、二次再結晶と純化を目的とした仕上げ焼鈍を1200℃×15時間、H2雰囲気の条件で実施した。未反応分離剤を除去した後に平担化焼鈍も兼ねた張力コーティング焼き付け処理を施した。この張力コーティング焼き付け処理の昇温過程、つまり、コーティング液を塗布した後の乾燥、焼き付け工程における昇温温度である400〜550℃の温度域では、H2−N2雰囲気とし、露点を制御することで酸素分圧を0.1atmとした。この400〜550℃の温度域を通板するときのライン張力は0.7kgf/mm2（6.9MPa）であった。【００２７】
その後、上記のように作製した製品板を用いて巻コアを作製し、N2雰囲気、850℃×10時間で歪取り焼鈍を行った。ここでは、巻コア鉄損Ｗ17/50(1.7T、50Hz)と製品板鉄損Ｗ17/50との比率、Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率、窒化量、耐コーティング剥離性そして通板性を評価した。その結果を表２に示す。なお、耐コーティング剥離性、鉄損比率、製品板特性および通板性の評価は、実験１と同様に行った。【００２８】
表２のNo.１〜４をみると、酸化処理条件が同じ場合でもSi量が異なるとCr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率が変動することがわかる。Si量の増加によりCr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率が高くなるのは、酸素がSiとの反応にも使用されるため、Crとの反応が抑制されるためと考えている。次に、同表のNo.５〜８をみると、Cr量によってもCr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率は変化している。Cr添加量が多いほど、Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率が低くなっており、Cr濃度の低いCr欠乏層が生成しやすくなっている。最後に、同表のNo.９〜12では、脱炭焼鈍時の酸化性雰囲気が異なればCr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率が変化するという、結果が得られている。
ここでは、酸化源をフォルステライト被膜と地鉄との界面に供給し、界面に新たに緻密な酸化膜を形成させることによる窒化・酸化・浸炭抑制を達成するため、緻密な不動態被膜を形成し、大幅に耐食性を向上させると考えられるCrに着目した。【００２９】
脱炭焼鈍時の酸化性雰囲気は、フォルステライト被膜の形成に影響を与える因子であり、酸化性雰囲気が低いほど被膜厚が薄く、質の低いものとなる傾向がある。このため、雰囲気酸化性によって、フォルステライト被膜の質が変化し、ライン張力などによって発生するフォルステライト被膜のクラック発生頻度が変化し、Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率に違いが発生したと考えている。【００３０】
以上の結果より、フォルステライト形成に影響を与える因子や、酸化反応に影響を与える因子は、Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率に影響を与えることが明らかになった。よって、他の特性に影響を与えることなく、フォルステライト被膜と地鉄との界面への緻密な酸化膜（Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率が0.7以上0.9以下）を形成する焼鈍条件は、特定の好適範囲が存在するのではなく、その都度製造条件（影響因子の組み合わせ）に合わせて調整する必要があることが明らかになった。【００３１】
【表２】
0006508437.tif 000003
【００３２】
次に、緻密な酸化膜を形成する際の、酸化性雰囲気の影響を調査した。
＜実験３＞
質量％で、Ｃ：0.02％、Si：3.0％、Mn：0.050％、Ｐ： 0.07％、Ｓ：0.002％、Al：0.007％、Se：0.001％、Ｎ：0.0050％およびCr：0.06％を含み、残部Feおよび不可避的不純物の組成を有する鋼スラブを1200℃にて加熱した後に、熱間圧延により板厚2.6mmの熱延板に仕上げ、1050℃で80秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により板厚0.23mmとし、酸化雰囲気：PH2O／PH2＝0.40にて850℃で２分間の脱炭焼鈍を実施した。その後、鋼板表面に焼鈍分離剤としてMgOをスラリー塗布し、二次再結晶と純化を目的とした仕上げ焼鈍を1180℃×75時間、H2雰囲気の条件で実施した。【００３３】
次いで、未反応分離剤を除去し、平担化焼鈍も兼ねた張力コーティング焼き付け処理を施した。この張力コーティング焼き付け処理の昇温過程、つまり、コーティング液を塗布した後の乾燥、焼き付け工程における昇温温度として、（１）350℃以下、（２）350℃超450℃以下、（３）450℃超600℃以下、（４）600℃超800℃以下の温度域において、DXガス雰囲気(CO2, CO, H2, H2O、残りN2)の各成分ガスの分圧を制御することにより酸素分圧を0.005〜0.4の範囲で変化させた。上記の各温度域を通板するときのライン張力は0.7  kgf/mm2（ 6.9MPa）であった。【００３４】
その後、上記のように作製した製品板を用いて巻コアを作製し、DXガス雰囲気(CO2：15％、CO：３％、H2：0.5％、残りN2、露点30℃)で860℃×５時間の歪取り焼鈍を行った。ここでは、巻コア鉄損Ｗ17/50(1.7T、50Hz)と製品板鉄損Ｗ17/50との比率、Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率、窒化量、浸炭量、耐コーティング剥離性、通板性、および製品板特性を評価した。歪み取り焼鈍前後の地鉄中の炭素量をJIS G 1211-2011の「鉄及び鋼−炭素定量方法」に規定されている赤外線吸収法にて測定し、歪み取り焼鈍前後の差を浸炭量とした。なお、耐コーティング剥離性、鉄損比率、製品板特性および通板性の評価は、実験１と同様に行った。【００３５】
その結果を表３に示す。同表に示すように、緻密な酸化膜処理条件である温度および雰囲気酸化性によって、適正なCr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率が変動すること、個々の製造条件に合わせて、雰囲気酸化性を調整すればCr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率を適正条件に制御可能であることがわかる。また、600℃超の条件では、Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率を制御できなかった。これは、600℃超では絶縁コーティングの成膜がほぼ完了してしまうため、酸素が地鉄とフォルステライト被膜との界面に到達できなかったためと考えられる。【００３６】
【表３】
0006508437.tif 000004
【００３７】
仕上げ焼鈍を実施し、未反応分離剤を除去した後、張力コーティングを塗布するまでに、フォルステライト被膜と地鉄との界面に新たな緻密な酸化層を形成する処理を行うことにより、多くの巻コア製造工程で行われる歪取り焼鈍時に、その焼鈍雰囲気からの窒化・浸炭・酸化を抑制することができる。ここで形成される酸化膜の状態を制御することにより、他の特性を劣化させることなく、巻コアの鉄損特性の劣化抑制が可能となる。【００３８】
以上の結果から、個々の製造条件に合わせて雰囲気酸化性を調整すればCr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率を適正範囲に制御可能であることがわかった。ところで、製造条件には不可避的なばらつきも存在することから、雰囲気酸化性を調整するに当たり、雰囲気酸化性の製造条件依存性を低減することは、方向性電磁鋼板を安定して製造する上で非常に有意義である。これまでの調査より、地鉄とフォルステライト被膜との界面に緻密な酸化層を形成させるには、鋼板表面より十分な酸素を界面に届けることが重要であると考えられる。すなわち、酸素の供給量が少ない場合、低温ではCrとの反応が十分に進まず、期待通りの膜が形成されない。一方で、酸素の供給量が多い場合は、低温でも反応が進み、期待通りの膜が形成される。【００３９】
そこで、次のステップとして、表面からの酸素の供給量を安定的に確保する方法の検討を行った。酸素はフォルステライト被膜中を通過して界面に到達するため、フォルステライト被膜の緻密度は非常に重要なパラメータである。この緻密度は脱炭焼鈍時の雰囲気酸化性やMgOをスラリー塗布量など製造条件に大きく依存するため、仕上げ焼鈍完了後の状態には大きなばらつきがある。そこで、このばらつきを低減する手段について鋭意検討した。具体的には、仕上げ焼鈍はコイル状で行うため、焼鈍後には巻き癖（コイルセット）が発生する。この巻き癖と反対向きに鋼板を曲げると、鋼板の片面には引張応力が、もう一方の面には圧縮応力が付与される。この引張および圧縮の応力によりフォルステライト被膜に適度なクラックを導入することを試みた。【００４０】
＜実験４＞
質量％で、C:0.075％、Si:2.85〜3.45％、Mn:0.020％、P: 0.01％、S:0.004％、Al:0.026％、Se:0.022％、N:0.0075％、Cr:0.01〜0.10％を含み、残部Feおよび不可避的不純物の組成を有する鋼スラブを1450℃にて加熱した後に、熱間圧延により板厚2.6mmの熱延板に仕上げ、1100℃で80秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により板厚0.25mmとし、酸化雰囲気：PH2O/PH2＝0.25〜0.45にて850℃で２分間の脱炭焼鈍を実施した。【００４１】
次いで、鋼板表面に焼鈍分離剤としてMgOをスラリー塗布し、二次再結晶と純化を目的とした仕上げ焼鈍を1200℃×15時間、H2雰囲気の条件で実施した。なお、仕上げ焼鈍は、鋼板を巻きコイルとして行った。その後、未反応分離剤を除去した後に平担化焼鈍も兼ねた張力コーティング焼き付け処理を施した。この張力コーティング焼き付け処理の昇温過程、つまり、コーティング液を塗布した後の乾燥、焼き付け工程における昇温温度である400〜550℃の温度域では、酸素分圧が0.1atmとなるDXガス雰囲気(CO2, CO, H2, H2O、残りN2)にて通板を行った。この400〜550℃の温度域を通板するときのライン張力は0.7kgf/mm2（6.9MPa）であった。
ここで、通板は、通板パターンを図５に示すように、仕上げ焼鈍後の巻き癖（コイルセット）と反対方向に曲げを付与する箇所が存在するパターンＩと、曲げ箇所が存在しないパターンIIとで通板を張力：  0.7  kgf/mm2（ 6.9 MPa）で行った。具体的には、パターンＩでは、図５に示すように700mmφのローラーを２つ設置し、２つ目のローラーにて巻き癖と反対方向の曲げを付与している。【００４２】
その後、上記のように作製した製品板を用いて巻コアを作製し、N2雰囲気、850℃×10時間で歪取り焼鈍を行った。ここでは、巻コア鉄損Ｗ17/50(1.7T、50Hz)と製品板鉄損Ｗ17/50との比率、Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率、窒化量、耐コーティング剥離性そして通板性を評価した。その結果を表４示す。耐コーティング剥離性、鉄損比率、製品板特性および通板性の評価は実験１と同様に行った。【００４３】
パターンＩで通板した場合、Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率における製造条件依存性がなくなることが確認された。一方、パターンIIで通板した場合は、製造条件依存性が確認された。パターンＩで製造条件依存性がなくなった理由は、酸化被膜形成前に鋼板表面に大きな引張および圧縮応力を付与したことにより、製造条件によって変化するフォルステライト被膜緻密度の差が緩和され、十分な酸素が供給されたためと考えられる。【００４４】
【表４】
0006508437.tif 000005
【００４５】
次に、製造条件による緻密度のバラつきが緩和された状態で、Cr欠乏層比率が本発明の範囲になる酸素分圧を調査した。
＜実験５＞
質量％で、Ｃ：0.02％、Si：3.0％、Mn：0.050％、Ｐ： 0.07％、Ｓ：0.002％、Al：0.007％、Se：0.001％、Ｎ：0.0050％およびCr：0.06％を含み、残部Feおよび不可避的不純物の組成を有する鋼スラブを1200℃にて加熱した後に、熱間圧延により板厚2.6mmの熱延板に仕上げ、1050℃で80秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により板厚0.23mmとし、酸化雰囲気：PH2O／PH2＝0.40にて850℃で２分間の脱炭焼鈍を実施した。その後、鋼板表面に焼鈍分離剤としてMgOをスラリー塗布し、二次再結晶と純化を目的とした仕上げ焼鈍を1180℃×75時間、H2雰囲気の条件で実施した。【００４６】
その後、未反応分離剤を除去し、平担化焼鈍も兼ねた張力コーティング焼き付け処理を施した。この張力コーティング焼き付け処理の昇温過程、つまり、コーティング液を塗布した後の乾燥、焼き付け工程における昇温温度として、（１）350℃以下、（２）450℃以下、（３）600℃以下の全温度域、（４）600〜800℃の温度域において、DXガス雰囲気(CO2, CO, H2, H2O、残りN2)の各分圧を制御することにより、酸素分圧を0.005〜0.45の範囲で変化させて通板を行った。通板パターンは、図５に示すように、仕上げ焼鈍後の巻き癖（コイルセット）と反対方向に曲げを付与する箇所が存在するパターンＩで行った。その際の張力は1.2kgf/mm2（11.8MPa）であった。【００４７】
その後、上記のように作製した製品板を用いて巻コアを作製し、DXガス雰囲気(CO2：15％、CO：３％、H2：0.5％、残りN2、露点30℃)で860℃×５時間の歪取り焼鈍を行った。ここでは、巻コア鉄損Ｗ17/50(1.7T、50Hz)と製品板鉄損Ｗ17/50との比率、Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率、浸炭量、窒化量、耐コーティング剥離性そして通板性を評価した。その結果を表５示す。耐コーティング剥離性、鉄損比率、製品板特性および通板性の評価は実験１と同様に行った。【００４８】
上記した実験１で確認できた300〜600℃の温度域では、酸素分圧が0.01〜0.25atmの条件では、すべて良好な特性を示した。これに対して、酸素分圧が0.01atm未満では、酸素の移動経路は確保されているが、酸素量不足でCr系酸化膜が十分に形成されなかった。一方、酸素分圧が0.25atm超では、酸素の移動経路が十分に確保された上に、酸素量が多いことで、必要以上にCr系酸化膜が形成されたことが製品特性劣化につながったと考えられる。【００４９】
【表５】
0006508437.tif 000006
【００５０】
次に、製品板のコーティング膜の緻密度のばらつきを緩和するための、通板中の曲げ条件について調査した。
＜実験６＞
上記した実験４において、図５に示したパターンIIで通板した際に、Cr欠乏層比率がほぼ１であり、最も酸素供給がされにくいと考えられる条件１７をベースとした。すなわち、質量％で、Ｃ：0.075％、Si：3.55％、Mn：0.020％、Ｐ： 0.01％、Ｓ：0.004％、Al：0.026％、Se：0.022％、Ｎ：0.0075％およびCr：0.01％を含み、残部Feおよび不可避的不純物の組成を有する鋼スラブを、1450℃にて加熱した後、熱間圧延により板厚2.6mmの熱延板に仕上げ、1100℃で80秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により板厚0.25mmとし、酸化雰囲気：PH2O／PH2＝0.30にて850℃で２分間の脱炭焼鈍を施した。その後、コイル状の脱炭焼鈍板より、幅100mm×長さ300mmのサンプルを切り出した。該サンプルを用いて、これ以降の工程はオフラインで処理した。該サンプルにMgOをスラリー塗布し、そのサンプルを平らな状態で積層して、二次再結晶および純化を目的とした仕上げ焼鈍を1200℃×15時間、H2雰囲気の条件で施した。【００５１】
その後、未反応分離剤を除去した後、表６に示すサイズの異なるローラーに１回巻き付けた後、平担化焼鈍も兼ねた張力コーティング焼き付け処理を施した。この張力コーティング焼き付け処理の昇温過程、つまり、コーティング液を塗布した後の乾燥、焼き付け工程における昇温温度である、400〜550℃の温度域では、酸素分圧が0.1atmとなるDXガス雰囲気(CO2, CO, H2, H2O、残りN2)にて通板を行った。この巻き付けおよび張力コーティング焼き付け処理は無張力の状態で実施した。その後、サンプルよりエプスタイン試験片を作製した。この試験片に、N2雰囲気、850℃×10時間で歪取り焼鈍を行った。ここでは、Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率、窒化量および歪取り焼鈍前後の鉄損比率を評価した。【００５２】
その評価結果を、表６に示すように、巻き癖と反対の曲げに相当する種々の曲げを付与することにより、Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率が、本発明の範囲内になり、歪み取り焼鈍による鉄損劣化も小さくなることが分かった。なお、巻きコイル内の曲率半径は、連続的に変化するので、同じローラーでコイルセットと反対方向に巻き付けても、与えられる応力はコイル内で一様ではない（コイル径が大きい方が付与応力は小さくなる）。付与される応力が最も少なくなる究極の条件は、平らな状態からの曲げ付与である。よって、本実験のように平らな状態で被膜を形成させても、曲げによって緻密度のばらつきが緩和されるのであれば、あらゆる条件で緻密度のばらつき緩和が可能になることを意味している。とりわけ、径がΦ1500mm以下のローラーにて曲げを付与することが非常に有益である。もちろん、ばらつきを考慮して、製造条件を調整しても本発明は実現できるが、その手間を考えると曲げを付与しての調整が簡便であり、中でもΦ1500mm以下のローラーを通板時に適用することがより好ましい。
以上の結果から、巻き癖とは反対の向きに曲げを付与することが重要であることが分かる。好ましくは、曲率半径750mm以下の曲げを付与する。なお、曲げの付与は、上記した図５のパターンＩの形態に限らず、例えば、多数のローラー間を通して所定の曲げを複数回行う等、種々の態様が可能である。【００５３】
【表６】
0006508437.tif 000007
【００５４】
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．地鉄の表面にフォルステライト被膜を有する方向性電磁鋼板であって、
前記地鉄と前記フォルステライト被膜との境界に、前記地鉄におけるCr濃度の0.70〜0.90倍のCr濃度のCr欠乏層を有する方向性電磁鋼板。【００５５】
２．前記地鉄がCr：0.02質量％以上0.20質量％以下を含有する、前記１に記載の方向性電磁鋼板。【００５６】
３．方向性電磁鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とし、
該熱延鋼板に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、
該冷延鋼板に脱炭焼鈍を施し、
該脱炭焼鈍後の冷延鋼板にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、該冷延鋼板をコイル状にして仕上げ焼鈍を施し、その後、張力コーティングを施す、方向性電磁鋼板の製造方法であって、
前記仕上げ焼鈍後であって前記張力コーティングを焼き付けるまでの間に、300〜600℃の温度域で鋼板を通板する過程の少なくとも一部で雰囲気酸化性を制御して、地鉄とフォルステライト被膜との境界に、前記地鉄におけるCr濃度の0.70〜0.90倍のCr濃度のCr欠乏層を形成する方向性電磁鋼板の製造方法。【００５７】
４．前記仕上げ焼鈍と前記Cr欠乏層の形成処理との間において、前記仕上げ焼鈍後の鋼板に残る巻き癖と反対方向の曲げを付与する、箇所が少なくとも１箇所以上存在するパスラインに、前記仕上げ焼鈍後の鋼板を通し、前記Cr欠乏層を形成させる際の雰囲気酸化性を、酸素分圧PO2：0.01atm〜0.25atmに制御する前記３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。【００５８】
５．前記曲げは曲率半径が750mm以下である前記４に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。【００５９】
６．前記方向性電磁鋼スラブがCr：0.02質量％以上0.20質量％以下を含有する、前記３、４または５に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００６０】
本発明によれば、従来よりもさらに良好な変圧器鉄損特性を有する方向性電磁鋼板を得ることができる。すなわち、ビルディングファクターの更なる低減が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００６１】
【図１】地鉄表層のCr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率と鉄損比率との関係を示すグラフである。
【図２】地鉄表層のCr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率と窒化量との関係を示すグラフである。
【図３】地鉄表層のCr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率と耐コーティング剥離性との関係を示すグラフである。
【図４】Cr強度プロファイルの一例を示すグラフである。
【図５】仕上げ焼鈍後の通板パターンを示す模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００６２】
方向性電磁鋼板の製造方法について以下に具体的に説明する。
［成分組成］
本発明において、方向性電磁鋼板用スラブの成分組成は、二次再結晶が生じる成分組成であればよい。また、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、ＳおよびSeの好適含有量はそれぞれ、Al：0.010〜0.065質量％、Ｎ：0.0050〜0.0120質量％、Ｓ：0.005〜0.030質量％、Se：0.005〜0.030質量％である。
【００６３】
さらに、本発明は、Al、Ｎ、Ｓ、Seの含有量を制限した、インヒビターを使用しない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、Al：100質量ppm以下、Ｎ：50質量ppm以下、Ｓ：50質量ppm以下、Se：50質量ppm以下に抑制することが好ましい。
【００６４】
本発明の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。
Ｃ：0.08質量％以下
Ｃは、熱延板組織の改善のために添加をするが、0.08質量％を超えると製造工程中に磁気時効の起こらない50質量ppm以下までＣを低減することが困難になるため、0.08質量％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設ける必要はない。すなわち、０％であってもよい。
【００６５】
Si：2.0〜8.0質量％
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質量％に満たないと十分な鉄損低減効果が達成できない。一方、8.0質量％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2.0〜8.0質量％の範囲とすることが好ましい。
【００６６】
Mn：0.005〜1.000質量％
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質量％未満ではその添加効果に乏しく、一方1.000質量％を超えると製品板の磁束密度が低下するため、Mn量は0.005〜1.000質量％の範囲とすることが好ましい。
【００６７】
Cr:0.02〜0.20質量％以下
Crは、フォルステライト被膜と地鉄との界面に緻密な酸化膜形成を促進する元素である。添加しなくても酸化被膜形成は可能であるが、添加することによって好適範囲の拡大などが期待できる。しかしながら、0.20％を超えると酸化被膜が厚くなりすぎて、耐コーティング剥離性の劣化招くので、上記範囲で含有させることが好ましい。
【００６８】
上記の基本成分以外に、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質量％、Sn：0.010〜1.500質量％、Sb：0.005〜1.500質量％、Cu：0.02〜0.20質量％、Ｐ：0.03〜0.50質量％、およびMo:0.005〜0.100質量％のうちから選んだ少なくとも１種
Niは、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。しかしながら、含有量が0.03質量％未満では磁気特性の向上効果が小さく、一方1.50質量％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質量％の範囲とするのが好ましい。
【００６９】
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い。一方、上記した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。
【００７０】
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。
［加熱］
上記成分組成を有するスラブを、常法に従い加熱する。加熱温度は、1150〜1450℃が好ましい。
【００７１】
［熱間圧延］
上記加熱後に、熱間圧延を行う。鋳造後、加熱せずに直ちに熱間圧延を行ってもよい。薄鋳片の場合には、熱間圧延を行うこととしてもよく、あるいは、熱間圧延を省略してもよい。
熱間圧延を実施する場合は、粗圧延最終パスの圧延温度を900℃以上、仕上げ圧延最終パスの圧延温度を700℃以上で実施することが好ましい。
【００７２】
［熱延板焼鈍］
その後、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。このとき、ゴス組織を製品板において高度に発達させるためには、熱延板焼鈍温度として800〜1100℃の範囲が好適である。熱延板焼鈍温度が800℃未満であると、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。
【００７３】
［冷間圧延］
その後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施す。中間焼鈍温度は800℃以上1150℃以下が好適である。また、中間焼鈍時間は、10〜100秒程度とすることが好ましい。
【００７４】
［脱炭焼鈍］
その後、脱炭焼鈍を行う。脱炭焼鈍では、焼鈍温度を750〜900℃とし、酸化性雰囲気PH2O／PH2を0.25〜0.60とし、焼鈍時間を50〜300秒程度とすることが好ましい。
【００７５】
［焼鈍分離剤の塗布］
その後、焼鈍分離剤を塗布する。焼鈍分離剤は、主成分をMgOとし、塗布量を８〜15g/m2程度とすることが好適である。
【００７６】
［仕上げ焼鈍］
その後、二次再結晶およびフォルステライト被膜の形成を目的として仕上げ焼鈍を施す。焼鈍温度は1100℃以上とし、焼鈍時間は30分以上とすることが好ましい。この仕上げ焼鈍後に、鋼板に残る巻き癖（コイルセット）と反対方向の曲げを付与する箇所が少なくとも１箇所以上存在するパスラインに鋼板を通すことが、さらに好ましい。
【００７７】
［追加酸化処理］
その後、未反応分離剤を除去した後絶縁コーティングを塗布するまでに、追加酸化処理を行う連続焼鈍を行う。あるいは、絶縁コーティングを塗布した後に、追加酸化処理を兼ねた焼き付け処理を行う。これらのいずれかの処理により、フォルステライト被膜と地鉄との界面に追加酸化膜を形成させる。
具体的には、追加酸化処理では、300〜600℃の温度域で連続焼鈍または絶縁コーティングの焼き付け処理を行う過程の少なくとも一部で雰囲気酸化性を制御して、地鉄とフォルステライト被膜との境界に、前記地鉄におけるCr濃度の0.70〜0.90倍のCr濃度のCr欠乏層を形成する。ここで、Cr欠乏層を形成させる際の雰囲気酸化性は、酸素分圧PO2：0.01atm〜0.25atmに制御することが、さらに好ましい。
【００７８】
［平坦化処理および絶縁コーティング］
上記絶縁コーティング塗布・焼き付け処理にて平坦化処理も同時に行い、形状を矯正することも可能である。平坦化焼鈍は、焼鈍温度を750〜950℃とし、焼鈍時間10〜200秒程度で実施するのが好適である。
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。ここでの絶縁コーティングとは、鉄損低減のために、鋼板に張力を付与するコーティング（張力コーティング）を意味する。張力コーティングとしては、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。
【００７９】
このようにして得られた鋼板に、更なる鉄損低減を目的としてレーザー、プラズマ、電子ビーム等を照射して、磁区を細分化することも可能である。また、最終冷間圧延後の鋼板に印刷等によりエッチングレジストを付着させたのち、非付着域に電解エッチング等の処理により線状溝を形成することも可能である。
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】
【００８０】
（実施例１）
表７に示す成分を含有し、残部は実質的にFeの組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1420℃に加熱後、熱間圧延により板厚：1.8mmの熱延板としたのち、1000℃で100秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により中間板厚：0.45mmとし、酸化度PH2O／PH2＝0.40、温度：1000℃、時間：70秒の条件で中間焼鈍を実施した。その後、塩酸酸洗により表面のサブスケールを除去したのち、再度、冷間圧延を実施して、板厚：0.23mmの冷延板とした。【００８１】
ついで、均熱温度830℃で300秒保持する脱炭焼鈍を施し、その後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶・フォルステライト被膜形成および純化を目的とした最終仕上げ焼鈍を1200℃、30時間の条件で実施した。そして、反応分離剤を除去した後にフォルステライト被膜と地鉄との界面に緻密な酸化膜を形成する連続焼鈍を施した。連続焼鈍時の到達温度や雰囲気、ライン張力は表７に示す。最後に、60％のコロイダルシリカとリン酸アルミニウムからなる絶縁コートを塗布、800℃にて焼付けた。このコーティング塗布処理は、平坦化焼鈍も兼ねている。その後、その製品を用いて巻コアを作製し、N2雰囲気、860℃×10時間で歪取り焼鈍を行った。【００８２】
【表７】
0006508437.tif 000008
【００８３】
上記した実験１と同様の各種測定を行った結果について表８に示す。表８のNo.１〜12をみると、同じ製品板、同じ製造条件で製品を作ってもフォルステライト被膜と地鉄との界面での緻密な酸化膜形成処理の条件が変われば、Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率（酸化膜の形成状態）が変化し、酸化膜形成量が少なすぎる（Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率が高すぎる）場合は、歪取り焼鈍時の窒化が抑制されておらず、また酸化膜形成量が多すぎる（Cr欠乏層の地鉄に対するCr濃度比率が低すぎる）場合は、酸化膜の膜厚増加にともない地鉄密着性が低下し、耐コーティング剥離性の劣化を招いていることが分かる。本結果から酸化膜形成温度および処理雰囲気（酸素分圧）という２種類のパラメータを組み合わせて制御することが重要であることが分かる。【００８４】
一方、No.13〜24についてはコイル状に焼鈍した際に発生する巻き癖（コイルセット）と反対方向の曲げをΦ1000mmのローラーにて付与する箇所が1つ以上存在するパスライン（図５のパターンＩ）を通板した際の結果を示している。No.１〜12においては、本発明の範囲酸化膜形成温度および処理酸素分圧という２種類のパラメータを組み合わせて制御する必要があったが、No.13〜24では、到達温度が異なっても、適正酸素分圧は同一（No.16,17,18,19,20,21の比較）で、酸素分圧のみの制御にて良い結果が得られている。【００８５】
No.25〜30については製造条件を変更した製品の評価結果を示している。酸化膜形成条件が同じであっても、その他の製造条件が異なれば、Cr欠乏割合が変動している。ここでは、脱炭焼鈍時の酸化性雰囲気やMgO塗布量といった正常条件と酸化膜形成時の酸素分圧という複数のパラメータを組み合わせて制御する必要があることを示している。一方、No.31〜36についてはコイル状に焼鈍した際に発生する巻き癖（コイルセット）と反対方向の曲げをΦ500mmのローラーにて付与する箇所が1つ以上存在するパスラインを通板した際の結果を示している。ここでは、その他の製造条件依存性は認められず、酸化膜形成条件が本発明を満足すれば良好な特性が得られることが分かる。 【００８６】
【表８】
0006508437.tif 000009
【００８７】
（実施例２）
表９に示す成分を含有し、残部は実質的にFeの組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1400℃に加熱後、熱間圧延により板厚：2.6mmの熱延板としたのち、950℃で10秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により中間板厚：0.80mmとし、酸化度PH2O/PH2=0.35、温度：1070℃、時間：200秒の条件で中間焼鈍を実施した。その後、塩酸による酸洗により表面のサブスケールを除去したのち、再度、冷間圧延を実施して、板厚：0.20mmの冷延板とした。【００８８】
ついで、均熱温度860℃で30秒保持する脱炭焼鈍を施し、その後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶・フォルステライト被膜形成および純化を目的とした最終仕上げ焼鈍を1150℃、10時間の条件で実施した。そして、未反応分離剤を除去した後に、50％のコロイダルシリカとリン酸アルミニウムからなるコーティング液を塗布し平担化焼鈍も兼ねた張力コーティング焼き付け処理（焼き付け温度850℃）を施した。この張力コーティング焼き付け処理の昇温過程のある温度域をDXガス雰囲気(CO2:15％、CO：3％、H2：0.5％、残りN2、露点30℃)に制御することで酸化膜形成処理を行った。酸化膜形成処理条件やその他の製造条件については表９に示す。最後に、50％のコロイダルシリカとリン酸アルミニウムからなるコーティング液を塗布、800℃にて焼付けた。このコーティング塗布処理は、平坦化焼鈍も兼ねている。その後、その製品板を用いて巻コアを作製し、DXガス雰囲気(CO2:15％、CO：3％、H2：0.5％、残りN2、露点30℃)、860℃×10時間で歪取り焼鈍を行った。【００８９】
【表９】
0006508437.tif 000010
【００９０】
上記した実験１と同様の各種測定を行った結果について表10に示す。表９のNo.１〜16をみると、同じ製造条件でも鋼組成が異なる場合、Cr欠乏層の割合が変動しており、本発明の範囲内にCr欠乏層の割合を制御には、特定の好適範囲が存在するのではなく、その都度製造条件（影響因子の組み合わせ）に合わせて調整する必要があることが分かる。条件は異なっても、本発明の範囲にCr欠乏層の割合を制御できているものは良好な製品特性を有している。【００９１】
一方、No.16〜32についてはコイル状に焼鈍した際に発生する巻き癖（コイルセット）と反対方向の曲げを付与する箇所が１つ以上存在するパスラインを通板した際の結果を示している。酸素分圧が0.01〜0.25atmの範囲内の場合には、鋼組成にかかわらず、好適なCr欠乏層の割合になっており（No.21〜28）、良好な製品特性が得られていることが分かる。【００９２】
【表１０】
0006508437.tif 000011
【図１】
0006508437.tif 000012
【図２】
0006508437.tif 000013
【図３】
0006508437.tif 000014
【図４】
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【図５】
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