(57)【要約】【課題】ＢｉとＢＮとをインヒビターとして使用した場合において問題となる、被膜特性および機械的特性の劣化を、効果的に改善することにより、外観および密着性に優れるフォルステライト被膜を有し、また機械的特性に優れ、しかも磁気特性にも優れた方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提供する。【解決手段】インヒビター形成成分として、少なくともＢｉ：０．０００５〜０．１００ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００２０〜０．００５０ｍａｓｓ％およびＮ：０．００５〜０．０１５ｍａｓｓ％を含有する鋼スラブに、熱間圧延を施し、１回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に仕上げたのち、脱炭焼鈍、次いで焼鈍分離剤を塗布してから、２次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる最終仕上焼鈍を施す、一連の工程によって方向性電磁鋼板を製造するに当たり、焼鈍分離剤として、ＭｇＯ：１００質量部に対して、アルカリ金属化合物を該金属換算で０．００１〜１．５質量部およびＭｏ化合物をＭｏ換算で０．７〜１０質量部で含有させたものを用いるとともに、最終仕上焼鈍における１０５０℃以上の純化焼鈍後の７００℃に到る冷却速度を５℃／ｈ以上とする。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ：２．５〜４．５ｍａｓｓ％
を含み、さらにインヒビター形成成分として、少なくとも
Ｂｉ：０．０００５〜０．１００ｍａｓｓ％、
Ｂ：０．００２０〜０．００５０ｍａｓｓ％および
Ｎ：０．００５〜０．０１５ｍａｓｓ％
を含有し、かつ
Ａｌ：０．０１２ｍａｓｓ％以下
に抑制した、鋼スラブに、熱間圧延を施し、１回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に仕上げたのち、脱炭焼鈍、次いで焼鈍分離剤を塗布してから、２次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる最終仕上焼鈍を施す、一連の工程によって方向性電磁鋼板を製造するに当たり、
焼鈍分離剤として、ＭｇＯ：１００質量部に対して、アルカリ金属化合物を該金属換算で０．００１〜１．５質量部およびＭｏ化合物をＭｏ換算で０．７〜１０質量部で含有させたものを用いるとともに、最終仕上焼鈍における１０５０℃以上の純化焼鈍後の７００℃に到る冷却速度を５℃／ｈ以上とすることを特徴とする高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
請求項１において、鋼スラブが、さらに
Ｃ：０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％および
Ｍｎ：０．０５０〜１．５ｍａｓｓ％
を含有することを特徴とする高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
請求項１または２において、鋼スラブが、さらに
ＳおよびＳｅの１種または２種を合計で０．０１０〜０．０４０ｍａｓｓ％
含有することを特徴とする高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
請求項１、２または３において、鋼スラブが、さらに
Ｎｉ：０．０５〜０．５ｍａｓｓ％、
Ｃｕ：０．０５〜０．５ｍａｓｓ％、
Ｓｎ：０．０５〜０．５ｍａｓｓ％、
Ｓｂ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ、
Ａｓ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、
Ｍｏ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、
Ｔｅ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％および
Ｐ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項１ないし４のいずれかにおいて、鋼スラブが、さらに
Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％
を含有することを特徴とする高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、変圧器や発電機等の鉄心として用いられる高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法に開し、高磁束密度電磁鋼板を安定して製造する技術を提供しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
Ｓｉを含有し、かつ製品の結晶方位が｛１１０｝〈００１〉方位、いわゆるゴス方位に配向した方向性電磁鋼板は、優れた軟磁気特性を示すことから、変圧器や発電機等の鉄心として用いられている。かかる電磁鋼板の特性として基本的に重要なのは、鉄損値が低いことである。磁束密度の高い電磁鋼板は鉄損が低く、かつ変圧器の小型化に有利なことと、低騒音の変圧器を製作可能であることから、近年の省エネルギー指向および低騒音環境指向により、年々その使用量が増加しており、さらに磁束密度を高めた方向性電磁鋼板の開発が望まれている。
【０００３】
一般に、電磁鋼板の鉄損を低減するには、渦電流損の低減に有効なＳｉの含有量を増加して電気抵抗を高める方法、鋼板板厚を薄くする方法、製品の結晶粒径を小さくする方法、さらには結晶方位の集積度を高めて磁束密度を向上させる方法等が知られている。
【０００４】
しかしながら、現状のＳｉ含有量を増加させる方法は、Ｓｉを過度に含有させると圧延性や加工性を劣化させるため、含有量の増加は限界となっており、また鋼板板厚を薄くする方法や製品の結晶粒径を小さくする方法も、製造コストの極端な増大を招くため、自ずと限界が生じる。
【０００５】
一方、磁束密度を向上させる方法は、これまでよく知られており、インヒビターと呼ばれる析出物の種類の選定と、その形態の制御とによって、二次再結晶粒のゴス方位への集積度を高めるといったものが主である。
【０００６】
この析出物は高温熱処理における結晶粒界の移動を妨げ、１次再結晶粒の成長を抑制することによって、２次再結晶粒の急激な成長を促進する役割を果たす。析出物による１次再結晶粒の成長抑制力は、いわゆるＺｅｎｅｒの式で一般に与えられることが知られており、析出物の体積分率が大きいほど、また同一の体積分率の場合には、微細に分散して析出しているほど、抑制力は強いと評価される。
【０００７】
従って、インヒビターの形態としては均一かつ微細に分散することが、重要である。このため、従来、熱間圧延前のスラブ加熱においては、高温加熱を行ってインヒビターを完全に固溶させ、熱間圧延工程以降の二次再結晶までの過程でこのインヒビターを微細分散析出させる方法がとられている。
【０００８】
なお、インヒビターとしては、Ｃｕ２−ｘＳ、ＭｎＳ、Ｃｕ２−ｘＳｅ、ＡｌＮおよびＢＮ等の、硫化物、セレン化物または窒化物であり、一般に鋼中への溶解度が極めて小さい物質が用いられている。
【０００９】
例えば、インヒビターにＡｌＮを用いる技術として、特許文献１や特許文献２に記載された技術があるが、二次再結晶時にＡｌＮが雰囲気の影響を受けやすいことから磁気特性が不安定になりやすく、更に酸化し易いＡｌの含有は、脱炭焼鈍でのサブスケールの生成、そして最終仕上焼鈍でのフォルステライト被膜の生成を著しく困難にするため、工業的に十分な技術とはいえなかった。ちなみに、特許文献３には、Ａｌ含有量が多くなると被膜外観が白っぽく変化し劣化すると記載されている。
【００１０】
また、インヒビターにＢＮを用いる技術として、例えば特許文献４には、０．０００６〜０．００８０ｍａｓｓ％のＢと０．０１００ｍａｓｓ％以下のＮとを含有する鋼を用いる技術が開示されている。しかしながら、この特許文献４に開示されている技術で得られる、材料の磁束密度は、Ｂ８の値で高々１．８９Ｔ程度であり、磁束密度は十分ではなく、鉄損もさほど良好なものとはいえなかった。
【００１１】
特許文献５および特許文献６には、０．０００３〜０．００３５ｍａｓｓ％のＢと０．００３０〜０．００７０ｍａｓｓ％のＮとを含有する鋼を用いて、それぞれＭｎ／Ｓを１．８以下あるいは２．１以下とすることにより、Ｂ８で１．８５Ｔから１．９２Ｔの磁束密度を得る技術が開示されている。このＢＮをインヒビターとする方法は、高い磁束密度が得られる可能性はあるが、Ｍｎを低くすることがコスト上昇に繋がるばかりか、熱延工程において熱間割れを引き起こすため、工業化が困難な技術であった。
【００１２】
更に、特許文献７には、必要Ｂ量を０．００１８％以下まで低減することにより、Ｍｎ／Ｓを１．８以上あるいは２．５以上とする技術が開示されているが、磁束密度の低下は免れない。一方、特許文献８には、ＢがＢＮとして析出するのに必要な当量分のＮを除いた、残りのＮ量を溶解Ｎ量と定義し、これを０．００２０％以下とすることにより、Ｍｎ／Ｓを２．１以上としても高磁束密度が得られることが開示されているが、この技術をもっても良好な二次再結晶組織を有する方向性電磁鋼板を安定して得ることはできなかった。
【００１３】
ここで、インヒビターの作用を有するものとして、上述の析出物のみではなく、結晶粒界に偏析する元素もよく知られている。これは、結晶粒界に偏析し、粒界エネルギーを低下させて粒界移動を抑制する機構を利用したものである。この偏析元素について、例えば特許文献９には鋼中にＣｕやＳｎを添加する方法が、特許文献１０にはＳｂやＭｏを添加する方法が、また特許文献１１および特許文献１２、特許文献１３、特許文献１４、特許文献１５および特許文献１６にはＢｉを添加する方法が、それぞれ提案されている。しかしながら、これらの偏析元素の単独の偏析効果による抑制作用はさはど大きくはないので、ＭｎＳｅとＳｂやＡｌＮとＳｂおよびＡｌＮとＳｎなどのように、析出物と偏析元素の偏析との複合作用を利用する場合が多い。この種の方法では、偏析元素の粒界偏析効果のみならず、偏析元素が析出物界面にも析出し析出物のオストワルド成長をも抑制するという利点が存在する。
【００１４】
しかしながら、、粒界に偏析するインヒビターは、粒界だけでなく鋼板表面にも偏析をするため、最終仕上焼鈍中に鋼板表面に生成するフォルステライト被膜の特性に多大な影響を与える。すなわち、通常は、偏析型のインヒビターを添加すると、製品の被膜外観や絶縁コーティングの密着性が劣化する。
【００１５】
このようなフォルステライト被膜の特性不良に対しては、最終仕上焼鈍の際に用いる焼鈍分離剤の含水率を０．３〜３％の範囲に調整する方法（特許文献１７）、脱炭焼鈍板の酸素目付量を５５０〜８５０ｐｐｍの範囲に調整する方法（特許文献１８）、焼鈍分離剤に用いるＭｇＯのｌｇ−Ｌｏｓｓ値を０．４〜１．５％に調整する方法（特許文献１９），最終仕上焼鈍における雰囲気ガス流量を適正に調整する方法（特許文献２０）など多くの改善策が提案されているものの、いずれも十分な被膜改善効果を得ることはできなかった。
【００１６】
すなわち、上記の従来技術を用いることによって、幾らかの被膜改善効果が期待できるものの、偏析型のインヒビターに起因した被膜劣化を完全に防止することはできず、外観の良好な製品を製造するには至っていないのが現状である。
【００１７】
ところで、一般にインヒビターが強力で正常粒成長の抑制力が強いほど、高い方位集積度が得られると考えられている。したがって、通常はインヒビターとしては、複数の種類の物質が用いられている。また、粒成長は高温ほど顕著となるため、高温での抑制力を強くすることが重要である。
ここに、最終仕上焼鈍における高温域の抑制力として有効に作用するインヒビターとして、Ｂｉが知られている（例えば、特許文献２１参照）。
【００１８】
【特許文献１】
特公昭５６−２１３３１号公報
【特許文献２】
特公平７−６２１７６号公報
【特許文献３】
特開２０００−１６０３０４号公報
【特許文献４】
特公昭５８−４３４４５号公報
【特許文献５】
特公昭５８−４２２４４号公報
【特許文献６】
特公昭６０−５５５７０号公報
【特許文献７】
特公平７−６８５８１号公報
【特許文献８】
特開昭５７−１１４６１５号公報
【特許文献９】
特公昭６０−４８８８６号公報
【特許文献１０】
特開平２−１１５３１９号公報
【特許文献１１】
特公昭５１−２９４９６号公報
【特許文献１２】
特開昭４９−１１９８１７号公報
【特許文献１３】
特公昭５３−３９８５２号公報
【特許文献１４】
特公昭５９−３０７７１号公報
【特許文献１５】
特公昭５６−１８０４４号公報
【特許文献１６】
特公昭５６−２１３３１号公報
【特許文献１７】
特開平１１−２２９０３６号公報
【特許文献１８】
特開平１０−１５２７２５号公報
【特許文献１９】
特開平１０−２５５１６号公報
【特許文献２０】
特開平９−３５４２号公報
【特許文献２１】
特開平１１−３３５７３６号公報
【００１９】
【発明が解決しようとする課題】
上記のように、高温域の抑制力を高めるには、インヒビターにＢｉを用いることが好ましいが、上述のように鋼中にＢｉを含有すると、被膜特性が劣化することから、被膜に悪影響を及ぼすＡｌＮはインヒビターとして用いず、同じ析出型のインヒビターとしてＢＮを用いることが有利である。
しかしながら、インヒビターとして、ＢｉそしてＢＮを用いて製造した電磁鋼板には、製品板の被膜特性および繰返し曲げ特性に代表される機械的特性が劣化することが、新たな問題として浮上した。
【００２０】
従って、この発明は、ＢｉとＢＮとをインヒビターとして使用した場合において問題となる、被膜特性および機械的特性の劣化を、効果的に改善することにより、外観および密着性に優れるフォルステライト被膜を有し、また機械的特性に優れ、しかも磁気特性にも優れた方向性電磁鋼板の有利な製造方法について提案することを目的とする。
【００２１】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、ＢｉとＢＮとをインヒビターとした場合に生ずる、被膜特性不良および繰返し曲げ特性不良を解消する手段について、鋭意究明したところ、焼鈍分離剤の配合並びに最終仕上焼鈍条件を規制することが有効であるのを見出し、この発明を完成するに到った。
【００２２】
すなわち、この発明の要旨構成は、次のとおりである。
（１）Ｓｉ：２．５〜４．５ｍａｓｓ％を含み、さらにインヒビター形成成分として、少なくともＢｉ：０．０００５〜０．１００ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００２０〜０．００５０ｍａｓｓ％およびＮ：０．００５〜０．０１５ｍａｓｓ％を含有し、かつＡｌ：０．０１２ｍａｓｓ％以下に抑制した、鋼スラブに、熱間圧延を施し、１回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に仕上げたのち、脱炭焼鈍、次いで焼鈍分離剤を塗布してから、２次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる最終仕上焼鈍を施す、一連の工程によって方向性電磁鋼板を製造するに当たり、
焼鈍分離剤として、ＭｇＯ：１００質量部に対して、アルカリ金属化合物を該金属換算で０．００１〜１．５質量部およびＭｏ化合物をＭｏ換算で０．７〜１０質量部で含有させたものを用いるとともに、最終仕上焼鈍における１０５０℃以上の純化焼鈍後の７００℃に到る冷却速度を５℃／ｈ以上とすることを特徴とする高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２３】
（２）上記（１）において、鋼スラブが、さらにＣ：０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．０５０〜１．５ｍａｓｓ％を含有することを特徴とする高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２４】
（３）上記（１）または（２）において、鋼スラブが、さらにＳおよびＳｅの１種または２種を合計で０．０１０〜０．０４０ｍａｓｓ％含有することを特徴とする高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２５】
（４）上記（１）、（２）または（３）において、鋼スラブが、さらにＮｉ：０．０５〜０．５ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜０．５ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．０５〜０．５ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ、Ａｓ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％およびＰ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２６】
（５）上記（１）ないし（４）のいずれかにおいて、鋼スラブが、さらにＣｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％を含有することを特徴とする高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２７】
【発明の実施の形態】
以下に、この発明の基礎となった実験およびその結果について説明する。
すなわち、Ｂｉ、ＢおよびＮを含有する種々の鋼塊を用いて種々の実験を行ったが、繰返し曲げ特性は良好な場合もあれば不良となる場合もあった。繰返し曲げ特性に影響を及ぼす実験条件が何にあるのかを詳細に調べた結果、最終仕上焼鈍の冷却速度が遅くなると、繰返し曲げ特性が劣化する傾向にあることを見出した。
そこで、最終仕上焼鈍の冷却速度と繰返し曲げ特性との関係を明らかにするために、以下に示す実験を行った。
【００２８】
（実験１）
Ｃ：０．０６ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０７ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．１ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．０２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００８ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００３ｍａｓｓ％およびＢｉ：０．０１ｍａｓｓ％を含有する鋼塊を１３６０℃に加熱した後、熱間圧延により２．５ｍｍ厚の熱延板とした。次いで、１０００℃で６０秒の熱延板焼鈍を行って酸洗し、冷間圧延により１．８ｍｍの中間厚としたのち、１０５０℃で１２０秒間の中間焼鈍を経て、２２０℃の温間圧延を含む冷間圧延によって最終板厚が０．２２ｍｍの冷延板に仕上げた。
【００２９】
その後、８２０℃で１２０秒間の脱炭焼鈍後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を片面あたり７ｇ／ｍ２塗布してから、窒素雰囲気中で８５０℃まで３５℃／ｈの速度で昇温し、８５０℃で２５時間保持した後、窒素：２５ｖｏｌ％と水素：７５ｖｏｌ％の雰囲気中にて１０℃／ｈの昇温速度で１２００℃まで加熱し、１２００℃で５時間の水素雰囲気中での純化焼鈍を行った後、Ａｒ雰囲気中で冷却した。その際、１２００℃〜７００℃間の冷却速度は、４℃／ｈ〜５０℃／ｈの範囲で変更した。
【００３０】
かくして最終仕上焼鈍の冷却速度を異ならせて得た、方向性電磁鋼板に対して繰返し曲げ試験をＪＩＳ  Ｃ２５５０に準拠して行った。
その結果を図１に示すように、最終仕上焼鈍の冷却速度が遅くなると、繰返し曲げ特性が劣化することが明白となった。
【００３１】
次に、最終仕上焼鈍の冷却速度が遅くなると繰返し曲げ特性が劣化する原因を明らかにするため、繰返し曲げ試験での破断面を調査した。すなわち、破断面を走査型電子顕微鏡におけるＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ  Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｘ−ｒａｙ  ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ，  エネルギー分散型Ｘ線分光法）分析の結果、鋼板の表層にＦｅとＢとからなる析出物が観察された。一方、最終仕上焼鈍板の被膜を除去した後の試料のＢ含有量を化学分析により分析したが、Ｂ含有量は最終仕上焼鈍の冷却速度に依存していなかった。すなわち、冷却速度が速くなると、ＦｅとＢとからなる析出が生じにくくなるため、繰返し曲げ特性が改善すると考えられる。
【００３２】
以上の結果から、繰返し曲げ特性の改善には最終仕上焼鈍の冷却中にＦｅおよびＢからなる析出物の析出を抑制することが有効であると考えられる。一般に、析出とは、母相での析出元素の化学ポテンシャルが、析出相での析出元素の化学ポテンシャルよりも高い場合に生じるものである。
【００３３】
さて、熱力学的平衡状態において、ある温度における析出物中の元素の化学ポテンシャルを変化させるには、析出物の組成あるいは圧力を変えなければならない。従って、ＦｅとＢからなる析出物中のＦｅまたはＢの化学ポテンシャルを変化させるのは困難である。同様に、地鉄（母相）中のＦｅの化学ポテンシャルを低くするのも、Ｆｅが主成分であるため困難である。
そこで、発明者らは、地鉄（母相）中のＢの化学ポテンシャルを低下させることを考えた。
【００３４】
上述したように、ＦｅとＢとからなる析出物は、鋼板の表層に観察されたことから、特に鋼板の表層におけるＢの化学ポテンシャルを低下させることを考えた。すなわち、最終仕上焼鈍時に生成する被膜中でのＢの化学ポテンシャルを低下させることを考え、脱炭焼鈍板に塗布する焼鈍分離剤中のＢの化学ポテンシャルを低下することを考えた。しかしながら、通常の焼鈍分離剤中には、Ｂは不純物レベルとしてしか含有されていないため、Ｂの含有量をこれ以上低下させることはできない。
そこで、Ｂと化合物を生成する元素を焼鈍分離剤中に添加することを考えた。
【００３５】
また、鋼中にはＢｉが含まれ被膜特性に不利であることから、焼鈍分離剤中に添加する元素として被膜特性の改善効果があるＭｏに着目し、以下の実験を行った。なお、Ｍｏの添加は、特開昭５８−１７７４７４号公報にあるように、被膜改善効果があることが知られている。
【００３６】
（実験２）
Ｃ：０．０７ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．３ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０７ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．１ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．０２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００８ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００３ｍａｓｓ％およびＢｉ：０．０２ｍａｓｓ％を含有する鋼塊を用いて、実験１と同様の条件で脱炭焼鈍までを行った。
その後、ＭｇＯ：１００質量部に対して、ＴｉＯ２を５質量部（Ｔｉ換算で３質量部）、ＳｒＳＯ４を２質量部（Ｓｒ換算で０．５質量部）、ＭｏＯ３を０、１、２、４および８質量部（Ｍｏ換算で０、０．７、１．３、２．７および５．３質量部）添加した、焼鈍分離剤を脱炭焼鈍板の両面に、片面当たり７ｇ／ｍ２の塗布量で塗布した。そして、最終仕上焼鈍として、窒素雰囲気中で８５０℃まで８℃／ｈの速度で昇温し、８５０℃で２５時間保持した後、窒素：２５ｖｏｌ％と水素：７５ｖｏｌ％の雰囲気中にて１０℃／ｈの昇温速度で１２００℃まで加熱し、１２００℃で５時間の水素雰囲気中での純化焼鈍を行った後、Ａｒ雰囲気中で１２００℃〜７００℃の冷却速度を４℃／ｈとして冷却した。
【００３７】
このようにして得られた方向性電磁鋼板に対して、ＪＩＳ  Ｃ２５５０に準拠して繰返し曲げ試験を行った。その結果を図２に示すように、焼鈍分離剤中にＭｏＯ３を添加すると繰返し曲げ特性が改善することが判明した。しかしながら、被膜外観にはむらがあり、良好であるとは言い難い結果であった。
【００３８】
この被膜劣化の原因としては、最終仕上焼鈍中にマグネシアの水和水により鋼板の表層でＢｉが酸化され液相になり、脱炭焼鈍で生成したＳｉＯ２の界面に濃化するため、地鉄表面の凹凸が消失し、被膜が剥落しやすくなったと考えられる。したがって、Ｂｉの酸化を抑制すれば被膜特性が改善すると考えられ、その１つの方法として、最終仕上焼鈍における鋼板表面へのＳｉＯ２の濃化を促進させて、表面のＳｉＯ２によりマグネシアの水和水と地鉄中のＢｉの反応を低減することが考えられる。
【００３９】
ここで、焼鈍分離剤中のアルカリ金属の含有量が増加すると、脱炭焼鈍板の内部酸化層中のＳｉＯ２は最終仕上焼鈍中に鋼板表面に浮上しやすくなることが知られている（例えば、特公昭５４−１４５６６号公報参照）。そこで、焼鈍分離剤中にアルカリ金属化合物を添加する実験を行った。
【００４０】
（実験３）
Ｃ：０．０７ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０７ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．１ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．０２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００８ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００３ｍａｓｓ％およびＢｉ：０．０４ｍａｓｓ％を含有する鋼塊を用いて、実験１と同様の条件で脱炭焼鈍まで行った。
その後、ＭｇＯ：１００質量部に対してＴｉＯ２を５質量部（Ｔｉ換算で３質量部）、ＳｒＳＯ４を２質量部（Ｓｒ換算で０．５質量部）、ＭｏＯ３を０および２質量部（Ｍｏ換算で０および１．３質量部）、水酸化Ｌｉを０、０．２、０．４および０．６質量部（Ｌｉ換算で０、０．０６、０．１２および０．１８質量部）添加した、焼鈍分離剤を脱炭焼鈍板の両面に、片面当たり７ｇ／ｍ２の塗布量で塗布した。そして、最終仕上焼鈍として、窒素雰囲気中で８５０℃まで８℃／ｈの速度で昇温し、その後窒素：２５ｖｏｌ％と水素：７５ｖｏｌ％の雰囲気中にて１０℃／ｈの昇温速度で１２００℃まで加熱し、１２００℃で５時間の水素雰囲気中での純化焼鈍を行った後、Ａｒ雰囲気中で１２００℃〜７００℃間の冷却速度を８℃／ｈとして冷却した。その後、未反応の焼鈍分離剤を除去し、５０％のコロイダルシリカを含有するりん酸マグネシウムを主成分とする絶縁コーティングを塗布して８００℃で焼付けた。
【００４１】
このようにして得られた方向性電磁鋼板に対して、ＪＩＳ  Ｃ２５５０に準拠して繰返し曲げ試験を行った。また、被膜密着性を、丸棒に巻付ける屈曲試験により被膜の剥離限界直径として評価した。
その結果を図３に示すように、焼鈍分離剤中に水酸化Ｌｉを添加すると被膜外観が改善し、被膜密着性が改善することが判明した。
【００４２】
また、図４に示すように、ＭｏＯ３を２質量部添加した場合は、水酸化Ｌｉを添加すると、繰り返し曲げ特性も改善することが判明した。一方、ＭｏＯ３を添加しなかった場合では、水酸化Ｌｉの添加量に関係無く繰返し曲げ特性は不良であった。
これは、水酸化Ｌｉを添加することにより被膜密着性が改善し、焼鈍分離剤中のＭｏによるＦｅとＢとの析出抑制効果が助長されたためと考えられる  。
【００４３】
なお、特開昭４９−２９３０５号公報には、アルカリ金属であるＬｉを含む化合物を添加することにより、珪酸マグネシウムおよびＬｉを含む酸化膜を形成させる方法が開示されているが、この発明で対象とするＢｉを含む電磁鋼板に、単純にこの技術を適用しても必ずしも良好な被膜特性および磁気特性は得られなかった。というのは、特開昭４９−２９３０５号公報に開示の方法では、Ｌｉ添加量が多かったり、Ｌｉ化合物として有機化合物塩、ホウ酸塩等の有害元素も同時に導入したりするために、ＭｇＯ−ＳｉＯ２−ＬｉＯ２系の被膜が形成されるが、これは通常のＭｇＯ−ＳｉＯ２系の被膜よりも安定性が低下するため、Ｂｉの表層への移動により被膜が損傷を受けるからである。
【００４４】
この点、この発明では、被膜形成を促進させるに有効な程度の極微量のアルカリ金属を含有させるだけであるため、アルカリ金属成分をほとんど含まないＭｇＯ−ＳｉＯ２系の被膜が形成される。このＭｇＯ−ＳｉＯ２系被膜は化学的に安定であり、Ｂｉによる損傷を受けにくいために、良好な被膜が維持できるものと考えられる。
【００４５】
以下、この発明の構成要件毎に、詳しく説明する。
まず、成分組成範囲を挙げると、以下のとおりである。
Ｓｉ：２．５〜４．５ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼板の比抵抗を高め、鉄損を下げるのに有効な成分であるが、４．５ｍａｓｓ％を上回る含有量では冷延性が損なわれ、一方２．５ｍａｓｓ％に満たない含有量では、比抵抗が低下するだけでなく、二次再結晶および純化のために行われる最終仕上焼鈍中にα→γ変態によって結晶方位のランダム化を生じ、十分な鉄損低減効果が得られなくなる。従って、Ｓｉ含有量は２．５〜４．５ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００４６】
Ｃ：０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％
Ｃの含有量は、０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％とするのが好ましい。即ち、０．１０ｍａｓｓ％を超えると、γ変態量が過剰となり、熱間圧延中に析出するＭｎＳｅ、ＭｎＳなどのインヒビターの分布均一性を阻害することになる。また、脱炭焼鈍の負荷も増大し脱炭不良を発生しやすくなる。一方０．０３ｍａｓｓ％未満では、組織改善効果が得られず２次再結晶が不完全となり、同じく磁気特性が劣化する。従って、Ｃは０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲にするのが望ましい。
【００４７】
Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％
Ｂｉ添加材は、フォルステライト被膜の生成を困難とするため、特開２０００−９６１４９号公報に記載されているように、その改善のためにＣｒを添加してもよい。その効果は、０．０１ｍａｓｓ％未満では十分でなく、０．５０ｍａｓｓ％を超えると効果は飽和してコスト高となるため、Ｃｒの範囲は０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
【００４８】
Ｍｎ：０．０５〜０．１５ｍａｓｓ％
Ｍｎは、熱間脆性を防止するためには、少なくとも０．０５ｍａｓｓ％の添加が好ましいが、Ｍｎ含有量があまりに多すぎると磁気特性の劣化を引き起こすため、上限は０．１５ｍａｓｓ％程度にするのが望ましい。
【００４９】
Ａｌ：０．０１２ｍａｓｓ％以下
不純物としてのＡｌ含有量が多くなると、脱炭焼鈍でのサブスケールの生成や、仕上焼鈍でのフォルステライトの生成を困難にするという側面がある。これらの劣化を防ぐためには、Ａｌを０．０１２ｍａｓｓ％以下に制限する必要がある。
【００５０】
インヒビター形成成分については、次のとおりである。
Ｂ：０．００２０〜０．００５０ｍａｓｓ％およびＮ：０．００５〜０．０１５ｍａｓｓ％
この発明においては、主たるインヒビター成分として、サブスケールの安定生成と、それによる良好な下地被膜の生成とのために、ＢＮを用いる。特に、最終冷間圧延圧下率が８０％以上の場合、二次再結晶温度が非常に高くなるため、鋼中には高温で安定なインヒビター成分として、Ｂ及びＮを含有させることが必須である。
【００５１】
このうち、Ｂは０．００２０〜０．００５０ｍａｓｓ％の範囲で含有させる。すなわち、Ｂの含有量が０．００２０ｍａｓｓ％未満の場合、析出するＢＮの量が不足し良好な二次再結晶を得ることができず、一方０．００５０ｍａｓｓ％を超える場合、固溶温度が増加し、通常の加熱では熱間圧延前にＢＮを完全に固溶させることが不可能となるためである。
【００５２】
Ｎの含有量は０．００５ｍａｓｓ％以上が必要であり、Ｎ量が０．００５ｍａｓｓ％未満では析出するＢＮの量が不足する。また、Ｎ量が０．０１５ｍａｓｓ％を超えると、鋼中でガス化して膨れなどの欠陥が生ずるため、０．００５〜０．０１５ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００５３】
Ｂｉ：０．０００５〜０．１００ｍａｓｓ％
Ｂｉ添加は、この発明の特徴の一つである。すなわち、Ｂｉの添加量が０．０００５ｍａｓｓ％未満では、この発明でＢｉに期待する効果は得られず、一方０．１００ｍａｓｓ％を超えると均一分散が困難となる。したがってＢｉは０．０００５〜０．１００ｍａｓｓ％の範囲で含有させることとする。
【００５４】
Ｓ、Ｓｅ：０．０１〜０．０４ｍａｓｓ％
インヒビター成分として、ＳｅおよびＳを単独もしくは複合で含有することができる。これらの成分は、鋼中にＭｎ化合物あるいはＣｕ化合物として析出するが、抑制効果を維持するには、いずれか１種または２種の合計で０．０１０ｍａｓｓ％以上が必要である。一方、０．０４０ｍａｓｓ％を超えると、高温のスラブ加熱でも完全に固溶させることができず粗大な析出物となるため、かえって有害になる。従って、０．０１０〜０．０４０ｍａｓｓの範囲とする。
このとき、Ｍｎ／（Ｓｅ＋Ｓ）が２．５より小さいと、熱間圧延中に粒界割れや耳荒れが著しく増加するため、Ｍｎ／（Ｓｅ＋Ｓ）≧２．５とすることが実用上好ましい。
【００５５】
また、インヒビター補強元素については、次のとおりである。
すなわち、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｏ、Ａｓ、ＴｅおよびＰ等は、公知のインヒビターの抑制力を強化する補助的働きを有するため、鋼中に随時添加することが好ましい。このために必要な好適添加量については、Ｎｉ、ＣｕおよびＳｎがそれぞれ０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ、Ｍｏ、Ｔｅ、ＡｓおよびＰがそれぞれ０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％である。いずれも、下限未満では、正常粒成長の抑制効果が発揮されず、一方上限を超えると、この発明の技術をもってしても被膜特性の劣化を防止できないため、適正範囲として上記の範囲に限定した。
【００５６】
その他の添加元素については、例えば、Ｇｅ、Ｃｏの添加などは鋼板の表面性状を改善する効果があるので適宜含有させることができる。
【００５７】
次に、製造条件について具体的に説明する。
上述した成分に調整された溶鋼は、通常、連続鋳造法または造魂−分塊法によってスラブとする。
ついで、このスラブは加熱された後、熱間圧延により熱延コイルとされるが、この時スラブの加熱は、鋼中のインヒビターの固溶のために高温で行う。通常は、加熱温度を１３５０℃以上とすることが好ましい。というのは、スラブ加熱温度が１３５０℃に満たないと、インヒビター成分の固溶が十分でなく、Ｍｎ（Ｓｅ，Ｓ）やＢＮ等の微細かつ均一な分散析出が得られないからである。なお、熱間圧延に関しては、スラブ加熱前後において、組織均一化のための厚み低減処理や幅圧下処理など、公知の技術を随時加えることが可能である。
【００５８】
冷間圧延工程は、熱延板焼鈍後、１回の冷間圧延により最終板厚とする冷延１回法、あるいは必要に応じて熱延板焼鈍を施した後、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施す冷延２回法のいずれかを採用できる。
【００５９】
冷間圧延の圧下率については、従来公知の範囲、例えば冷延２回法の第１回目の圧延を１５〜６０％程度とすることが好ましい。というのは、圧下率が１５％未満の場合は、圧延再結晶の機構が作用しないため結晶組織の均一化が得られず、一方６０％を超えると集合組織の集積化が起こり、第２回目の圧延の効果が得られなくなるからである。
さらに、最終圧延の圧下率は８０〜９０％程度とするのが好ましい。というのは、圧下率が９０％を超えた場合、２次再結晶が困難となり、一方８０％未満では良好な２次再結晶粒の方位が得られず、製品の磁束密度が低下するからである。
【００６０】
また、熱延板焼鈍または中間焼鈍において、焼鈍温度が過度に低い場合、圧延後の再結晶組織において２次再結晶の核となる（１１０）粒の強度が不足し、良好な方位の２次再結晶組織が得られなくなる。（１１０）粒の強度を得るためには、熱延板焼鈍後の結晶組織を一定サイズ以上に粗大化する必要があり、このためには８００℃以上の温度まで昇温することが不可欠である。一方、焼鈍温度の上限については、微細に析出したＭｎ（Ｓｅ，Ｓ）およびＢＮ等のインヒビターを再固溶あるいはオストワルド成長させないことが肝要なため、１２００℃とすることが好ましい。
【００６１】
なお、かような熱延板焼鈍または中間焼鈍の冷却過程については、特に制限されることはないが、焼鈍後の鋼中の固溶Ｃを増加させる点から急冷処理を行ったり、鋼中の微細カーバイトを析出させるための急冷低温保持処理を行ったりすることは、製品の磁気特性を向上させる上で有効である。また、焼鈍の雰囲気の酸化性を高めて鋼板表層部を脱炭する手段も有効な働きをする。
【００６２】
さらに、最終冷間圧延を、公知のように１００〜３５０℃での温間圧延としたり、または１００〜３５０℃で１０〜６０分間のパス間時効処理を付加することにより、１次再結晶の集合組織を一層改善することができる。
また、最終冷間圧延後、磁区細分化のため、鋼板表面に線状の溝を設ける処理を行うことも可能である。
【００６３】
ついで、最終板厚とした鋼板は、公知の手法による脱炭焼鈍を施した後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布してから最終仕上焼鈍に供されるが、その時ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤にＭｏ化合物と微量のアルカリ金属化合物を含有させることが、この発明の要件の１つである。
【００６４】
ここに、Ｍｏ化合物の添加量については、、ＭｇＯに対する質量の比率として、Ｍｏ換算で０．７〜１０質量部とする必要がある。
すなわち、Ｍｏ化合物を上記の範囲で添加することにより、繰返し曲げ特性が改善する。しかしながら、添加量が、上記した下限値に満たないと十分な効果が得られず、一方上限値を越えると主成分であるＭｇＯの含有率が低下するため、被膜特性が劣化する。したがって、Ｍｏ化合物の添加量は、０．７〜１０質量部の範囲に限定した。
【００６５】
アルカリ金属の添加量については、ＭｇＯに対する質量の比率として、リチウム化合物であればＬｉ換算で０．０ｌ〜１．５質量部、ナトリウム化合物であればＮａ換算で０．００５〜１質量部、カリウム化合物であればＫ換算で０．００１〜０．５質量部が好適である。これら化合物は単独添加でも複合添加でもいずれでも構わないが、単独または複合の合計で０．００１〜１．５質量部（アルカリ金属換算）とする必要がある。
【００６６】
すなわち、これらのアルカリ金属を上記の範囲で微量添加することにより、緻密なフォルステライトを主体とする被膜が形成され、さらにＭｏ化合物添加による繰り返し曲げ特性の改善効果が、顕著に発揮される。しかしながら、添加量が上記した下限値に満たないと十分な効果が得られず、一方上限値を超えると、これらの金属を含む被膜が最終仕上焼鈍途中で形成され、副インヒビター成分によりこの被膜が損傷を受ける結果、点状の被膜欠陥や被膜密着性の低下などの被膜不良が生じる。さらに磁気特性についても最終仕上焼鈍途中で粗雑な被膜となる結果、鋼板が雰囲気の影響を受けやすくなり、副インヒビター添加による磁性改善効果は失われる。したがって、アルカリ金属の添加量は、０．００１〜１．５質量部の範囲に限定した。
【００６７】
また、焼鈍分離剤中に、上記したアルカリ金属以外の添加剤を含有させることも可能である。たとえば、Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｚｎ，ＳｉおよびＡｌ等の化合物を用いることができる。その添加量としては、ＭｇＯに対する質量の比率として、単独または複合の合計が０．５〜１５質量部程度とすることが好適である。その他、焼鈍分離剤の塗布量や水和量は従来どおり、５〜１５ｇ／ｍ２（両面）、０．５〜５質量部程度でよい。
【００６８】
さらに、１次再結晶焼鈍後かつ２次再結晶開始までの間において、鋼中に５５０ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲でＮを含ませる窒化処理を行うことも、鋼中の抑制力が弱い場合には適切であり、この技術の適用を妨げるものではない。窒化の方法としては、１次再結晶焼鈍後、ＮＨ３を含む雰囲気中で鋼板を熱処理する方法や、焼鈍分離剤中に分解性の窒化物を含有させるといった方法などが適合する。
【００６９】
最終仕上焼鈍において、その昇温途中の少なくとも１０５０℃以上、好ましくは９００℃以上の温度域については、Ｈ２を含有する雰囲気中で昇温することが有利である。すなわち、Ｈ２雰囲気は、最終仕上焼鈍中に形成される被膜中の酸化物や窒化物の形成に重要な作用を及ぼし、９００℃以上の焼鈍の中期から後期において特に還元性を強めておくことが有効である。
【００７０】
この際、最終仕上焼鈍における１０５０℃以上の純化焼鈍後の７００℃までの冷却速度を５℃／ｈ以下とすることが、繰返し曲げ特性の改善のために必要である。
ここで、冷却速度とは、１０５０℃以上の純化焼鈍において最高温度に達してから、最高温度より５０℃低い温度をＴ１とし、その時刻をｔ１、また７００℃まで温度が低下した時刻をｔ２とすると、（Ｔ１−７００）÷（ｔ２−ｔ１）と表すことができる。
【００７１】
最終仕上焼鈍後は、未反応の焼鈍分離剤を除去した後、鋼板表面に絶縁コーティングを塗布して製品とするが、必要に応じてコーティング塗布前に鋼板表面を鏡面化してもよいし、また絶縁コーティングとして張力コーティングを用いてもよい。さらに、コーティングの塗布焼付処理を平坦化処理と兼ねてもよい。
【００７２】
また、２次再結晶後の鋼板には、鉄損低減効果を得るため、磁区細分化処理、すなわちプラズマジェットやレーザ照射を線状に施したり、突起ロールによる線状のへこみ領域を設けたりする処理を施すこともできる。
【００７３】
【実施例】
実施例１
Ｃ：０．０７ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０７ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．１ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００４ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．０２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００８５ｍａｓｓ％およびＡｌ：０．００８０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物になる、厚さ２５０ｍｍの鋼スラブを、ガス加熱炉に装入し、酸素濃度が１０ｖｏｌ％の雰囲気中で１１００℃および８０分間加熱した後、誘導加熱炉で１４００℃に加熱した。その後、粗圧延に引き続いて仕上圧延を行い２．６ｍｍ厚の熱延板とした。
その後、熱延板に１０００℃で４５秒間の焼鈍を施し、３５℃／ｓの速度で急冷後に酸洗し、１回目の冷間圧延で１．６ｍｍ厚に仕上げた。次いで、１０５０℃で６０秒間の中間焼鈍を行い、３５℃／ｓの速度で急冷した後、２４０℃の温間圧延で０．２２ｍｍ厚に仕上げた。
【００７４】
次いで、脱脂処理を施した後、８２０℃で２分間、露点が５６℃、水素濃度が５０ｖｏｌ％、窒素濃度が５０ｖｏｌ％の雰囲気中で脱炭焼鈍を施した。その後、ＭｇＯに表１に示す添加剤を添加した焼鈍分離剤を鋼板の両面に、片面の塗布量を７ｇ／ｍ２として塗布し、最終仕上焼鈍として、８５０℃までＮ２ガス中で３０℃／ｈの速度で昇温し、８５０℃で１０時間保持した後、８５０℃から１０５０℃までをＮ２を２５ｖｏｌ％、Ｈ２を７５ｖｏｌ％の混合ガス中で１２．０℃／ｈの速度で、その後はＨ２ガス中で１０℃／ｈの速度で１２００℃まで昇温し、１２００℃で８時間保持した後、冷却速度を６℃／ｈとして、７００℃までＡｒガス中で冷却し、７００℃からはＮ２ガス中で冷却した。
【００７５】
上述の最終仕上焼鈍後、末反応の焼鈍分離剤を除去した後、５０％のコロイダルシリカを含有するりん酸マグネシウムを張力コーティングして塗布した後、８４０℃で３０秒間焼き付け、磁区細分化処理としてレーザを７．５ｍｍ間隔で線状に照射し製品板とした。
【００７６】
このようにして得られた製品板に対してＪＩＳ  Ｃ２５５０に準拠する繰返し曲げ試験を行った。また、被膜密着性を、丸棒に巻付ける屈曲試験により被膜の剥離限界直径として評価し、磁気特性を、８００Ａ／ｍで磁化したときの磁束密度Ｂ８（Ｔ）、そして周波数５０Ｈｚおよび磁束密度１．７Ｔにおける鉄損Ｗ１７／５０（Ｗ／ｋｇ）で評価した。
その結果を表２に示すように、この発明に従う例では、被膜外観、被膜密着性、繰返し曲げ特性および磁気特性が全て良好であることがわかる。
【００７７】
【表１】
2004332071.tif 000002
【００７８】
【表２】
2004332071.tif 000003
【００７９】
実施例２
表３に示す成分組成になる溶鋼から、連続鋳造により２２０ｍｍ厚および１３００ｍｍ幅のスラブを鋳込んだ。
これらスラブをガス加熱炉で酸素濃度が５ｖｏｌ％の雰囲気中で１１２５℃および８０分間加熱し、その後プレス機による幅圧下でスラブ幅を１１００ｍｍにし、水平圧下により２００ｍｍ厚さにした。次いで、誘導加熱炉で１４００℃に加熱した。その後、粗圧延で厚さ４０ｍｍのシートバーとし、引き続いて、仕上圧延を行い２．４ｍｍ厚の熱延板とした。
【００８０】
さらに、これらの鋼板に９５０℃および６０秒間の焼鈍を施し、３０℃／ｓの速度で急冷後に酸洗し、１回目の冷間圧延で１．７ｍｍ厚に仕上げた。次いで、１０００℃で７０秒の中間焼鈍を行って、３０℃／ｓの速度で急冷した。その後、２５０℃の温間圧延で０．２２ｍｍ厚に仕上げた。
【００８１】
ついで、ＭｇＯ：１００質量部に対して、ＴｉＯ２を５質量部（Ｔｉ換算で３質量部）、ＳｒＳＯ４を２質量部（Ｓｒ換算で０．５質量部）、ＭｏＯ３を６質量部（Ｍｏ換算で４質量部）、水酸化Ｌｉを０．４質量部（Ｌｉ換算で０．１２質量部）添加した、焼鈍分離剤を脱炭焼鈍板の両面に、片面の塗布量を７ｇ／ｍ２として塗布した。その後、最終仕上焼鈍として、８５０℃までＮ２ガス中で３０℃／ｈの速度で昇温し８５０℃で２５時間保持した後、また８５０℃から１１５０℃までをＮ２を２５ｖｏｌ％、Ｈ２を７５ｖｏｌ％の混合ガス中で１０．０℃／ｈの速度で、その後はＨ２ガス中で７℃／ｈの速度で１２００℃まで昇温し、１２００℃で８時間保持した後、冷却速度を８℃／ｈとして７００℃までＡｒガス中で冷却し、７００℃からはＮ２ガス中で冷却した。
【００８２】
上述の最終仕上焼鈍後、未反応の焼鈍分離剤を除去した後、５０％のコロイダルシリカを含有するリン酸マグネシウムを張力コーティングして塗布した後、８４０℃で３０秒間焼き付け、磁区細分化処埋としてレーザを７．５ｍｍ間隔で照射し製品板とした。
【００８３】
このようにして得られた製品板に対して、ＪＩＳ  Ｃ２５５０に準拠して繰返し曲げ試験を行った。また、被膜密着性を、丸棒に巻付ける屈曲試験により被膜の剥繊限界直径として評価し、磁気特性を、８００Ａ／ｍで磁化したときの磁束密度Ｂ８（Ｔ）、および周波数５０Ｈｚ、磁束密度１．７Ｔにおける鉄損Ｗ１７／５０（Ｗ／ｋｇ）で評価した。その結果を表４に示すように、この発明に従う例では、被膜外観、被膜密着性、繰返し曲げ特性および磁気特性が全て良好であることがわかる。
【００８４】
【表３】
2004332071.tif 000004
【００８５】
【表４】
2004332071.tif 000005
【００８６】
実施例３
表３に示した記号Ｂ、ＣおよびＦの組成を有する鋼スラブを、ガス炉により１２５０℃に加熱後、誘導式加熱炉に装入し１４２０℃で１０分間均熱した。その後、粗圧延により３５ｍｍの厚みとし、さらに仕上圧延により２．６ｍｍの厚みの熱間圧延コイルとした。
ついで、これらのコイルは、１０００℃で５０秒間の熱延板焼鈍を施し、ミスト水を噴射し３０℃／ｓの急冷を行って常温まで冷却して酸洗し、１回目の冷間圧延で１．６ｍｍ厚とした。その後、１０５０℃で８０秒間の中間焼鈍を施し、ミスト水を噴射し３０℃／ｓの急冷を行って常温まで冷却してから、２４０℃の温間圧延で０．２２ｍｍ厚に仕上げた。その後、脱脂処理を行い、８３０℃で２分間の脱炭焼鈍を５００〜７５０℃の昇温速度を１５℃／ｓとして施した。
【００８７】
次に、ＭｇＯ：１００質量部に対して、ＴｉＯ２を８質量部（Ｔｉ換算で５質量部）、ＳｒＳＯ４を１質量部（Ｓｒ換算で０．３質量部）、ＭｏＯ３を３質量部（Ｍｏ換算で２質量部）、水酸化Ｌｉを０．４質量部（Ｌｉ換算で０．１２質量部）添加した、焼鈍分離剤を脱炭焼鈍板の両面に、片面の塗布量を７ｇ／ｍ２として塗布した。このようにして、各組成ごとに各３コイル、計９コイルを製造した。
【００８８】
その後、最終仕上焼鈍は、Ｎ２中で３５℃／ｈの昇温速度で８５０℃まで昇温し、その後８５０℃で２５時間保持し、その後１１００℃までは２５％Ｎ２と７５％Ｈ２の混合雰囲気、以後Ｈ２単独雰囲気で１１８０℃まで昇温後５時間保持した後、７００℃までＡｒガス中で冷却し、７００℃からはＮ２ガス中で冷却した。その際、各組成ごとの各３コイルの冷却速度を、それぞれ４、６および８℃／ｈとした。
最終仕上焼鈍後、未反応の焼鈍分離剤を除去した後、５０％のコロイダルシリカを含有するリン酸マグネシウムを張力コーティングして塗布した後、８４０℃で３０秒間焼き付け、磁区細分化処理としてレーザを７．５ｍｍ間隔で線状に照射し製品板とした。
【００８９】
このようにして得られた製品板に対して、ＪＩＳ  Ｃ２５５０に準拠して繰返し曲げ試験を行った。また、被膜密着性を、丸棒に巻付ける屈曲試験により被膜の剥離限界直径として評価し、磁気特性を、８００Ａ／ｍで磁化したときの磁束密度Ｂ８（Ｔ）、および周波数５０Ｈｚ、磁束密度１．７Ｔにおける鉄損Ｗ１７／５０（Ｗ／ｋｇ）で評価した。
その結果を表５に示すように、この発明に従う例では、被膜外観、被膜密着性、繰返し曲げ特性および磁気特性が全て良好であることがわかる。
【００９０】
【表５】
2004332071.tif 000006
【００９１】
【発明の効果】
この発明によれば、ＢｉとＢＮをインヒビターとした場合にあっても、外観および密着性に優れるフォルステライト被膜を有し、また繰返し曲げ特性に優れ、かつ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。
【図面の簡単な説明】
【図１】最終仕上焼鈍の冷却速度と繰返し曲げ特性の関係を示すグラフである。
【図２】焼鈍分離剤中ＭｏＯ３添加量と繰返し曲げ特性の関係を示すグラフである。
【図３】焼鈍分離剤中水酸化Ｌｉ添加量と被膜密着性の関係を示すグラフである。
【図４】焼鈍分離剤中水酸化Ｌｉ添加量と繰返し曲げ特性の関係を示すグラフである。
【図１】
2004332071.tif 000007
【図２】
2004332071.tif 000008
【図３】
2004332071.tif 000009
【図４】
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