(57)【要約】【課題】Bi添加素材で課題であった、コイル状態での工業的規模における焼鈍おける諸問題を有利に解決して、磁束密度向上効果を安定して発揮させることができる方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：0.01〜0.10％，Si：２〜７％，Mn：0.01〜1.0％およびBi：0.005〜0.050％を含有する珪素鋼スラブを、熱延し、必要に応じて熱延坂焼鈍を施したのち、１回の冷延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷延を行い、再結晶焼鈍後、MgＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布することなく二次再結晶焼鈍を行うことによって、フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板を製造するに際し、  二次再結晶焼鈍工程における600〜1000℃の温度域の平均昇温速度を20℃/ｈ以上、また1000〜1100℃の温度域の平均昇温速度を10℃/ｈ以上 20℃/ｈ未満とする【選択図】図１
2007262436.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.01〜0.10％，
Si：２〜７％，
Mn：0.01〜1.0％および
Bi：0.005〜0.050％
を含有する珪素鋼スラブを、熱延し、必要に応じて熱延坂焼鈍を施したのち、１回の冷延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷延を行い、再結晶焼鈍後、MgＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布することなく二次再結晶焼鈍を行うことによって、フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板を製造するに際し、
上記二次再結晶焼鈍工程における600〜1000℃の温度域の平均昇温速度を20℃/ｈ以上、また1000〜1100℃の温度域の平均昇温速度を10℃/ｈ以上 20℃/ｈ未満とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記珪素鋼スラブ中に、インヒビター元素としてさらに、質量％で、Al，Ｓ，Seについては0.005〜0.030％、Ｂについては５〜30ppm、Ｎについては20〜100ppm、Sb，Ｐについては0.010〜0.10％、Sn，Cu，Cr，Ni，Geについては0.01〜1.50％を、単独あるいは複合して含有させ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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主として変圧器その他の電気機器の鉄心として利用される方向性電磁鋼板、特に結晶組織を｛110｝<001>方位すなわちゴス方位を高度に集積させたBi添加高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
方向性電磁鋼板は、軟磁性材料として主にトランスその他の電気機器の鉄心材料に使用されるもので、磁気特性として励磁特性と鉄損特性に優れていることが要求される。この方向性電磁鋼板は、Siを2.0〜4.8mass％程度含有し、製造工程の最終段階の900℃以上の温度での仕上焼鈍で２次再結晶を惹起させ、鋼板面に｛110｝面、圧延方向に<001>軸を揃えたいわゆるゴス組織を発達させることによって得られる。中でも、磁束密度Ｂ8が1.88 Ｔ以上の優れた励磁特性を持つものは高磁束密度方向性電磁鋼板と呼ばれている。
【０００３】
このような高磁束密度方向性電磁鋼板の代表的製造方法としては、特許文献１および特許文献２があげられる。現在、世界的規模で生産されている高磁束密度方向性電磁鋼板は、上記した２つの特許を基本として生産されていると云える。しかしながら、これらの特許に基づく製品の磁束密度Ｂ8は高々1.95Ｔ程度にすぎない。
近年、省エネルギー、省資源への社会的要求は益々厳しくなり、これに伴い方向性電磁鋼板の鉄損低減、磁化特性改善への要求も熾烈になってきている。
【０００４】
これらの要求に応えるべく、方向性電磁鋼板中にBiを含有させ、工業的手段により磁束密度を高める方法が、特許文献３、特許文献４および特許文献５等に提案されている。
また、フォルステライト被膜を有しない鏡面化技術として、特殊な焼鈍分離剤を適用する技術が、特許文献６や特許文献７に提案されている。
これらの方法により初めて、磁束密度Ｂ8が1.96Ｔを超える超高磁束密度方向性電磁鋼板が、工場規模で比較的安定して生産できるようになった。
しかしながら、これらの技術には、コイル幅方向位置により磁気特性のバラツキを生じること、およびコイル幅方向中央部においてフォルステライト被膜が剥離する部分が認められるという問題がある。
【０００５】
また、フォルステライト被膜を有しない技術の場合において、MgＯを主体とした特許文献６に開示の技術では、部分的にフォルステライトが残存するという問題が、さらにアルミナを水スラリーとして塗布する特許文献７に開示の技術では、フォルステライトを形成するMgＯスラリーの場合とは異なり、塗布むらの影響等で磁気特性のバラツキが生じるという問題があった。
【０００６】
ところで、超高磁束密度を実現するためには、鋼中に一定量以上のBiを含有させる必要がある一方、仕上・純化焼鈍時にはBiを鋼中から気化させて除去する必要がある。
方向性電磁鋼板を工場的規模で製造する場合、コイル状に巻いた鋼板を箱型仕上焼鈍炉で焼鈍することが前提となるので、特にコイル幅方向中央部においてはガスの通気性が悪く、鋼中Biの除去が困難となり、超高磁束密度が得られ難い。逆にコイル端部では、比較的ガスの通気性が良好なので、Bi除去の面では問題ないものの、焼鈍雰囲気との反応による表面酸化とそれに伴う表層における析出物の分解が過度に進行して異常粒が発生し易くなるという問題があった。
すなわち、工場的規模におけるコイル状態での焼鈍の場合には、このような現象が顕著になると考えられた。
【０００７】
【特許文献１】特公昭40−15644号公報
【特許文献２】特公昭51−13469号公報
【特許文献３】特開昭51−41624号公報
【特許文献４】特開平６−8814号公報
【特許文献５】特開平６−88173号公報
【特許文献６】特開平７−173544号公報
【特許文献７】特開平９−202924号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、上記したBi添加素材で課題であった、コイル状態での工業的規模における焼鈍おける諸問題を有利に解決して、コイル全体にわたって磁束密度向上効果を安定的に発揮させることができる方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：0.01〜0.10％，
Si：２〜７％，
Mn：0.01〜1.0％および
Bi：0.005〜0.050％
を含有する珪素鋼スラブを、熱延し、必要に応じて熱延坂焼鈍を施したのち、１回の冷延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷延を行い、再結晶焼鈍後、MgＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布することなく二次再結晶焼鈍を行うことによって、フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板を製造するに際し、
上記二次再結晶焼鈍工程における600〜1000℃の温度域の平均昇温速度を20℃/ｈ以上、また1000〜1100℃の温度域の平均昇温速度を10℃/ｈ以上 20℃/ｈ未満とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１０】
（２）前記珪素鋼スラブ中に、インヒビター元素としてさらに、質量％で、Al，Ｓ，Seについては0.005〜0.030％、Ｂについては５〜30ppm、Ｎについては20〜100ppm、Sb，Ｐについては0.010〜0.10％、Sn，Cu，Cr，Ni，Geについては0.01〜1.50％を、単独あるいは複合して含有させることを特徴とする前記（１）に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、Bi添加素材を、工場的規模のコイル状態での仕上焼鈍に供した場合であっても、コイル全体にわたり安定した特性の超高磁束密度方向性電磁鋼板を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
以下、発明を具体的に説明する。
まず、本発明を由来するに至った実験について説明する。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：0.058％，Si：3.2％，Mn：0.05％，Se：0.011％，Al：200ppm，Ｎ：85ppmおよびBi：0.012％を含有する鋼Ａのスラブと、Ｃ：0.055％，Si：3.2％，Mn：0.05％，Se：0.012％，A1：220ppmおよびＮ：83ppmを含有する鋼Ｂのスラブを、それぞれ連続鋳造にて製造し、ついで1400℃に加熱した後、熱間圧延により2.4mm厚の熱延板とした。この熱延板を、1080℃の窒素雰囲気中で60秒均熱した後、急冷した。ついで、180℃の温度での冷間圧延を行って0.30mmの最終板厚としたのち、水素：50％、窒素：50％で雰囲気中（露点：60℃）にて850℃、均熱：90秒の脱炭焼鈍を施した。
ついで、コイルから切板サンプルを採取し、焼鈍分離剤としてMg０を適用する方法、焼鈍分離剤を使用しない方法の二つの方法で二次再結晶焼鈍を施した。この二次再結晶焼鈍は、露点：−20℃の窒素雰囲気中にて常温から600℃までを３時間で昇温したのち、600〜1000℃間の昇温速度を種々に変更して昇湿し、1000℃到達時に水素雰囲気に切り替えて1200℃まで12.5℃/ｈの速度で昇温する熱サイクルで行った。
【００１３】
鋼Ａおよび鋼Ｂとも、MgＯを適用した場合にはフォルステライトが形成されたが、600〜1000℃間の昇温速度が50℃/ｈ以上の条件では部分的にフォルステライトの形成が阻害された領域が存在した。Biを含有しない鋼Ｂでは、焼鈍分離剤を適用しない場合に鋼板を重ねて焼鈍をすると、完全に密着して剥がすことができない状態になった。この点、Biを含有する鋼Ａでは、焼鈍分離剤を適用しない場合においても鋼板同士の密着は防止され、MgＯを適用せずとも焼鈍分離効果が認められた。また、形成されていた表面酸化膜は、洗浄ブラシを適用することで水洗により容易に除去でき、除去後の表面を平滑化した鏡面状態とすることができた。
【００１４】
二次再結晶焼鈍後の磁束密度について調べた結果を、600〜1000℃間の昇温速度との関係で、図１に示す。
同図によれば、焼鈍分離割としてMgＯを適用する場合よりも焼鈍分離剤を適用しない場合の方が、高い磁束密度を得られること、また600〜1000℃間の昇温速度を20℃/ｈ以上、より好ましくは25℃/ｈ以上、特に好ましくは40℃/ｈ以上の急熱昇温とすることが条件的に有利であることが分かる。
一方、MgＯを適用した場合には、20℃/ｈよりも徐熱側では磁束密度が大幅に劣化した。そこで、鋼板の二次再結晶状況を調査したところ、部分的に二次再結晶粒が発達しない異常組織が発生していることが判明した。
【００１５】
このように、MgＯを焼鈍分離剤として適用した場合には、昇温速度の低い側では異常粒の発生により、磁束密度が大幅に劣化し、一方高磁束密度を得るために有利な50℃/ｈ以上の急熱を施すとフォルステライト被膜の形成が不完全になり、結局、昇温速度の好適範囲は20℃/ｈ付近の極めて狭い範囲に限られる。
【００１６】
実際問題、工場的規模におけるコイル状態での焼鈍では、コイル全長にわたって昇温速度を狭い範囲に制御することは困難なので、MgＯを適用する通常の方向性電磁鋼板の製造法では、Bi添加素材を用いて高磁束密度と良好なフォルステライト被膜の形成を工業的に同時に実現することは極めて難しい。
この点、MgＯを適用しない方法では、昇温速度の下限が20℃/ｈと規定されるのみで、磁気特性の観点からは特に上限は規制されない。そのため、コイル全体で、最も昇温速度が小さい部分での昇温速度を20℃/ｈ以上に確保することで、コイル状態での焼鈍においてもコイル全長全幅にわたり安定して高磁束密度を確保することができる。
【００１７】
Bi添加素材では、上述したように極めて高い磁束密度が得られるが、二次再結晶粒径は粗大になるので、そのままの状態では最終仕上焼鈍後の鉄損値はやや劣化傾向にある。しかしながら、近年発達の著しいプラズマ、レーザー照射、溝形成、TiＮの蒸著等の磁区細分化処理および張力付与技術によって渦電流損が低減されるので、高磁束密度のBi添加素材を用いることにより、極めて低い鉄損値が得られる。最終的な鉄損到達値を改善するためには、磁区細分化処理前の状態でヒステリシス損を低減することが重要である。
【００１８】
そこで、次に、鋼Ａについて、二次再結晶焼鈍後のヒステリシス損について調べた結果を、600〜1000℃間の昇温速度との関係で、図２に示す。
同図に示したとおり、焼鈍分離剤としてMgＯを適用してフォルステライトを形成させた場合に比べて、焼鈍分離剤を適用せず、フォルステライト被膜を形成しない場合の方がヒステリシス損が低いという結果になった。
そこで、さらに二次再結晶焼鈍後のBi量について調査したところ、MgＯを適用した場合にはBiが0.0055％残存していたのに対して、MgＯを適用しない場合には0.002％まで低減されていた。
【００１９】
上記の結果から、磁束密度が極めて高いこと、平滑な鏡面状態の表面が得られること、およびBiの低減が促進されていることのすべてが、ヒステリシス損の改善に大きく寄与しているものと考えられる。
また、特に鉄損低減に有効な鋼板に付与する張力の大きなTiＮの蒸着技術を適用する場合には、蒸着前にフォルステライト被膜を排除する必要があるので、焼鈍分離剤を適用しないで二次再結晶焼鈍する方法は極めて有利である。
【００２０】
以上の実験結果により、素材中にBiを含有する方向性電磁鋼板素材を用いる場合、二次再結晶焼鈍時に焼鈍分離剤にMgＯを適用しないことにより、
(1) コイル全長にわたり極めて安定して高磁束密度を得られる、
(2) 二次再結晶焼鈍後に生成した表面酸化物が容易に除去されて平滑な鏡面状態の表面が得られる、
(3) 二次再結晶焼鈍後のBiの低減が促進される、
ことが明らかとなった。
【００２１】
次に、本発明の特徴的な知見内容について説明する。
本発明の第１の知見、すなわちBiを含有する方向性電磁鋼板素材を用いる場合に、二次再結晶焼鈍時に焼鈍分離剤としてMgＯを適用せず、かつ600〜1000℃間の昇温速度を20℃/ｈ以上の急熱とすることで極めて高い磁束密度が得られることに関しては、必ずしも明らかではないが、発明者らは以下のように考えている。
Biを含有させることで一次粒成長抑制力が強化され、Biを加えない場合に850〜950℃程度であった二次再結晶開始温度は1000℃を超えるようになる。二次再結晶開始温度に達するまでにの時間が長くなると、表面酸化による脱窒およびMnSe等のインヒビターの分解が進行して一次粒成長抑制力が失われるため、二次再結晶粒の発達が悪くなり異常粒が発生し易くなるものと推定される。
また、MgＯを適用している場合には900℃以上でフォルステライト被膜形成反応が開始され、雰囲気からの窒化が抑制されるため、特に昇温速度が低い場合にで二次再結晶不良となり易いが、MgＯを適用しない場合には、窒化を抑制する反応は起こらないので、比較的昇温速度が低い場合でも二次再結晶粒の発達が良好に保たれるものと考えられる。
【００２２】
次に、本発明の第２の知見、すなわちBiを添加した素材を用いた場合には、焼鈍分離剤としてMgＯを適用せずに二次再結晶焼鈍を行った場合でも、焼鈍分離効果が発揮され、かつ最終的には容易に除去される酸化被膜が形成されることについては、二次再結晶焼鈍前の脱炭焼鈍で形成されたSiO2を主体とするサブスケールと地鉄との界面にBiが濃縮して鉄の拡散を遮断するために焼鈍分離効果が発揮され、さらに高温焼鈍の進行につれてサブスケールは凝集して浮上し、最終的には酸化被膜の下部のBi濃縮層と地鉄部とを境界として酸化物が分離された形態になるため、容易に除去されるものと考えられる。
【００２３】
さらに、本発明の第３の知見、すなわち二次再結晶焼鈍後にBiの低減が容易なことに関しては、高温域でBiは蒸気となって放出されて低減されるため、蒸気放出の障害となるフオルステライト被膜が形成されないことが有利に作用しているものと考えられる。
【００２４】
なお、本発明による方向性電磁鋼板は、二次再結晶焼鈍後に平滑な鏡面状態を有してヒステリシス損が極めて低いので、張力コーティングや磁区細分化処理を行うことにより、一層の低鉄損化を図ることができる。
【００２５】
次に、本発明の構成用件の限定理由について述べる。
まず、本発明において、スラブの成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.01〜0.10％
Ｃは、変態を利用して熱延組織を改善するのに有用な元素であるだけでなく、ゴス方位結晶粒の発生に有用な元素であり、少なくとも0.01％の含有を必要とするが、0.10％を超えると脱炭焼鈍において脱炭不良を起こすので、Ｃは0.01〜0.10％の範囲に限定した。
【００２６】
Si：２〜７％
Siは、電気抵抗を高めて鉄損を低下させる有用元素であり、工業的に二次加工が可能な値として上限の７％を、一方高温焼鈍時に変態が起こらない値として下限の２％を定めた。
【００２７】
Mn：0.01〜1.0％
Mnは、熱間加工性を良好にするために必要な元素であるが、含有量が0.01％に満たないとその添加効果に乏しく、一方1.0％を超えると磁束密度が低下するので、Mnは0.01〜1.0％の範囲に限定した。
【００２８】
Bi：0.005〜0.050％
本発明において、このBiは特に重要であり、極めて高い磁束密度を得る上で必須の元素である。Biは、１次再結晶粒の粒界に優先的に濃化し、焼鈍中の粒界の移動度を低下させることにより、二次再結晶温度を上昇させ磁束密度を向上させる作用がある。すなわち、このBiは、鉄に対する溶解度が特に低く、かつ融点が271℃と非常に低いため、粒界上に偏在する傾向が強く、最終仕上焼鈍の高温域で鋼中から抜け出るために、通常のインヒビター成分と比較して高温まで強い一次粒成長抑制力を付与することが可能である。また、Biは、粒界偏析型の抑制力強化元素であるために、MnSe，MnＳ，CuXＳ，CuXSe，AlＮおよびＢＮのような公知の析出分散型のインヒビターと同時に鋼中に存在させることで、これらいずれに対しても磁気特性の向上作用を有する。
しかしながら、Bi含有量が0.005％に満たないと、上記した粒界への濃化による一次粒成長抑制効果が十分に発揮されず、一方0.050％を超えて添加すると熱延での割れが増加するため、Biは0.005〜0.050％の範囲で含有させるものとした。
【００２９】
以上、必須成分について説明したが、本発明では、これらの必須成分の他、インヒビター元素として、Al，Ｓ，Se，Sb，Ｐ，Sn，Cu，Cr，Ni，Ge，ＢおよびＮのうちから選んだ１種または２種以上を、単独または複合して添加することができる。
ここで、各々の元素がインヒビターとしての機能を発揮するための添加範囲としては、Al，Ｓ，Seについては0.005〜0.030％、Sb，Ｐについては0.010〜0.10％、Sn，Cu，Cr，Ni，Geについては0.10〜1.50％、Ｂについては５〜30ppm、Ｎについては20〜100ppmを、単独あるいは複合して含有させることができる。これらの各元素量が下限に満たないと十分な抑制力を付与することができず、一方上限を超えると熱間圧延や冷間圧延で割れが入り易くなり、製品の歩留り低下を招く。
【００３０】
さらに、高磁束密度を得るためには幾分不利であるが、スラブ加熱温度を低下させ製造性を改著するために、Al，Ｎ，Ｓ，Seなどのインヒビター成分を低減した高純度素材において、固溶窒素による粒界移動抑制効果を利用して二次再結晶を発現させる技術を用いる、特開2000−129356号公報に提案した方法を用いることも可能である。
【００３１】
次に、本発明の具体的な製造方法について説明する。
上記した好適成分組成に調整された珪素鋼スラブは、インヒビター成分の固溶のため、1300℃以上の高温に加熱される。しかしながら、インヒビター成分を低減した高純度素材を用いる場合には、1250℃以下の比較的低温で加熱してもよい。
ついで、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。製品板でゴス組織を発達させるためには、熱延板焼鈍温度は900〜1100℃の範囲が好適である。
【００３２】
ついで、１回の冷延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷延を施して最終板厚とした後、再結晶焼鈍を行う。冷延に際しては、その温度を100〜250℃に上昇させて行うこと、および冷延の途中で100〜250℃の温度での時効処理を１回または複数回行うことは、ゴス組織の集積度を向上発達させる上で有効である。
再結晶焼鈍は850〜950℃の範囲で行うことが好適であり、Ｃ量の高い素材を用いる場合には酸化性雰囲気として脱炭を兼ねさせても良い。
【００３３】
ついで、二次再結晶焼鈍を、MgＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布することなく行うことが、本発明の最も重要な事項である。
すなわち、本発明では、前述したとおり、鋼中に添加したBiが、二次再結晶焼鈍前の脱炭焼鈍で形成されたSiO2を主体とするサブスケールと地鉄との界面に濃縮して鉄の拡散を遮断するために焼鈍分離効果が発揮されるので、焼鈍分離剤は不要である。
【００３４】
続いて、二次再結晶を施す。本発明では、Biを含有させることで一次粒成長抑制力が強化されるため、二次再結晶開始温度は1000℃を超えるようになるが、前述したとおり、二次再結晶開始温度までの昇温速度特に600〜1000℃間の昇温速度が20℃/ｈに満たないと、表面酸化による脱窒およびMnSe等のインヒビターの分解が進行して一次粒成長抑制力が失われ、二次再結晶粒の発達が悪くなり異常粒も発生し易くなるため、600〜1000℃間の昇温速度は20℃/ｈ以上とする必要がある。ここに、かような制御加熱を行うべき温度範囲の下限を600℃としたのは、600℃までの加熱速度は磁気特性に大きな影響を与えないからである。
【００３５】
1000℃の二次再結晶開始温度に達したのちは、昇温速度を幾分下げ、10℃/ｈ以上 20℃/ｈ未満とする必要がある。というのは、この昇温速度が10℃/ｈ未満では、二次再結晶の発達が悪くなって磁束密度が劣化し、一方20℃/ｈ以上になると、コイル内の温度差が大きくなることにより応力が発生し、1000℃を超える温度により強度が低下しているため、コイルが変形して形状が劣化してしまうからである。
また、二次再結晶はおおよそ1100℃で終了するので、この制御昇温を施すべき温度の上限は1100℃とする。より好ましくは1200℃までである。
【００３６】
上記の二次再結晶焼鈍後に平坦化焼鈍を施して製品とする。その後、TiＮ蒸着等の張力付与技術を用いて低鉄損を得ることもできる。
さらに、平坦化焼鈍後に表面に絶縁コーティングを施すことが好ましい。良好な鉄損を得るためには、燐酸塩とコロイダルシリカを混合させた張力コーティングを適用することが有利である。
【実施例】
【００３７】
実施例１
表１に示す成分組成になるスラブを、1400℃で加熱後、熱間圧延により2.4mm厚の熱延板とした。ついで、1050℃で60秒均熱する熱延板焼鈍後、常温での冷間圧延にて0.23mmの最終板厚に仕上げた。
ついで、水素：50％、窒素：50％の雰囲気中（露点：60℃）にて、均熱温度：850℃で 10秒の再結晶焼鈍を行った。
その後、焼鈍分離剤を適用せずに、窒素：25％、水素：75％の雰囲気中で1000℃までを50℃/ｈの速度で昇温し、1000℃に達した時点で水素雰囲気に切り替えて12.5℃/ｈの速度で1200℃まで昇温させる二次再結晶焼鈍を行った。
上記の最終仕上焼鈍後、乾燥窒素水素混合雰囲気中にて850℃で30秒の平坦化焼鈍を行い形状を橋正した。
かくして得られた製品板の圧延方向の磁束密度（Ｂ8）について測定した結果を、表１に併記する。
【００３８】
【表１】
2007262436.tif 000003
【００３９】
同表に示したとおり、適量のBiを素材に含有させ、焼鈍分離剤を用いずに、適正な昇温速度で昇温して二次再結晶させた場合には、超高磁束密度の方向性電磁鋼板を得ることができた。
【００４０】
実施例２
Ｃ：0.06％、Si：3.4％、Mn：0.05％、Se：0.015％、Al：0.020％、Ｎ：0.0088％およびBi：0.02％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるスラブを、1400℃で加熱後、熱間圧延により2.4mm厚の熱延板とした。ついで、1050℃で60秒均熱する熱延板焼鈍後、常温での冷間圧延にて0.23mmの最終板厚に仕上げた。
ついで、水素：50％、窒素：50％の雰囲気中（露点：60℃）にて、均熱温度：850℃で 10秒の再結晶焼鈍を行った。
その後、焼鈍分離剤を適用せずに、窒素：25％、水素：75％の雰囲気中で1000℃までを10〜50℃/ｈの速度で昇温し、1000℃に達した時点で水素雰囲気に切り替えて５〜30℃/ｈの速度で1200℃まで昇温させる二次再結晶焼鈍を行った。
上記の二次再結晶焼鈍後、乾燥窒素水素混合雰囲気にて850℃で30秒の平坦化焼鈍を行い形状を矯正した。
かくして得られた製品板の圧延方向の磁束密度（Ｂ8）と鉄損（ヒステリシス損：Ｗh17/50）について測定した結果を、表２に示す。また、同表には、鋼板同士の密着の有無について調べた結果も併せて示す。
【００４１】
【表２】
2007262436.tif 000004
【００４２】
同表によれば、Biを素材に含有させ、焼鈍分離剤を用いずに、適正な速度範囲で昇温させる二次再結晶焼鈍を施すことにより、鋼板同士の密着なしに、超高磁束密度で低鉄損の方向性電磁鋼板が得られている。
【００４３】
実施例３
表３に示す成分組成になるスラブを、1400℃に加熱後、熱間圧延により2.6mm厚の熱延板とした。なお、表３に示されない成分に関してはすべて50ppm以下に低減した。
ついで、1000℃、均熱：30秒の熱延板焼鈍後、冷間圧延により0.30mmの最終板厚に仕上げたのち、水素：50％、窒素：50％の雰囲気中（露点：40℃）で900℃で均熱：60秒の再結晶焼鈍を行った。
その後、焼鈍分離剤を適用せずに、窒素：25％、水素：75％の雰囲気中で1000℃までを50℃/ｈの速度で昇温し、1000℃に達した時点で水素雰囲気に切り替えて12.5℃/ｈの速度で1200℃まで昇温させる二次再結晶焼鈍を行った。
上記の二次再結晶焼鈍後、乾燥窒素水素混合雰囲気にて850℃で30秒の平坦化焼鈍を行い形状を矯正した。
かくして得られた製品板の圧延方向の磁束密度（Ｂ8）と鉄損（ヒステリシス損：Ｗh17/50）について測定した結果を、表３に併記する。
【００４４】
【表３】
2007262436.tif 000005
【００４５】
同表に示したとおり、成分組成が本発明の適正範囲を満足するものはいずれも、焼鈍分離剤を用いずに、適正な昇温速度で昇温して二次再結晶させることにより、超高磁束密度で低鉄損の方向性電磁鋼板を得ることができた。
【図面の簡単な説明】
【００４６】
【図１】二次再結晶焼鈍工程中 600〜1000℃間の昇温速度と二次再結晶焼鈍後の磁束密度（Ｂ8）との関係を示す図である。
【図２】二次再結晶焼鈍工程中 600〜1000℃間の昇温速度と二次再結晶焼鈍後のヒステリシス損（Ｗh17/50）との関係を示す図である。
【図１】
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【図２】
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