(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｓｉ：０．８％〜７％、Ｃ：０．０８５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１０％〜０．０６５％、Ｎ：０．００７５％以下、Ｍｎ：０．０２％〜０．２０％、Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６×Ｓｅ：０．００３％〜０．０５％を含有し、残部はＦｅおよび不純物元素である珪素鋼素材を、下記式で表される温度Ｔ１（℃）、Ｔ２（℃）、およびＴ３（℃）のいずれの温度以上、１３５０℃以下の温度で加熱した後に熱間圧延し、熱間圧延鋼板を得る工程と、
前記熱間圧延鋼板を熱延板焼鈍して焼鈍鋼板を得る工程と、
前記焼鈍鋼板を一回の冷間圧延または焼鈍を介して複数の冷間圧延を施して冷間圧延鋼板を得る工程と、
前記冷間圧延鋼板を脱炭焼鈍して一次再結晶が生じた脱炭焼鈍鋼板を得る工程と、
前記脱炭焼鈍鋼板に焼鈍分離剤を塗布して、仕上げ焼鈍を施し二次再結晶を生じさせる工程と、
前記脱炭焼鈍の開始から仕上げ焼鈍における二次再結晶開始までの間に鋼板の窒素量を増加させる窒化処理を行う工程と、を有し、
前記熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る工程は、仕上げ圧延を９９０℃以下の温度域で９０％以上の累積圧延率、及び７００℃以下の温度域で巻きとり、
前記焼鈍鋼板を得る工程では、前記熱間圧延鋼板の焼鈍を、１０００℃〜１１５０℃の範囲内の温度にまで加熱して再結晶させた後、それより低い８５０℃〜１１００℃の温度で焼鈍する二段階の工程で行い、焼鈍後の粒組織におけるラメラ間隔を２０μｍ以上に調整する、方向性電磁鋼板の製造方法。
Ｔ１＝１００６２／（２．７２−ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］））−２７３
Ｔ２＝１４８５５／（６．８２−ｌｏｇ（［Ｍｎ］×［Ｓ］））−２７３
Ｔ３＝１０７３３／（４．０８−ｌｏｇ（［Ｍｎ］×［Ｓｅ］））−２７３
ここで、［Ａｌ］、［Ｎ］、［Ｍｎ］、［Ｓ］、［Ｓｅ］は、それぞれ酸可溶性Ａｌ、Ｎ、Ｍｎ、Ｓ、Ｓeの含有量である。
【請求項２】
前記珪素鋼素材が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１％〜０．３０％含有し、下記のＴ４（℃）以上の温度で加熱した後に熱間圧延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。
Ｔ４＝４３０９１／（２５．０９−ｌｏｇ（［Ｃｕ］×［Ｃｕ］×［Ｓ］））−２７３
ここで、［Ｃｕ］は、Ｃｕの含有量である。
【請求項３】
前記熱間圧延鋼板を得る工程では、仕上げ圧延終了温度を９６０℃以下とする請求項１または請求項２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記脱炭焼鈍鋼板を得る工程では、その昇温過程において、鋼板温度が５５０℃から７２０℃にある間を４０℃／秒以上の加熱速度で加熱する請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記加熱を誘導加熱装置によって行う請求項４に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記珪素鋼素材が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．３％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｓｎ：０．３％以下、Ｓｂ：０．３％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｔｉ≦０．０１５％、Ｂｉ：０．０１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜請求項５のいずれか１項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、軟磁性材料として変圧器等の電気機器の鉄心として用いられる等する、方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
方向性電磁鋼板は、電気機器の鉄心として用いられることからもわかるように、優れた磁気特性が要求され、その中でも励磁特性と鉄損特性が重要である。励磁特性を表す指標としては磁場の強さ８００Ａ／ｍにおける磁束密度：Ｂ８が用いられる。また、鉄損特性としては周波数５０Ｈｚで１．７Ｔまで磁化したときの鋼板１ｋｇあたりの鉄損が用いられることが多い。
ここで磁束密度：Ｂ８の値は鉄損特性の最大の支配因子であり、このＢ８が高いほど鉄損特性は良好になる。そして特許文献１〜１０には、当該Ｂ８を高めるための技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】国際公開２０１１−１４８８４９号
【特許文献２】特開２０１１−２４６７５０号公報
【特許文献３】特開２０１１−２１９７９３号公報
【特許文献４】特開平０２−２７４８１１号公報
【特許文献５】特開平０４−１５４９１５号公報
【特許文献６】特開平１０−１２１２１３号公報
【特許文献７】特開平０９−２５６０５１号公報
【特許文献８】特開２００２−０６０８４２号公報
【特許文献９】特開２００８−００１９８３号公報
【特許文献１０】特開２００８−００１９８１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
特許文献１〜３には、熱間圧延工程において、仕上げ熱間圧延の終了温度を９５０℃以下で行う技術が開示されている。しかしながら、これらの技術は、熱間圧延工程後の熱間圧延鋼板の焼鈍を１段階のみで行う。熱間圧延鋼板の焼鈍を１段階のみで行う方法の場合、ラメラ間隔を２０μｍ以上に増加させることは困難であり、集合組織｛１１１｝／｛４１１｝の比を３．０以下に調整して磁束密度を効果的に向上させる製造方法として十分ではなかった。
【０００５】
また、特許文献４、５には、熱間圧延鋼板の焼鈍を、２段階で行うことが開示されている。特許文献４、５に開示された方法において、熱間圧延鋼板に焼鈍を２段階で施した後の焼鈍鋼板は、微細な結晶粒で占められた金属組織となること、及び、この焼鈍鋼板に冷間圧延と脱炭焼鈍を施すことによって｛１１１｝＜１１２＞が増加することが記載されている。しかし、この技術は、ラメラ間隔を２０μｍ以上に増加させる技術とは、相反する技術であり、磁束密度を効果的に向上させる製造方法として十分ではなかった。
これらの技術は熱間圧延工程において再結晶を促進して結晶粒を微細化させる技術を開示したものである。熱間圧延板の微細結晶粒組織はその後も継承され、冷間圧延前の結晶粒界から核発生する｛１１１｝＜１１２＞が増加したものと考えられる。
【０００６】
さらに、特許文献６には、熱間圧延工程後の熱間圧延鋼板の焼鈍を８００℃〜９５０℃で、１段階で行うことが開示されている。そして熱間圧延鋼板の焼鈍を１段階のみで行う方法は、ラメラ間隔を２０μｍ以上に増加させることは困難である。また、珪素鋼素材に含有するＡｌ量が少ない。そのため、磁束密度を効果的に向上させる製造方法として十分ではなかった。これは特許文献６に記載の技術は高磁束密度化を狙ったものではなく、低磁場の鉄損特性を改善するために製品の結晶粒の微細化制御を行ったものである。
【０００７】
上記のとおり、特許文献１〜６に開示された技術では、磁束密度を効果的に向上させることは十分にできなかった。
【０００８】
本発明者らは、磁束密度の高い電磁鋼板を得るために研究を進めた結果、一次再結晶組織中の｛４１１｝方位粒が｛１１０｝＜００１＞二次再結晶粒の優先成長に影響を及ぼすことを見出した。例えば、本発明者らは、脱炭焼鈍後の一次再結晶集合組織｛１１１｝／｛４１１｝の比を３．０以下に調整し、その後、窒化処理を行うことにより、磁束密度の高い方向性電磁鋼板が工業的に安定的に製造できることを示した。そして、その際の一次再結晶後の粒組織を制御する方法として、例えば、脱炭焼鈍工程の昇温過程における昇温速度を１２℃／秒以上に制御する方法があることを示した（特許文献７参照）。
【０００９】
また、本発明者らは、次の方法を提案した（特許文献８参照）。その方法は、脱炭焼鈍工程の昇温過程において、鋼板温度が６００℃以下の温度域から７５０℃〜９００℃の範囲内の温度域まで、４０℃／秒以上の昇温速度で加熱する。それにより、脱炭焼鈍後の粒組織において、Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛４１１｝の比率を３以下に制御する。また、脱炭焼鈍後の鋼板の酸化層の酸素量を２．３ｇ／ｍ２以下に調整して、その後の仕上げ焼鈍工程において、二次再結晶を安定化させる、という方法である。ここで、Ｉ｛１１１｝及びＩ｛４１１｝は、それぞれ｛１１１｝及び｛４１１｝面が板面に平行である粒の割合であり、Ｘ線回折測定により板厚１／１０層において測定された回折強度値を表している。
【００１０】
さらに、本発明者らは、次の方法を提案した（特許文献９、特許文献１０参照）。その方法は、熱間圧延鋼板の焼鈍を、１０００℃〜１１５０℃の温度域まで加熱して再結晶させた後、それより低い８５０℃〜１１００℃の温度域で焼鈍する、２段階の焼鈍工程とすることにより、焼鈍後の粒組織においてラメラ間隔を２０μｍ以上に制御すること。そして、最終板厚の鋼板を脱炭焼鈍する際の昇温過程において、鋼板温度が５５０℃から７２０℃にある間を４０℃／秒以上の昇温速度で加熱する、という方法である。
【００１１】
しかしながら、本発明者らが既に提案した特許文献７〜１０による方法においても、磁束密度を、さらに効果的に向上させることが望まれていた。
【００１２】
本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであり、従来の技術に対してさらに磁束密度を向上させることができる方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者らは、一次再結晶集合組織｛１１１｝／｛４１１｝の量比をさらに低下することができれば、二次再結晶組織｛１１０｝＜００１＞をさらに尖鋭化させることができ、磁束密度を効果的に高めることが可能になると考えた。
そして本発明らは、上記事情に鑑み、更に研究を進めた結果、｛４１１｝／｛１１１｝集合組織を増加させるために、熱間圧延後の結晶方位を制御する方法を検討した。その結果、本発明者らは、熱間圧延工程の仕上げ熱間圧延の条件を最適化してＣｕｂｅ系を含むαファイバー（＜０１１＞（圧延方向に平行））：以下Ｃｕｂｅ系方位と称する）を強化すると、脱炭焼鈍工程後の一次再結晶集合組織｛１１１｝／｛４１１｝の比が減少するという知見を得た。その機構は必ずしも明確でないが、本願発明者らは次のように考えている。熱間圧延板でＣｕｂｅ系方位を強化すると、その影響は焼鈍をしても継承され冷間圧延工程前においてもＣｕｂｅ系方位が増加する。｛４１１｝方位は冷間圧延前のＣｕｂｅ系方位の粒内から再結晶するので一次再結晶後の｛４１１｝方位を増加させ、集合組織｛１１１｝／｛４１１｝の比を低下させることができる。そして、本発明者らは、集合組織｛１１１｝／｛４１１｝の比を低下させることにより、方向性電磁鋼板の磁束密度を効果的に向上させることを見出し、本発明を完成させるに至った。
【００１４】
すなわち、本発明は、質量％で、Ｓｉ：０．８％〜７％、Ｃ：０．０８５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１０％〜０．０６５％、Ｎ：０．００７５％以下、Ｍｎ：０．０２％〜０．２０％、Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６×Ｓｅ：０．００３％〜０．０５％を含有する珪素鋼素材を、下記式で表される温度Ｔ１（℃）、Ｔ２（℃）、およびＴ３（℃）のいずれの温度以上、１３５０℃以下の温度で加熱した後に熱間圧延し、熱間圧延鋼板を得る工程と、熱間圧延鋼板を熱延板焼鈍して焼鈍鋼板を得る工程と、焼鈍鋼板を一回の冷間圧延または焼鈍を介して複数の冷間圧延を施して冷間圧延鋼板を得る工程と、冷間圧延鋼板を脱炭焼鈍して一次再結晶が生じた脱炭焼鈍鋼板を得る工程と、脱炭焼鈍鋼板に焼鈍分離剤を塗布して、仕上げ焼鈍を施し二次再結晶を生じさせる工程と、脱炭焼鈍の開始から仕上げ焼鈍における二次再結晶開始までの間に鋼板の窒素量を増加させる窒化処理を行う工程と、を有し、熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る工程は、仕上げ圧延を９９０℃以下の温度域で９０％以上の累積圧延率、及び７００℃以下の温度域で巻きとることによって熱延板の中心層の｛１００｝集合組織を調整し、焼鈍鋼板を得る工程では、熱間圧延鋼板の焼鈍を、１０００℃〜１１５０℃の範囲内の温度にまで加熱して再結晶させた後、それより低い８５０℃〜１１００℃の温度で焼鈍する二段階の工程で行い、焼鈍後の粒組織におけるラメラ間隔を２０μｍ以上に調整する、方向性電磁鋼板の製造方法である。
Ｔ１＝１００６２／（２．７２−ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］））−２７３
Ｔ２＝１４８５５／（６．８２−ｌｏｇ（［Ｍｎ］×［Ｓ］））−２７３
Ｔ３＝１０７３３／（４．０８−ｌｏｇ（［Ｍｎ］×［Ｓｅ］））−２７３
ここで、［Ａｌ］、［Ｎ］、［Ｍｎ］、［Ｓ］、［Ｓｅ］は、それぞれ酸可溶性Ａｌ、Ｎ、Ｍｎ、Ｓ、Ｓeの含有量である。
【００１５】
本発明では、珪素鋼素材が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１％〜０．３０％含有し、下記のＴ４（℃）以上の温度で加熱した後に熱間圧延してもよい。
Ｔ４＝４３０９１／（２５．０９−ｌｏｇ（［Ｃｕ］×［Ｃｕ］×［Ｓ］））−２７３
ここで、［Ｃｕ］は、Ｃｕの含有量である。
【００１６】
また、本発明の熱間圧延鋼板を得る工程では、仕上げ圧延終了温度を９６０℃以下としてもよい。
【００１７】
また、本発明の脱炭焼鈍鋼板を得る工程では、その昇温過程において、鋼板温度が５５０℃から７２０℃にある間を４０℃／秒以上の加熱速度で加熱してもよい。当該加熱は誘導加熱装置によって行うこともできる。
【００１８】
また、本発明では珪素鋼素材が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．３％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｓｎ：０．３％以下、Ｓｂ：０．３％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｔｉ≦０．０１５％、Ｂｉ：０．０１％以下の１種または２種以上を含有してもよい。
【００１９】
さらに、本発明では熱間圧延工程において、熱間圧延鋼板の中心層の｛１００｝集合組織をＩ｛１００｝≧１０に調整することができる。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、従来に比べて高い磁束密度を得ることができる方向性電磁鋼板を製造することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】熱間圧延の仕上げ圧延開始温度と磁束密度との関係を示すグラフである。
【図２】熱間圧延の仕上げ圧延累積圧延率と磁束密度との関係を示すグラフである。
【図３】熱間圧延後の巻き取り温度と磁束密度との関係を示すグラフである。
【図４】熱間圧延の圧延終了温度と磁束密度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】
【００２２】
本発明で言及する方向性電磁鋼板として必要な特性は、高い磁束密度であり、高い磁束密度：Ｂ８である。これにより変圧器等の電気機器の鉄心として用いられる等する際に、高い磁力特性を得ることができる。以下本発明の態様について説明する。
【００２３】
主要成分が質量％で、Ｓｉ：０．８％〜７．０％、Ｃ：０．０８５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１０％〜０．０６５％、Ｎ：０．００７５％以下、Ｍｎ：０．０２％〜０．２０％、Ｓｅｑ．＝Ｓ＋０．４０６×Ｓｅ：０．００３％〜０．０５％を含む珪素鋼素材を、下記式で表される温度Ｔ１、Ｔ２、およびＴ３（℃）のいずれも満たす温度以上、１３５０℃以下の温度で加熱した後に熱間圧延し、熱間圧延鋼板を得る工程と、熱間圧延鋼板を熱延板焼鈍して焼鈍鋼板を得る工程と、焼鈍鋼板を一回の冷間圧延または焼鈍を介して複数の冷間圧延を施して冷間圧延鋼板を得る工程と、冷間圧延鋼板を脱炭焼鈍して一次再結晶が生じた脱炭焼鈍鋼板を得る工程と、脱炭焼鈍鋼板に焼鈍分離剤を塗布して、仕上げ焼鈍を施し二次再結晶を生じさせる工程を有し、脱炭焼鈍の開始から仕上げ焼鈍における二次再結晶開始までの間に鋼板の窒素量を増加させる窒化処理を行う工程を有している。
【００２４】
Ｔ１＝１００６２／（２．７２−ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］））−２７３
Ｔ２＝１４８５５／（６．８２−ｌｏｇ（［Ｍｎ］×［Ｓ］））−２７３
Ｔ３＝１０７３３／（４．０８−ｌｏｇ（［Ｍｎ］×［Ｓｅ］））−２７３
ここで、［Ａｌ］、［Ｎ］、［Ｍｎ］、［Ｓ］、［Ｓｅ］は、それぞれ酸可溶性Ａｌ、Ｎ、Ｍｎ、Ｓ、Ｓｅの含有量である。
【００２５】
また、珪素鋼素材が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１％〜０．３０％の範囲で、含有されてもよく、この際には、
Ｔ４＝４３０９１／（２５．０９−ｌｏｇ（［Ｃｕ］×［Ｃｕ］×［Ｓ］））−２７３
を満たす。ここで、［Ｃｕ］は、Ｃｕの含有量である。
【００２６】
熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る工程は、上記した条件を満たすように加熱したスラブに対して、仕上げ圧延を９９０℃以下の温度域で９０％以上の累積圧延率、７００℃以下の温度で巻きとることによって熱延板の中心層の｛１００｝集合組織を調整させる（Ｉ｛１００｝≧１０）。
【００２７】
図１には熱間圧延のうち仕上げ圧延開始温度ＴＫ（℃）と磁束密度Ｂ８（Ｔ）との関係を表した。この図、及びこの図の根拠となる具体的なデータによれば、熱間仕上げ圧延開始温度を９９０℃以下とすることにより、再結晶が抑制され、磁束密度Ｂ８の高い状態を確保することができる。
【００２８】
図２には熱間圧延のうち仕上げ圧延における累積圧延率Ｒ（％）と磁束密度Ｂ８（Ｔ）との関係を表した。この図、及びこの図の根拠となる具体的なデータによれば、熱間仕上げ圧延の累積圧延率を９０％以上とすることで磁束密度Ｂ８（Ｔ）を向上させることができる。好ましくは９２．５％以上である。
これにより、｛１００｝を増加させ、再結晶を抑制する。
ここで仕上げ圧延における最終パスの圧延率は２５％以上であることが好ましく、より好ましくは３０％以上である。
【００２９】
図３には熱間圧延を終えて冷却した後に鋼板を巻き取る際の温度ＴＭ（℃）と磁束密度Ｂ８（Ｔ）との関係を表した。この図、及びこの図の根拠となる具体的なデータによれば、当該巻き取り温度を７００℃以下とすることで磁束密度Ｂ８（Ｔ）を向上させることができる。好ましくは６００℃以下である。
巻き取り温度は４００℃以上であることが好ましい。巻き取り温度が４００℃より低いと巻き取りがし難くなる虞がある。
また、熱間圧延後に巻き取り温度にまで冷却する際には、できるだけ早く冷却を開始することが好ましい。好ましくは熱間仕上げ圧延の最終パス終了後の２秒以内、より好ましくは１秒以内である。
【００３０】
図４には熱間仕上げ圧延終了直後の温度ＴＥ（℃）と磁束密度Ｂ８（Ｔ）との関係を表した。この図、及びこの図の根拠となる具体的なデータによれば、熱間仕上げ圧延終了直後の温度を９６０℃以下とすることが好ましい。さらに好ましくは９２０℃以下、最も好ましくは８９０℃以下である。これにより磁束密度Ｂ８が高い状態を得ることができる。
【００３１】
このように、熱間圧延を行うことにより、冷間圧延前のαファイバー（Ｃｕｂｅ系）組織の粒内からの再結晶をさせることができる。
【００３２】
なお、当該熱間圧延工程は、粗圧延を複数回行い、仕上げ圧延を連続で４パス以上１０パス以内で行われることが好ましい。
【００３３】
熱間圧延鋼板を熱延板焼鈍して焼鈍鋼板を得る工程では、５℃／秒以上の加熱速度で、１０００℃〜１１５０℃の範囲内の温度にまで加熱して再結晶させた後、それより低い８５０℃〜１１００℃の温度で２０秒以上焼鈍する二段階の工程で行う。その後５℃／秒程度の冷却速度で冷却し、焼鈍後の粒組織におけるラメラ間隔を２０μｍ以上に調整する。これにより安定して高い磁束密度Ｂ８とすることができる。
【００３４】
ここで、ラメラ間隔とは、ラメラ組織（変態相または結晶粒界によって分断された圧延面に平行な層状組織）と称される、圧延面に平行な層状組織の平均間隔を表す。本発明者らは、研究の結果、熱間圧延工程において、仕上げ圧延開始温度、仕上げ圧延累積圧延率、及び、巻き取り温度、の各々の条件を最適化することで、磁束密度が効果的に向上することを見出した。その理由は定かではないが、例えば、次のように推測される。
【００３５】
仕上げ圧延開始温度が９９０℃以下の範囲、及び、巻き取り温度が７００℃以下の範囲では、再結晶ノーズ温度以下の範囲で仕上げ圧延工程が行われる。そのため、仕上げ圧延中の再結晶化が抑制されることで、集合組織のランダム化が抑制され、圧延によって形成された加工集合組織が保存される。
また、仕上げ圧延累積圧延率が９０％以上の高圧延率域では、圧延によって形成されるＣｕｂｅ系方位を高度に発達させることができる。
従って、熱間圧延工程の条件を最適化することで、仕上げ圧延中の再結晶化が抑制されることにより、集合組織のランダム化が抑制され、さらに、累積圧延率をたかめることにより、圧延による加工集合組織であるＣｕｂｅ系方位が強化される。それによって、熱間圧延鋼板の中心層Ｉ｛１００｝の集合組織が調整された（例えば、Ｉ｛１００｝が１０以上（Ｉ｛１００｝≧１０））熱間圧延鋼板が得られる。
その後、得られた熱間圧延鋼板を、二段階の焼鈍工程を施す。焼鈍工程における一段目の焼鈍によって、再結晶させて粒内の転移を除去して粒内／粒界の差異を明確にする。続く、二段目の焼鈍によって、ラメラ間隔を増大させる。この焼鈍を行っても熱間圧延で行ったＣｕｂｅ系方位が強化は継承される。冷間圧延前の焼鈍板が、Ｃｕｂｅ系方位の強化したラメラ間隔の広い結晶組織となるので、Ｃｕｂｅ系方位粒内（ラメラ間隔内）から核発生する｛４１１｝粒は増加し、粒界およびラメラ近傍から核発生する｛１１１｝粒は減少する。その結果、脱炭焼鈍後の一次再結晶集合組織は、それにより、｛１１１｝／｛４１１｝比が減少する。これにより、尖鋭な｛１１０｝＜００１＞方位が二次再結晶により発達して製品の磁束密度が効果的に向上すると推測される。
【００３６】
以下により具体的に各項目の態様について説明する
【００３７】
始めに本発明の製造方法に用いる珪素鋼素材について説明する。
本発明の珪素鋼素材は、質量％で、０．８％≦Ｓｉ≦７．０％、Ｃ≦０．０８５％、０．０１０％≦酸可溶性Ａｌ≦０．０６５％、Ｎ≦０．０７５％、０．０２％≦Ｍｎ≦０．２％、０．００３％≦Ｓ＋０．４０６×Ｓｅ≦０．０５％を含有し、残部としてＦｅおよび不純物元素からなる。
また、本発明の珪素鋼素材は、必要に応じて、質量％で、Ｃｒ≦０．３０％、Ｐ≦０．５０％、Ｓｎ≦０．３％、Ｓｂ≦０．３％、Ｎｉ≦１％、Ｍｏ≦０．１％、Ｔｉ≦０．０１５％、及びＢｉ≦０．０１％からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。
以下、珪素鋼素材の成分の限定理由について説明する。
【００３８】
（Ｓｉ）
Ｓｉは、電気抵抗を高めて鉄損を低下させる。しかし、Ｓｉ含有量が７．０質量％を超えていると、冷間圧延が極めて困難となり、冷間圧延時に割れが生じやすくなる。このため、Ｓｉ含有量は７．０質量％以下とし、好ましくは４．５質量％以下であり、より好ましくは４．０質量％以下である。また、Ｓｉ含有量が０．８質量％未満であると、仕上げ焼鈍時に変態が生じ、方向性電磁鋼板の結晶方位が損なわれてしまう。このため、Ｓｉ含有量は０．８質量％以上とし、好ましくは２．０質量％以上であり、より好ましくは２．５質量％以上である。
【００３９】
（Ｃ）
Ｃは、一次再結晶組織の制御に有効な元素であるが、磁気特性に悪影響を及ぼす。このため、仕上げ焼鈍前に脱炭焼鈍を行う。Ｃの含有量が０．０８５質量％より多いと、脱炭焼鈍時間が長くなり、工業生産における生産性が損なわれてしまう。これらのことから、Ｃの含有量は、０．０７０質量％以下であることが好ましい。下限値としては、特に限定されないが、０．０２０質量％以上であることがよく、０．０５０質量％以上であることが好ましい。
【００４０】
（酸可溶性Ａｌ）
酸可溶性Ａｌは、Ｎと結合して（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎとして析出し、インヒビターとして機能する。酸可溶性Ａｌの含有量が０．０１０質量％〜０．０６５質量％の範囲内にある場合に二次再結晶が安定する。このため、酸可溶性Ａｌの含有量は０．０１０質量％〜０．０６５質量％とする。また、酸可溶性Ａｌの含有量は０．０２０質量％以上であることが好ましく、０．０２５質量％以上であることが更に好ましい。また、酸可溶性Ａｌの含有量は０．０４０質量％以下であることが好ましく、０．０３０質量％以下であることが更に好ましい。
【００４１】
（Ｎ）
Ｎは、Ａｌと結合してインヒビターとして機能する。Ｎ含有量が０．００７５質量％を超えていると、冷間圧延時に鋼板中にブリスターとよばれる空孔が生じる。このため、Ｎ含有量は０．００７５質量％以下とする。
【００４２】
（Ｍｎ、Ｓ及びＳｅ）
Ｍｎ、Ｓ及びＳｅは、ＭｎＳ及びＭｎＳｅを生成し、複合析出物がインヒビターとして機能する。Ｍｎ含有量が０．０２質量％〜０．２０質量％の範囲内にある場合に、二次再結晶が安定する。このため、Ｍｎ含有量は、０．０２質量％〜０．２０質量％とする。また、Ｍｎ含有量は、０．０８質量％以上であることが好ましく、０．０９質量％以上であることが更に好ましい。また、Ｍｎ含有量は０．５０質量％以下であることが好ましい。
Ｓ及びＳｅの含有量は、Ｓ＋０．４０６×Ｓｅで求められるＳｅｑが、０．００３質量％〜０．０５質量％の範囲内にある場合に、二次再結晶が安定する。このため、Ｓｅｑの含有量は０．００３質量％〜０．０５質量％とする。なお、Ｓ又はＳｅのいずれかのみが珪素鋼素材に含有されていてもよく、Ｓ及びＳｅの双方が含有されていてもよい。
【００４３】
また、珪素鋼素材には質量％で、０．０１％≦Ｃｕ≦０．３０％が含まれても良い。
【００４４】
（その他）
その他、珪素鋼素材は、上記成分に加えて、必要に応じて、質量％で、Ｃｒ≦０．３０％、Ｐ≦０．５０％、Ｓｎ≦０．３０％、Ｓｂ≦０．３０％、Ｎｉ≦１.０％、Ｍｏ≦０．１０％、Ｔｉ≦０．０１５％、及びＢｉ≦０．０１％からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。
【００４５】
Ｃｒは、脱炭焼鈍時に形成される酸化層を改善し、グラス被膜の形成に有効である。しかし、Ｃｒ含有量が０．３０質量％を超えていると、脱炭が著しく阻害されやすい。このため、Ｃｒ含有量は０．３０質量％以下（０．００質量％を含む）とすることがよい。
【００４６】
Ｐは、比抵抗を高めて鉄損を低減させやすい。しかし、Ｐ含有量が０．５０質量％を超えていると、圧延性に問題が生じやすくなる。このため、Ｐ含有量は０．５０質量％以下（０．００質量％を含む）とすることがよい。
【００４７】
Ｓｎ及びＳｂは、粒界偏析元素である。本発明で用いられる珪素鋼素材は、Ａｌを含有しているため、仕上げ焼鈍の条件によっては、焼鈍分離剤から放出される水分により、Ａｌが酸化される場合がある。この場合、方向性電磁鋼板内の部位によって、インヒビター強度にばらつきが生じ、磁気特性もばらつくことがある。しかし、粒界偏析元素が含有されている場合には、Ａｌの酸化を抑制することができる。つまり、Ｓｎ及びＳｂは、Ａｌの酸化を抑制して、磁気特性のばらつきを抑制する。但し、Ｓｎ及びＳｂの含有量が総量で０．３０質量％を超えていると、脱炭焼鈍時に酸化層が形成されにくくなり、グラス被膜の形成が不十分となりやすい。また、脱炭が著しく阻害されやすい。このため、Ｓｎ及びＳｂの含有量は総量で０．３０質量％以下（０．００質量％を含む）とすることがよい。
【００４８】
Ｎｉは、比抵抗を高めて鉄損を低減させやすい。また、Ｎｉは、熱間圧延鋼板の金属組織を制御して磁気特性を向上させやすい。しかし、Ｎｉ含有量が１．０質量％を超えていると、二次再結晶が不安定になりやすい。このため、Ｎｉ含有量は１．０質量％以下（０．０質量％を含む）とすることがよい。
【００４９】
Ｍｏは、熱間圧延時の表面性状を改善する。しかし、Ｍｏ含有量が０．１０質量％を超えるとこの効果が飽和しやすい。このため、Ｍｏ含有量は０．１０質量％以下（０．００質量％を含む）とすることがよい。
【００５０】
Ｔｉは、窒化物等の析出物を形成してインヒビターとしての機能を強化しやすくなる。しかし、Ｔｉ含有量が０．０１５質量％を超えていると、磁束密度が低下することがある。このため、Ｔｉ含有量は０．０１５質量％以下（０．０００質量％を含む）とすることがよい。
【００５１】
Ｂｉは、硫化物等の析出物を安定化してインヒビターとしての機能を強化しやすくなる。しかし、Ｂｉ含有量が０．０１０質量％を超えていると、グラス被膜の形成に悪影響が及ぼすことがある。このため、Ｂｉ含有量は０．０１０質量％以下（０．０００質量％を含む）とすることがよい。
【００５２】
（残部）
残部はＦｅおよび不純物元素である。不純物元素とは、原材料に含まれる成分、または、製造の過程で混入する成分であって、意図的に鋼板に含有させたものではない成分を指す。
【００５３】
次に、本発明の製造方法について説明する。以下、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法における各工程について説明する。本発明は、次の各工程を有して構成されている。
【００５４】
（珪素鋼素材作製工程）
上記の成分組成を有する珪素鋼素材は、例えば、次のようにして得られる。上記の成分組成を有する鋼を転炉または電気炉等により溶製して溶鋼を得る。溶鋼は、必要に応じて真空脱ガス処理される。その後、溶鋼は、連続鋳造、または造塊後分塊圧延され、珪素鋼素材が得られる。
珪素鋼素材の厚みは、例えば、１５０ｍｍ〜３５０ｍｍであることがよく、２２０ｍｍ〜２８０ｍｍであることが好ましい。また、珪素鋼素材の厚みは、３０ｍｍ〜７０ｍｍの範囲である薄い珪素鋼素材（いわゆる薄スラブ）であってもよい。薄スラブを用いる場合は、熱間圧延工程において、仕上げ圧延前の粗圧延を省略できる。
【００５５】
（熱間圧延工程）
熱間圧延工程は、後に説明する条件にて加熱された珪素鋼素材の熱間圧延を行い、熱間圧延鋼板を得る工程である。熱間圧延工程では、例えば、加熱された珪素鋼素材の粗圧延を行った後、仕上げ圧延を行って所定厚みの熱間圧延鋼板とする。仕上げ圧延終了後、熱間圧延鋼板を所定の温度で巻き取る。
熱間圧延に先だって行われるスラブ加熱は次のようなものである。すなわち、本発明においては、スラブ加熱温度は１３５０℃以下として、高温スラブ加熱の諸問題（専用の加熱炉が必要であり、また、溶融スケール量が多い等の問題）を回避する。また、本発明ではスラブ加熱の下限温度はインヒビター（ＡｌＮ、ＭｎＳ、およびＭｎＳｅなど）が完全溶体化する必要がある。そのために、スラブ加熱温度を、下記式で表される温度Ｔ１、Ｔ２、およびＴ３（℃）のいずれの温度以上とするとともに、インヒビター構成元素量を制御する必要がある。ＡｌとＮの含有量に関しては、下記式Ｔ１が１３５０℃以下となるようにする必要がある。同様に、ＭｎとＳの含有量、またＭｎとＳｅの含有量に関しては、それぞれ下記式のＴ２、Ｔ３、さらにＣｕを含有した場合には、ＣｕとＳの含有量に関しては、下記式のＴ４を満足する必要がある。
Ｔ１＝１００６２／（２．７２−ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］））−２７３
Ｔ２＝１４８５５／（６．８２−ｌｏｇ（［Ｍｎ］×［Ｓ］））−２７３
Ｔ３＝１０７３３／（４．０８−ｌｏｇ（［Ｍｎ］×［Ｓｅ］））−２７３
Ｔ４＝４３０９１／（２５．０９−ｌｏｇ（［Ｃｕ］×［Ｃｕ］×［Ｓ］））−２７３
ここで、［Ａｌ］、［Ｎ］、［Ｍｎ］、［Ｓ］、［Ｓｅ］、［Ｃｕ］は、それぞれ酸可溶性Ａｌ、Ｎ、Ｍｎ、Ｓ、Ｓe、Ｃｕの含有量（質量％）である。
【００５６】
熱間圧延工程では、この工程で得られた熱間圧延鋼板の中心層の｛１００｝集合組織が調整される。中心層の｛１００｝集合組織は、Ｉ｛１００｝≧１０に調整されることがよい。好ましくは、Ｉ｛１００｝≧１４である。ここで、Ｉ｛１００｝は、回折Ｘ線強度のランダム試料の回折Ｘ線強度に対する比の値を示す。なお、Ｉ｛１００｝の具体的な測定方法は、以下のようにして行う。熱延後の試料の片面を表面層から板厚中央部まで研削・研磨し、その面をＸ線デイフラクトメータにより逆極点図測定を行う。試料の２００回折Ｘ線強度とランダム試料の２００Ｘ線回折強度を測定して、その比を算出する。
【００５７】
粗圧延は圧延パス間の時間間隔が長く、静的再結晶または静的回復が起こるので集合組織の改善にはあまり寄与しない。従って、粗圧延は、通常の方法で所定の厚みになるように、複数回パスで行えばよい。なお、前述のとおり、いわゆる薄スラブを用いる場合は、熱間圧延工程において、仕上げ圧延前の粗圧延を省略してもよい。
仕上げ圧延は、複数の圧延機を短間隔で配列（タンデム圧延機）することによって、再結晶および回復の影響を回避して圧延時の歪を加算的に付与して、最終的に所定の累積圧延率になるように、パススケジュールを設定（例えば、高速連続圧延によって４回〜１０回のパス）して行えばよい。
【００５８】
本発明では、９９０℃以下の温度域で、累積圧延率が９０％以上となるように、仕上げ圧延を施して熱間圧延鋼板を得た後、７００℃以下の温度で熱間圧延鋼板を巻きとることが好ましい。
仕上げ圧延を行う開始温度を９９０℃以下とすることで、再結晶・回復を回避して歪を効果的に蓄積させることができ、最終製品の磁束密度が向上する。仕上げ圧延を行う開始温度は、好ましくは９３０℃以下、より好ましくは９００℃以下である。仕上げ圧延を開始する温度の下限はとくに限定されない。仕上げ圧延開始温度が低すぎる場合、鋼板が硬くなり仕上げ圧延が困難になって、生産性が低下することがある。したがって、温度域の下限は、９９０℃以下の範囲で、生産性を考慮して設定すればよい。温度域の下限としては、設備の圧延能力に依存するが、例えば、８００℃以上とすればよい。
【００５９】
仕上げ圧延の終了温度は、９６０℃以下であることが好ましい。仕上げ圧延の終了温度は、より好ましくは９２０℃以下、さらに好ましくは８８０℃以下の範囲である。仕上げ圧延終了温度の下限値はとくに限定されない。終了温度が低すぎる場合、仕上げ圧延が困難になって、生産性が低下することがある。したがって、仕上げ圧延終了温度の下限は、９６０℃以下の範囲で、生産性を考慮して設定すればよい。温度域の下限としては、設備の圧延能力に依存するが、例えば、７００℃以上とすればよい。
【００６０】
仕上げ圧延の累積圧延率は、９０％以上となるように仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延の累積圧延率は９０％以上とすることで、効果的に磁束密度が向上する。仕上げ圧延の累積圧延率は、好ましくは９２．５％以上であり、より好ましくは９５％以上である。ただし、累積圧延率の上限は、特に限定されないが、圧延能力等の点から、累積圧延率の上限としては、９９．９％以下であることがよい。
また、仕上げ圧延の最終パス圧延率は、２５％以上であることがよい。好ましくは３０％以上である。
【００６１】
本発明では、仕上げ圧延終了後、熱間圧延鋼板を巻き取るまでの間に、冷却（例えば、水冷）される。冷却開始までの時間が長いと鋼板が再結晶・回復してしまい、集合組織がランダム化してしまう。熱間圧延鋼板の冷却は、仕上げ圧延終了後（最終パス終了後）から２秒以内に開始されることが好ましい。より好ましくは１秒以内である。
仕上げ圧延を終了した後、７００℃以下の温度で熱間圧延鋼板を巻き取る。つまり、巻き取り温度は７００℃以下である。巻き取り温度は６００℃以下とすることが好ましい。巻き取り温度を７００℃以下とすることで、効果的に磁束密度が向上する。
巻取り温度の下限は特に限定されない。巻取り温度が低すぎる場合、巻取りを開始するまでの時間が長くなって生産性が低下することがある。また、巻取り温度が低すぎる場合、熱間圧延鋼板が硬くなり巻き取り形状の保持が困難となる。したがって、これらの点を考慮して巻取り温度の下限としては、例えば、４００℃以上とすることがよい。
【００６２】
熱間圧延工程では、この工程で得られた熱間圧延鋼板の中心層の集合組織｛１００｝が調整される。中心層の集合組織｛１００｝は、Ｉ｛１００｝≧１０に調整されることがよい。好ましくは、Ｉ｛１００｝≧１４である。上限は特に限定されないが、生産性等を考慮するとＩ｛１００｝≦１８であることがよい。なお、中心層の集合組織｛１００｝がＩ｛１００｝≧１０を満たしても、珪素鋼素材が既述の範囲を満たしていない場合、方向性電磁鋼板の磁束密度は十分に向上しない。ここで、Ｉ｛１００｝は、回折Ｘ線強度のランダム試料の回折Ｘ線強度に対する比の値を示す。
なお、Ｉ｛１００｝の具体的な測定方法は、以下のようにして行う。すなわち、熱間圧延後の試料の片面を表層から中心層まで研削・研磨し、その面をＸ線デイフラクトメータによる逆極点図測定を行う。試料の２００回折Ｘ線強度とランダム試料の２００回折強度を測定し、その比を算出する。
【００６３】
（焼鈍工程）
焼鈍工程は、熱間圧延工程で得た熱間圧延鋼板を焼鈍して、焼鈍鋼板を得る工程である。まず、一段目の焼鈍において、熱間圧延鋼板を１０００℃〜１１５０℃の温度域まで加熱して再結晶させる。このとき、一段目の焼鈍では、熱間圧延工程で強化されたαファイバー（Ｃｕｂｅ系）組織の粒内から再結晶される。
次に、二段目の焼鈍において、一段目の焼鈍温度よりも低い温度である８５０℃〜１１００℃の温度域で焼鈍し、焼鈍後の焼鈍鋼板の粒組織において、ラメラ間隔を２０μｍ以上に調整する。より好ましい条件としては、一段目の焼鈍温度は１０５０℃〜１１２５℃の温度域であり、二段目の焼鈍温度は８５０℃〜９５０℃の温度域である。
【００６４】
一段目の焼鈍において、熱間圧延鋼板の再結晶を促進する観点から、昇温速度は、５℃／秒以上で行うことがよい。好ましくは１０℃／秒以上である。一段目の焼鈍において、焼鈍時間は、１１００℃以上の高温では０秒以上、１１００℃未満１０００℃以上の温度では３０秒以上で行うことがよい。
昇温速度、及び焼鈍時間の上限は特に限定されないが、例えば、昇温速度は、鋼板の幅方向の温度を均一化する観点から４０℃／秒以下、焼鈍時間は、生産性の観点から１００秒以下で行うことがよい。
【００６５】
一方、二段目の焼鈍において、ラメラ構造を２０μｍ以上に調整する点から、焼鈍時間は、２０秒以上で行うことが好ましい。また、二段目の焼鈍後、ラメラ組織を保存する点から、冷却速度は、５℃／秒以上であることがよい。好ましくは１５℃／秒以上である。
焼鈍時間、及び冷却速度の上限は特に限定されないが、例えば、焼鈍時間は、生産性の観点から１００秒以下、冷却速度は設備に依存するが鋼板の幅方向の温度を均一化する観点等から、５０℃／秒以下で行うことがよい。
なお、ラメラ間隔の距離の測定方法としては、次のように行う。すなわち、焼鈍試料の圧延に平行な断面の金属組織を顕微鏡観察し、線分法により板厚方向に平行な直線とラメラ（粒界および旧γ相）の交点の数を測定し、その数を基にラメラ間隔を算出する（ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１）。
【００６６】
（冷間圧延工程）
冷間圧延工程は、焼鈍工程で得た焼鈍鋼板を、１回の冷間圧延、又は焼鈍（中間焼鈍）を介して複数回（２回以上）の冷間圧延により冷間圧延鋼板を得る工程である。
冷間圧延工程の操作は、製品の特性とコストとに応じて選択すればよい。
冷間圧延工程において、最終の冷間圧延における圧延率（最終冷間圧延率）は８０％以上とすることが好ましい。最終冷間圧延率は、より好ましくは９０％以上である。最終冷間圧延率の上限は特に限定されないが、生産性や圧延機の性能等の点から、９５％以下であることがよい。最終冷間圧延率が上記範囲であると、｛４１１｝や｛１１１｝等の一次再結晶方位を発達させる点で好ましい。
【００６７】
（脱炭焼鈍工程）
脱炭焼鈍工程は、冷間圧延工程で得た冷間圧延鋼板に脱炭焼鈍を行い、一次再結晶が生じた脱炭焼鈍鋼板を得る工程である。冷間圧延鋼板に脱炭焼鈍を行うことで、冷間圧延鋼板中に含まれるＣが除去される。脱炭焼鈍は、冷間圧延鋼板中に含有する「Ｃ」を除去するために、湿潤雰囲気中で行うことが好ましい。
【００６８】
脱炭焼鈍鋼板に生じる一次再結晶を制御する方法としては、例えば、脱炭焼鈍工程において、鋼板を加熱する昇温速度を調整する方法が挙げられる。例えば、鋼板の温度が５５０℃〜７２０℃の範囲にある間、４０℃／秒以上の昇温速度で鋼板を加熱するのがよい。昇温速度は、好ましくは７５℃／秒〜１２５℃／秒である。脱炭焼鈍工程の操作条件は、この範囲の条件で行うと、｛４１１｝方位粒が再結晶しやすくなる。
脱炭焼鈍において、鋼板の温度が５５０℃〜７２０℃の範囲にある間、冷間圧延鋼板を加熱する方法は特に限定するものではない。方向性電磁鋼板のキュリー点が、５５０℃程度であり、加熱が必要な温度範囲の上限が７２０℃である。そのため、冷間圧延鋼板を加熱する方法としては、昇温過程における鋼板の温度が５５０℃から７２０℃にある間、誘導加熱装置による誘導加熱が好ましい。
【００６９】
また、上記の昇温速度の効果を安定して発揮させるためには、加熱した後に、７７０℃〜９００℃の温度域で、雰囲気ガスの酸化度（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を０．１５超１．１以下とし、鋼板の酸素量を２．３ｇ／ｍ２以下とすることが有効である。雰囲気ガスの酸化度が０．１５以下では、鋼板表面に形成されるグラス被膜の密着性が劣化しやすく、１．１を越えるとグラス被膜に欠陥が生じやすい。また、鋼板の酸素量を２．３ｇ／ｍ２以下とすることにより、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎインヒビターの分解を抑制して高い磁束密度を有する方向性電磁鋼板の製品が安定して製造しやすくなる。
また、脱炭焼鈍を行う際に、鋼板の酸素量を２．３ｇ／ｍ２以下とすると同時に、一次再結晶粒径が１５μｍ以上となるようにすることにより、二次再結晶がより安定して発現され、さらに優れた方向性電磁鋼板を製造することができる。
【００７０】
（窒化処理）
窒化処理は、脱炭処理の開始から、仕上げ焼鈍における二次再結晶開始までの間に、鋼板の窒素量を増加させる処理である。
窒化処理としては、例えば、脱炭焼鈍に引き続いて、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焼鈍する処理、ＭｎＮ等の窒化能のある粉末を含む焼鈍分離剤を塗布した脱炭焼鈍鋼板を仕上げ焼鈍する処理等が挙げられる。
脱炭焼鈍を行う際の昇温速度を高めた場合に、二次再結晶をより安定的に行わせるためには、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎの組成比率を調整することが望ましい。また、窒化処理後の鋼板中の窒素量としては、鋼板中のＡｌ量：［Ａｌ］に対する窒素量：［Ｎ］の比、すなわち［Ｎ］／［Ａｌ］が、質量比として１４／２７以上、望ましくは２／３以上となるようにするとよい。
【００７１】
（焼鈍分離剤塗布工程）
鈍分離剤塗布工程は、脱炭焼鈍鋼板に焼鈍分離剤を塗布する工程である。焼鈍分離剤としては、例えば、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を用いることができる。
【００７２】
（仕上げ焼鈍工程）
仕上げ焼鈍工程は、焼鈍分離剤が塗布された脱炭焼鈍鋼板に仕上げ焼鈍を施し、二次再結晶を生じさせる工程である。具体的には、仕上げ焼鈍工程では、二次再結晶によって、｛１００｝＜００１＞方位粒を優先成長させる。
【００７３】
以上のような実施形態によれば、効果的に磁束密度の高い方向性電磁鋼板を製造することができる。
【００７４】
なお、本発明は、上記に限定されるものではない。上記は例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。
【実施例】
【００７５】
以下、実施例を例示して、本発明を具体的に説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。
【００７６】
表１に示す成分を含有し、残部Ｆｅおよび不純物元素を含む珪素鋼素材を得る。この珪素鋼素材を表２に示すように１１５０〜１４２０℃の温度域で加熱する。
珪素鋼素材の加熱後、複数回のパスで粗圧延を施す。その後、仕上げ圧延を表２に示す種々の条件で行い、次いで、表２に示す種々の温度で熱間圧延鋼板を巻き取る。なお、仕上げ圧延の温度は、開始から終了までの間、仕上げ開始温度よりも高くならない条件で行う。
【００７７】
その後、この熱間圧延鋼板に対して表２に示す種々の条件で焼鈍を施して焼鈍鋼板を得る。次いで、焼鈍鋼板に対して、０．２８ｍｍの厚さになるまで冷間圧延を施し、冷間圧延鋼板を得る。
その後、冷間圧延鋼板を８３０℃の温度で脱炭焼鈍を行って一次再結晶を生じさせる。
【００７８】
次いで、アンモニア含有雰囲気で焼鈍して鋼板中の窒素を増加させる窒化処理を行う。そして、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布する。その後、仕上げ焼鈍を行って二次再結晶を生じさせる。
【００７９】
表２に、上記の実験条件、および、焼鈍鋼板のラメラ間隔、磁束密度を示す。
【００８０】
【表１】
0006607010.tif 000002
【００８１】
【表２】
0006607010.tif 000003
【００８２】
表２に示す結果から明らかなように、本発明の範囲内である本発明例では、本発明の範囲外である比較例に比べて、良好な磁束密度が得られる。
【００８３】
以上により、従来に比べて高い磁束密度を得ることができる方向性電磁鋼板を製造することが可能となる。
【図１】
0006607010.tif 000004
【図２】
0006607010.tif 000005
【図３】
0006607010.tif 000006
【図４】
0006607010.tif 000007