(57)【要約】【課題】方向性電磁鋼板の製造工程において高温のスラブ加熱を施す必要がなく、低コストで磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を製造することができる方法を提案する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０８％以下、Ｓｉ：４．５  ％以下およびＭｎ：０．５  ％以下を含有すると共に、Ｓ，ＳｅおよびＯをそれぞれ５０  ｐｐｍ未満ならびにＮを６０  ｐｐｍ未満、ｓｏｌ．Ａｌを１００ｐｐｍ未満に抑制し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを素材として、方向性電磁鋼板を製造するに際し、一次再結晶焼鈍後から二次再結晶完了までの間に、鋼板に対して増硫処理を施す。【選択図】        図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０８％以下、Ｓｉ：４．５  ％以下およびＭｎ：０．５  ％以下を含有すると共に、Ｓ，ＳｅおよびＯをそれぞれ５０  ｐｐｍ未満ならびにＮを６０  ｐｐｍ未満、ｓｏｌ．Ａｌを１００ｐｐｍ未満に抑制し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、再加熱することなくあるいは再加熱後、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後、焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
一次再結晶焼鈍後から二次再結晶完了までの間に、鋼板に対して増硫処理を施すことを特徴とする磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記増硫処埋による鋼板地鉄中のＳ濃度の増加量が、２ｐｐｍ  以上、２００  ｐｐｍ  以下であることを特徴とする請求項１記載の磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記増硫処埋が、前記焼鈍分離剤中に、硫化物および／または硫酸塩を  ０．２〜１５ｍａｓｓ％含有させるものであることを特徴とする請求項１または２記載の磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記硫化物および／または硫酸塩が、Ａｇ，  Ａｌ，  Ｂａ，  Ｃａ，  Ｃｏ，  Ｃｒ，Ｃｕ，  Ｆｅ，  Ｉｎ，  Ｋ，  Ｌｉ，  Ｍｇ，  Ｍｎ，  Ｎａ，  Ｎｉ，  Ｓｎ，  Ｓｂ，  Ｓｒ，  ＺｎおよびＺｒの硫化物または硫酸塩のうちから選ばれる一種または二種以上であることを特徴とする請求項３記載の磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記焼鈍分離剤の主剤がマグネシアであることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記鋼スラブが、さらに質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．５  ％、Ｎｉ：０．０５〜０．５  ％、Ｃｕ：０．０５〜０．５  ％、Ｐ：０．０１〜０．２  ％、Ｓｂ：０．０１〜０．２  ％およびＳｎ：０．０１〜０．４  ％のうちから選んだ一種または二種以上を含有する組成になることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
本発明は、優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板を安価に得ることができる磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
方向性電磁鋼板は、変圧器や発電機の鉄心材料として用いられる軟磁性材料で、鉄の磁化容易軸である＜００１＞方位が鋼板の圧延方向に高度に揃った結晶組織を有するものである。このような集合組織は、方向性電磁鋼板の製造工程中、二次再結晶焼鈍の際にいわゆるゴス（Ｇｏｓｓ）方位と称される（１１０）〔００１〕方位の結晶粒を優先的に巨大成長させる、二次再結晶を通じて形成される。
【０００３】
従来、このような方向性電磁鋼板は、４．５  ｍａｓｓ％以下程度のＳｉと、ＭｎＳ，ＭｎＳｅ，ＡｌＮなどのインヒビター成分を含有するスラブを、１３００℃以上に加熱し、インヒビター成分を一旦固溶させたのち、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、ついで湿潤水素雰囲気中で一次再結晶焼鈍を施して、一次再結晶および脱炭を行い、ついでマグネシア（ＭｇＯ）を主剤とする焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶およびインヒビター成分の純化のために、１２００℃で５ｈ程度の最終仕上焼鈍を行うことによって製造されてきた（例えば、特許文献１、特許文献２、特許文献３）。
【０００４】
【特許文献１】
米国特許第  １９６５５５９号公報
【特許文献２】
特公昭４０−１５６１１  号公報
【特許文献３】
特公昭５１−１３４６９  号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
上述したとおり、従来の方向性電磁鋼板の製造に際しては、ＭｎＳ，ＭｎＳｅ，ＡｌＮなどの析出物（インヒビター成分）をスラブ段階で含有させ、１３００℃を超える高温のスラブ加熱により、これらのインヒビター成分を一旦固溶させ、後工程で微細析出させることにより二次再結晶を発現させるという工程が採用されてきた。
このように、従来の方向性電磁鋼板の製造工程では、１３００℃を超える高温でのスラブ加熱が必要であったため、その製造コストは極めて高いものにつき、近年の製造コスト低減の要求に応えることができないというところに問題を残していた。
【０００６】
本発明は、上紀の問題を有利に解決するもので、方向性電磁鋼板の製造工程において高温のスラブ加熱を施す必要がなく、低コストで磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を製造することができる有利な方法を提案することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の問題を解決するために、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、鋭意研究を進めた。
その結果、スラブにインヒビター成分を含有させない場合であっても、一次再結晶焼鈍後、二次再結晶完了前に、地鉄中のＳ量を増加させることによって、安定して二次再結晶を発現させることができる技術（「増硫法」）を開発した。
【０００８】
すなわち、本発明の要旨とするところは、以下のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：０．０８％以下、Ｓｉ：４．５  ％以下およびＭｎ：０．５  ％以下を含有すると共に、Ｓ，ＳｅおよびＯをそれぞれ５０  ｐｐｍ未満ならびにＮを６０  ｐｐｍ未満、ｓｏｌ．Ａｌを１００ｐｐｍ未満に抑制し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、再加熱することなくあるいは１０００〜１３００℃の温度に再加熱後、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後、焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
一次再結晶焼鈍後から二次再結晶完了までの間に、鋼板に対して増硫処理を施すことを特徴とする磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
【０００９】
２．前記増硫処埋による鋼板地鉄中のＳ濃度の増加量が、２ｐｐｍ  以上、２００  ｐｐｍ以下であることを特徴とする上記１記載の磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１０】
３．前記増硫処埋が、前記焼鈍分離剤中に、硫化物および／または硫酸塩を  ０．２〜１５ｍａｓｓ％含有させるものであることを特徴とする上記１または２記載の磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１１】
４．前記硫化物および／または硫酸塩が、Ａｇ，  Ａｌ，  Ｂａ，  Ｃａ，  Ｃｏ，  Ｃｒ，  Ｃｕ，  Ｆｅ，  Ｉｎ，  Ｋ，  Ｌｉ，  Ｍｇ，  Ｍｎ，  Ｎａ，  Ｎｉ，  Ｓｎ，  Ｓｂ，  Ｓｒ，  ＺｎおよびＺｒの硫化物または硫酸塩のうちから選ばれる一種または二種以上であることを特徴とする上記３記載の磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１２】
５．前記焼鈍分離剤の主剤がマグネシアであることを特徴とする上記１〜４のいずれかに記載の磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１３】
６．前記鋼スラブが、さらに質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．５  ％、Ｎｉ：０．０５〜０．５  ％、Ｃｕ：０．０５〜０．５  ％、Ｐ：０．０１〜０．２  ％、Ｓｂ：０．０１〜０．２  ％およびＳｎ：０．０１〜０．４％のうちから選んだ一種または二種以上を含有する組成になることを特徴とする上記１〜５のいずれかに記載の磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において鋼スラブの成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．０８％以下
Ｃは、一次再結晶集合組織を改善する上で有用な元素であるが、含有量が０．０８％を超えるとかえって一次再結晶集合組織の劣化を招くので、本発明では０．０８％以下に限定した。磁気特性の観点から望ましい添加量は、０．０１〜０．０６％の範囲である。なお、要求される磁気特性のレベルがさほど高くない場合には、一次再結晶焼鈍における脱炭を省略あるいは簡略化するために、Ｃを０．０１％以下としてもよい。
【００１５】
Ｓｉ：４．５  ％以下
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元素であるが、含有量が４．５  ％を超えると冷間圧延性が著しく劣化するので、Ｓｉは４．５  ％以下に限定した。鉄損の観点から望ましい添加量は、  ２．０〜４．０  ％の範囲である。なお、要求される鉄損レベルによっては、Ｓｉを添加しなくてもよい。
【００１６】
Ｍｎ：０．５  ％以下
Ｍｎは、製造時における熱間加工性を向上させる効果があるが、含有量が０．５  ％を超えた場合には、一次再結晶集合組織が悪化して磁気特性の劣化を招くので、Ｍｎは０．５  ％以下に限定した。
【００１７】
Ｓ，ＳｅおよびＯ：それぞれ５０  ｐｐｍ未満
Ｓ，ＳｅおよびＯ量がそれぞれ５０  ｐｐｍ以上になると、二次再結晶が困難となる。この理由は、粗大な酸化物や、スラブ加熱によって粗大化したＭｎＳ，ＭｎＳｅが一次再結晶組織を不均一にするためである。従って、Ｓ，ＳｅおよびＯはいずれも、５０ｐｐｍ  未満に抑制するものとした。
【００１８】
Ｎ：６０  ｐｐｍ未満
Ｎもまた、ＳやＳｅ，Ｏと同様、過剰に存在すると、二次再結晶を困難にする。特にＮ量が６０  ｐｐｍ以上になると、二次再結晶が生じ難くなり、磁気特性が劣化するので、Ｎは６０  ｐｐｍ未満に抑制するものとした。
【００１９】
ｓｏｌ．Ａｌ：１００  ｐｐｍ  未満
Ａｌもまた、過剰に存在すると二次再結晶を困難とする。特に、ｓｏｌ．Ａｌ量が  １００  ｐｐｍを超えると二次再結晶し難くなり、磁気特性が劣化するので、Ａｌはｓｏｌ．Ａｌ量で  １００  ｐｐｍ未満に抑制するものとした。
【００２０】
以上、必須成分について説明したが、本発明では、工業的により安定して磁気特性を改善する成分として、以下の元素を適宜含有させることができる。
Ｃｒ：０．０５〜０．５  ％
Ｃｒは、フォルステライト被膜の形成を安定化させる働きがあり、そのためには０．０５％以上含有させることが好ましいが、一方で含有量が  ０．５％を超えると二次再結晶が困難となり、磁気特性が劣化するので、Ｃｒは０．０５〜０．５  ％の範囲で含有させることが望ましい。
【００２１】
Ｎｉ：０．０５〜０．５  ％
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り、そのためには０．０５％以上含有させることが好ましいが、含有量が  ０．５％を超えると二次再結晶が困難となり、磁気特性が劣化するので、Ｎｉは０．０５〜０．５  ％の範囲で含有させることが望ましい。
【００２２】
Ｃｕ：０．０５〜０．５  ％
Ｃｕは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を効果的に向上させる働きがあり、そのためには０．０５％以上含有させることが好ましいが、  ０．５％を超えて含有されると熱間圧延性の劣化を招くので、Ｃｕは０．０５〜０．５  ％の範囲で含有させることが望ましい。
【００２３】
Ｐ：０．０１〜０．２  ％
Ｐは、フォルステライト被膜の形成を安定化させる働きがあり、そのためには０．０１％以上含有させることが好ましいが、含有量が  ０．２％を超えると冷間圧延性が劣化するので、Ｐは０．０１〜０．２  ％の範囲で含有させることが望ましい。
【００２４】
Ｓｂ：０．０１〜０．２  ％
Ｓｂは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を効果的に向上させる有用元素であり、その目的のためには０．０１％以上含有させることが好ましいが、０．２  ％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するので、Ｓｂは０．０１〜０．２  ％の範囲で含有させることが望ましい。
【００２５】
Ｓｎ：０．０１〜０．４  ％
Ｓｎは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を向上させる有用元素であり、そのためには０．０１％以上含有させることが好ましいが、  ０．４％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するので、Ｓｎは０．０１〜０．４  ％の範囲で含有させることが望ましい。
【００２６】
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、スラブ中にインヒビターを含まない本発明では無意味で、コストアップとなるだけであり、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。
【００２７】
ついで、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。
【００２８】
ついで、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第一の目的は、圧延組織を有する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。
また、第二の目的は、脱炭である。製品板中に炭素が５０  ｐｐｍ以上含まれると、鉄損が劣化するので、この一次再結晶焼鈍で炭素を  ２００  ｐｐｍ未満まで低減することが望ましい。なお、この時の焼鈍雰囲気は、湿水素窒素あるいは湿水素アルゴン雰囲気とすることが望ましい。
【００２９】
上記の一次再結晶焼鈍後、鋼板の表面に焼鈍分離剤を塗布する。二次再結晶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は、焼鈍分離剤の主剤をマグネシア（ＭｇＯ）とする必要があるが、フォルステライト被膜の形成が必要ない場合には、焼鈍分離剤主剤として、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３  ）やカルシア（ＣａＯ）など、二次再結晶焼鈍温度より高い融点を有する適当な酸化物を用いることができる。
【００３０】
その後、二次再結晶焼鈍を行う。この二次再結晶焼鈍により、ゴス方位に高度に集積した結晶組織となり、良好な磁気特性が得られる。
【００３１】
さて、本発明では、上記した一次再結晶焼鈍後から二次再結晶完了までの間に、地鉄中のＳ量を増加させる「増硫処理」を行う。
二次再結晶中に地鉄Ｓ量を増加させる方法としては、
（１）  Ｓを含む雰囲気ガス（たとえばＨ２Ｓなど）を二次再結晶焼鈍中に導入する方法、
（２）  焼鈍分離剤中に硫酸塩や硫化物を徴量添加する方法
などが考えられる。
【００３２】
工業的規模では、二次再結晶焼鈍はコイル焼鈍にて行われるため、上記（１）  の方法ではコイル内部にまでＳが到達し難く、板幅方向に均一な磁気特性を得ることが難しい。この点、上記（２）  の方法は、幅方向の均一性にも優れた望ましい方法である。
かような増硫処理により、二次再結晶が安定化し、磁気特性が向上する。
【００３３】
上記の現象は、スラブ中にインヒビター成分を含有しない鋼の場合に特有な現象である。すなわち、鋼中にＡｌＮやＭｎＳなどのインヒビター（析出物）が存在しない場合、一次再結晶組織中のＧｏｓｓ方位粒を囲む粒界は、他の方位の粒を囲む粒界に比べて易動度が大きく、その結果Ｇｏｓｓ方位が優先成長（二次再結晶）するのである。
一次再結晶後に地鉄中のＳ量を増加させることによって、磁気特性が向上する理由は必ずしも明らかではないが、粒界へ偏析するＳ量が増す結果、Ｇｏｓｓ方位以外の方位を囲む粒界の移動がさらに抑制され、二次再結晶が安定化すると共に、二次粒のＧｏｓｓ方位への先鋭性が増すものと考えられる。
【００３４】
ここに、上記の増硫処理による望ましい地鉄中のＳ増加量は、２ｐｐｍ  以上、２００  ｐｐｍ  以下である。なお、このＳ増加量が、２ｐｐｍ  未満や２００ｐｐｍ超の場合でも、二次再結晶は安定化する傾向にあるが、その効果は小さい。
【００３５】
また、焼鈍分離剤への硫酸塩や硫化物の添加量としては、０．２  ％以上、１５％以下が好適である。というのは、硫酸塩や硫化物の添加量が０．２  ％未満では、地鉄のＳ増加量が少なく、一方１５％超では地鉄のＳ増加量が多すぎて、いずれの場合も磁気特性改善効果が小さい。
ここに、焼鈍分離剤中に添加する硫酸塩や硫化物としては、Ａｇ，  Ａｌ，  Ｂａ，  Ｃａ，Ｃｏ，  Ｃｒ，  Ｃｕ，  Ｆｅ，  Ｉｎ，  Ｋ，  Ｌｉ，  Ｍｇ，  Ｍｎ，  Ｎａ，  Ｎｉ，  Ｓｎ，  Ｓｂ，  Ｓｒ，  ＺｎおよびＺｒの硫酸塩または硫化物のうちから選ばれる一種または二種以上が好適である。
【００３６】
なお、二次再結晶焼鈍では、昇温速度が３０℃／ｈを超えると、二次再結晶完了までにＳが地鉄に拡散し難い。従って、Ｓの地鉄中への拡散を確実なものとするためには、昇温速度を３０℃／ｈ以下とすることが望ましい。また焼鈍雰囲気は、Ｎ２，Ａｒあるいはこれらの混合ガスのいずれもが適合する。ただし、二次再結晶完了までは、Ｈ２  を雰囲気ガスとして使用しないことが望ましい。というのは、焼鈍分離剤中のＳがＨ２Ｓ（ガス）として系外に出て行き、特にコイルのエッジにおいて増硫の効果が小さくなるからである。
【００３７】
上記の二次再結晶焼鈍後、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。
また、平坦化焼鈍により、鋼板の形状整えることも可能であり、さらにこの平坦化焼鈍を絶縁被膜の焼き付け処理と兼備させることもできる。
【００３８】
【実施例】
実施例１
Ｃ：０．０７％、Ｓｉ：３．５  ％、Ｍｎ：０．０５％、ｓｏｌ．Ａｌ：４５  ｐｐｍ、Ｎ：３５  ｐｐｍ、Ｓ：１０ｐｐｍ  、Ｓｅ：１  ｐｐｍ、Ｏ：１０  ｐｐｍを含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる連鋳スラブを、再加熱することなく、熱間圧延して、板厚：２．０  ｍｍの熱延板とした後、１０００℃で３０秒の熱延板焼鈍を施した。ついで、冷間圧延により、板厚：０．３０ｍｍとした後、  ８５０℃，  １００ｓの一次再結晶焼鈍を施した。一次再結晶焼鈍後の地鉄Ｓ濃度はスラブ組成と同じ１０  ｐｐｍであった。
ついで、ＭｇＯを主剤とし、ＣａＳＯ４  を種々の範囲で含有する焼鈍分離剤を、一次再結晶板に塗布・乾燥した後、昇温速度：１５℃／ｈ、雰囲気ガス：９００  ℃までＮ２ガス、９００  ℃以上はＨ２  、均熱処理：１１６０℃，  ５ｈの条件で二次再結晶焼鈍を施した。
【００３９】
上記の条件で得られた仕上焼鈍板の表面に、リン酸塩−クロム酸塩−コロイダルシリカを、質量比で３：１：３の割合で含有する処理液を塗布し、８００  ℃で焼き付けた。その後、コイル幅中央部の磁気特性について調査した。磁気特性は、  ８００℃で３時間の歪取り焼鈍を行ったのち、８００  Ａ／ｍ  で励磁したときの磁束密度Ｂ８  および５０Ｈｚで１．７  Ｔまで交流で励磁したときの鉄損Ｗ１７／５０  で評価した。
得られた結果を表１に示す。
また、表１には、二次再結晶が完了する  ９００℃にて二次再結晶焼鈍を中止し、地鉄中のＳ濃度について測定した結果も併せて示す。
【００４０】
【表１】
2004353036.tif 000003
【００４１】
同表から明らかなように、本発明に従い、一次再結晶焼鈍後から二次再結晶完了までの間に地鉄中のＳ量を増大させた場合には、磁気特性の改善が見られた。特に、ＣａＳＯ４  を  ０．２〜１５％の範囲で含有させて、地鉄中Ｓ量を２ｐｐｍ  以上、２００ｐｐｍ  以下の範囲で増加させた場合に、とりわけ良好な結果が得られた。
【００４２】
また、図１および図２にそれぞれ、一次再結晶焼鈍後から二次再結晶完了までの間の地鉄中の増硫量（Ｓ増加量）と磁束密度Ｂ８  および鉄損Ｗ１７／５０  との関係について示したが、同図から明らかなように、地鉄中のＳ量を増大させることによってＢ８  およびＷ１７／５０  が共に改善され、この効果は特に増硫量が２〜２００  ｐｐｍ  の範囲で大きいことが分かる。
【００４３】
実施例２
Ｃ：０．０２％、Ｓｉ：３．０  ％、Ｍｎ：０．１０％、ｓｏｌ．Ａｌ：８０  ｐｐｍ、Ｎ：５５  ｐｐｍ、Ｓ：２０  ｐｐｍ、Ｓｅ：２０  ｐｐｍ、Ｏ：３０  ｐｐｍを含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる連鋳スラブを、１１８０℃に再加熱後、熱間圧延して、板厚：２．５  ｍｍの熱延板とし、ついで冷間圧延により、板厚：０．３５ｍｍとした後、  ８００℃，  １００ｓの一次再結晶焼鈍を施した。一次再結晶焼鈍後の地鉄Ｓ濃度はスラブ組成と同じ２０  ｐｐｍであった。
ついで、ＭｇＯを主剤とし、表２に示す種々の硫化物、硫酸塩およびその他の添加剤を含有する焼鈍分離剤を、一次再結晶板に塗布・乾燥したのち、昇温速度：１０℃／ｈ、雰囲気ガス：９５０  ℃以下は（５０％Ｎ２＋５０％Ａｒ）ガス、  ９５０℃以上はＨ２  ガス、均熱処理：１２００℃，  １０ｈの条件で二次再結晶焼鈍を施した。
【００４４】
上記の条件で得られた仕上焼鈍板の表面に、リン酸塩−クロム酸塩−コロイダルシリカを、質量比で３：１：３の割合で含有する処理液を塗布し、８００  ℃で焼き付けた。その後、コイル幅中央部の磁気特性について調査した。磁気特性は、  ８００℃で３時間の歪取り焼鈍を行ったのち、８００  Ａ／ｍ  で励磁したときの磁束密度Ｂ８  および５０Ｈｚで１．７  Ｔまで交流で励磁したときの鉄損Ｗ１７／５０  で評価した。
得られた結果を表２に示す。
【００４５】
【表２】
2004353036.tif 000004
【００４６】
同表から明らかなように、焼鈍分離剤中に、Ａｇ，  Ａｌ，  Ｂａ，  Ｃａ，  Ｃｏ，  Ｃｒ，  Ｃｕ，  Ｆｅ，  Ｉｎ，  Ｋ，  Ｌｉ，  Ｍｇ，  Ｍｎ，  Ｎａ，  Ｎｉ，  Ｓｎ，  Ｓｂ，  Ｓｒ，  ＺｎおよびＺｒの硫酸塩または硫化物を、単独または複合して適量添加した場合には、良好な磁気特性を得ることができた。
【００４７】
実施例３
表３に示す種々の成分になる連鋳スラブを、１２３０℃に再加熱後、熱間圧延して、板厚：２．２  ｍｍの熱延板とし、ついで冷間圧延により板厚：０．２３ｍｍとしたのち、  ８５０℃，  １８０ｓの一次再結晶焼鈍を施した。ついで、ＭｇＯ：９５％、ＳｒＳ：２％およびＴｉＯ２：３％を含有する焼鈍分離剤（Ａ）およびＭｇＯ：９７％およびＴｉＯ２：３％を含有する焼鈍分離剤（Ｂ）を、一次再結晶板に塗布・乾燥したのち、昇温速度：１０℃／ｈ、雰囲気ガス：９５０  ℃以下はＡｒガス、９５０  ℃以上はＨ２  ガス、均熱処理：１１００℃，  １０ｈの条件で二次再結晶焼鈍を施した。
上記の条件で得られた仕上焼鈍板の表面に、リン酸塩−クロム酸塩−コロイダルシリカを、質量比で３：１：３の割合で含有する処理液を塗布し、８００  ℃で焼き付けた。その後、コイル幅中央部の磁気特性について調査した。磁気特性は、  ８００℃で３時間の歪取り焼鈍を行ったのち、８００  Ａ／ｍ  で励磁したときの磁束密度Ｂ８  および５０Ｈｚで１．７  Ｔまで交流で励磁したときの鉄損Ｗ１７／５０  で評価した。
得られた結果を表３に示す。
【００４８】
【表３】
2004353036.tif 000005
【００４９】
同表から明らかなように、本発明に従い、焼鈍分離剤中に硫化物として２％のＳｒＳを含有させた場合には、良好な磁気特性が得られている。
【００５０】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を、工業的に安定してかつ安価に製造することが可能となり、その工業的価値は極めて高い。
【図面の簡単な説明】
【図１】一次再結晶焼鈍後から二次再結晶完了までの間の地鉄中の増硫量（Ｓ増加量）と磁束密度Ｂ８  との関係を示したグラフである。
【図２】一次再結晶焼鈍後から二次再結晶完了までの間の地鉄中の増硫量（Ｓ増加量）と鉄損Ｗ１７／５０  との関係を示したグラフである。
【図１】
2004353036.tif 000006
【図２】
2004353036.tif 000007