(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.02〜0.10wt％、Si：2.0 〜4.0wt％、Mn：0.02〜0.20wt％、sol.Al：0.01〜0.05wt％およびＮ：0.004〜0.012wt％を含み、かつＳおよびSeのうちの少なくとも一方を単独または双方合計で0.010 〜0.040wt％で含有する方向性電磁鋼板用スラブを素材として、熱間圧延したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間冷延を行い、ついで、脱炭焼鈍を施したのち、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、Ｈ2 を用いる雰囲気調整のもと最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程により方向性電磁鋼板を製造するにあたり、
焼鈍分離剤が、MgO ：100 重量部に対して、TiO2：0.5 〜15重量部、SnO2：0.1 〜10重量部およびSr化合物をSr換算で：0.1 〜10重量部のそれぞれの範囲内で複合添加したものであり、
最終仕上げ焼鈍におけるＨ2 導入温度が、脱炭焼鈍最高到達温度以下であ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】
最終仕上げ焼鈍の昇温過程にて、被焼鈍材の２次再結晶開始温度以下で、かつ、Ｈ2 導入温度以下の均熱処理を施す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】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、焼鈍分離剤組成ならびに最終仕上げ焼鈍条件に工夫を凝らすことによって、磁気特性および被膜特性を大幅に改善する方向性電磁鋼板の製造方法を提案しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
方向性電磁鋼板は、主として変圧器あるいは回転機器等の鉄心材料として使用され、磁気特性として磁束密度が高く、鉄損及び磁気歪が小さいことが要求される。
磁気特性に優れる方向性電磁鋼板を得るには、｛１００｝＜００１＞方位、いわゆるゴス方位に高度に集積した２次再結晶組織を得ることが肝要である。
【０００３】
かかる方向性電磁鋼板は、２次再結晶に必要なインヒビター、例えばMnS, MnSe, AlN等を含む方向性けい素鋼スラブを加熱して熱間圧延を行ったのち、必要に応じて焼鈍を行い、１回あるいは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、次いで脱炭焼鈍を行ったのち、鋼板にMgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから最終仕上げ焼鈍を行うことによって製造される。そして、この方向性電磁鋼板の表面には、特殊な場合を除いて、フォルステライト（Mg2SiO4)質絶縁被膜（以下、単にフォルステライト絶縁被膜またはフォルステライト被膜という）が形成されているのが普通である。この被膜は表面の電気的絶縁だけでなく、その低熱膨張性に起因する引張応力を鋼板に付与することにより、鉄損さらには磁気歪をも効果的に改善する。
【０００４】
このフォルステライト被膜は仕上焼鈍において形成されるが、その被膜形成挙動は鋼中のMnS, MnSe, AlN等のインヒビターの挙動に影響するため、優れる磁気特性を得るために必須の過程である２次再結晶そのものにも影響を及ぼす。また、形成されたフォルステライト被膜は、２次再結晶が完了したあとには不要となるインヒビター成分を被膜中に吸い上げて鋼を純化することによっても鋼板の磁気特性の向上に貢献する。従って、このフォルステライト被膜形成過程を制御して被膜を均一に生成させることは、優れた品質の方向性電磁鋼板を得るうえで非常に重要である。
【０００５】
また、当然のことながら形成されたフォルステライト被膜は外観が均一で欠陥のないこと、かつせん断、打抜き及び曲げ加工等において被膜のはく離を生じないようにするため、密着性に優れることが要求される。さらに、その表面は平滑で鉄心として積層した時に、高い占積率を有することが要求される。
【０００６】
かように製品品質に多大な影響を及ぼすフォルステライト絶縁被膜は、一般に以下のような工程で形成される。
まず、所望の最終板厚に冷間圧延された方向性電磁鋼板用の最終冷延板を、湿水素中で700 〜900 ℃の温度で連続焼鈍を行う。この焼鈍（脱炭焼鈍）により、冷間圧延後の組織を、最終仕上げ焼鈍において適正な２次再結晶が起こるように１次再結晶させ、
最終仕上げ焼鈍における２次再結晶を完全に行わせるとともに、製品の磁気特性の時効劣化を防止するため、鋼中に0.01〜0.10wt％程度含まれる炭素を0.003 ％程度以下までに脱炭し、
そして、鋼中Siの酸化によって、SiO2を含むサブスケールを鋼板表層に生成させる。
【０００７】
その後、MgO を主成分とする焼鈍分離剤を鋼板上に塗布し、コイル状に巻取って還元あるいは非酸化性雰囲気にて２次再結晶焼鈍と純化焼鈍を兼ねた最終仕上げ焼鈍を最高1200℃程度の温度で行うことにより、主として以下の反応式で示される固相反応によってフォルステライト絶縁被膜を形成させるのである。
２MgO ＋SiO2→Mg2SiO4 
【０００８】
このフォルステライト絶縁被膜は、１μm 前後の微細結晶が緻密に集積したセラミクッス被膜であり、上述の如く、脱炭焼鈍により鋼板表層に生成したSiO2を含有するサブスケールを一方の原料物質として、その鋼板上に生成させるものであるから、このサブスケールの種類、量、分布等はフォルステライトの核生成や粒成長挙動に関与するとともに被膜結晶粒の粒界や粒そのものの強度にも影響を及ぼし、従って仕上げ焼鈍後の被膜品質にも多大な影響を及ぼす。
【０００９】
また、他方の原料物質であるMgO を主体とする焼鈍分離剤は、水に懸濁したスラリーとして鋼板に塗布されるため、乾燥させたのちも物理的に吸着したH2O を保有するほか、一部が水和してMg(OH)2 に変化している。そのため、仕上げ焼鈍中は800 ℃の温度付近まで少量ながらH2O を放出し続ける。このH2O により仕上げ焼鈍中に鋼板表面は酸化される。この酸化もフォルステライトの生成挙動に影響を及ぼすとともにインヒビターの挙動にも影響を与え、この追加酸化が多いと磁気特性が劣化する要因となる。このMgO が放出するH2O による酸化し易さも、脱炭焼鈍で形成されたサブスケールの物性に大きく影響される。また、当然のことながら、焼鈍分離剤中に配合されるMgO 以外の添加物も、たとえ添加量が少量であっても、被膜形成および２次再結晶過程ひいては磁気特性に大きく影響する。
【００１０】
これまで、被膜特性の改善に関しては焼鈍分離剤中に主成分であるMgO に加えてTiO2等のTi化合物を含有させる技術が数多く開示されている。例えば特公昭51−12451 号公報（方向性冷延珪素鋼板の電気絶縁皮膜生成法）では、Mg化合物100 重量部に対しTi化合物が２〜40重量部となるように配合することにより、いずれもフォルステライト被膜の均一性と密着性とを向上させる方法が開示されている。また、特公昭56−15466 号公報（方向性珪素鋼板に耐熱性絶縁被膜を形成させる方法）では焼鈍分離剤に用いるTiO2を微細粒とすることにより、Ti化合物からなる黒点状付着物を消滅させる方法が開示されている。さらに、特公昭57−32716 号公報（方向性珪素鋼板の絶縁被膜の形成方法）では、フォルステライト絶縁被膜を密着性が良くかつ優れた均一性をもって形成させる方法として、Sr化合物をSr換算で0.1 〜10重量部配合する技術が提案されている。
【００１１】
一方、磁気特性の向上を目的に焼鈍分離剤中に配合されるMgO 以外の添加物として、特公昭54−14567 号公報（磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法）に開示されているように、Cu, Sn, Ni, Coあるいはそれらを含む化合物を0.01〜15重量部（金属元素として）添加する方法、特開昭60−243282号公報（磁気特性のすぐれた方向性電磁鋼板の製造方法）に開示されているようにTiO2またはTiO を0.5 〜10重量部とSrS, SnS, CuS を0.1 〜5.0 重量部、またはそれらに加えて硝酸アンチモンを0.05〜2.0 重量部添加する方法、特開昭61−79780 号公報（方向性電磁鋼板の製造方法）に示されているように、コロイド状のSbもしくはSbを含む化合物またはコロイド状のSnもしくはSnを含む化合物を添加する方法等が知られている。
【００１２】
しかしながら、上記のいずれの提案も一定の効果は認められるとはいえ必ずしも十分なものではなく、ストリップの幅方向あるいは長手方向で磁気特性やフォルステライト絶縁被膜の密着性、厚みあるいは均一性などが劣化する場合があり、優れた品質を有する製品を安定生産し、さらなる歩留まりの向上を図るためには、いまだ改善の余地を残すものであった。特に前述したように、AlN をインヒビターとして利用することにより高磁束密度の方向性電磁鋼板を製造する場合には、２次再結晶が不安定になって磁気特性がばらつく傾向が往々にしてみられた。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、前記した問題点を有利に解決しようとするものであり、製品コイルの全長および全幅にわたって欠陥のない均一で密着性に優れるフォルステライト絶縁被膜を有し、磁気特性にも優れる方向性電磁鋼板を得るため製造方法を提案することを目的とする。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、製品コイルにおけるフォルステライト絶縁被膜品質のばらつきと磁気特性のばらつきとを低減すべく、MgO に加えて焼鈍分離剤中に配合する添加物を検討したところ、TiO2，SnO2およびSr化合物の複合添加が被膜特性および磁気特性のさらなる向上に有効であり、さらに、これらの焼鈍分離剤を用いた最終仕上げ焼鈍条件を検討したところ、最終仕上げ焼鈍におけるＨ2 導入温度を脱炭焼鈍温度以下とすることにより、被膜特性、磁気特性ともに向上することを新たに知見し、この発明を達成したものである。
すなわち、この発明の要旨とするところは以下の通りである。
【００１５】
（１）Ｃ：0.02〜0.10wt％、Si：2.0 〜4.0wt％、Mn：0.02〜0.20wt％、sol.Al：0.01〜0.05wt％およびＮ：0.004〜0.012wt％を含み、かつＳおよびSeのうちの少なくとも一方を単独または双方合計で0.010 〜0.040wt％で含有する方向性電磁鋼板用スラブを素材として、熱間圧延したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間冷延を行い、ついで、脱炭焼鈍を施したのち、MgO を主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、Ｈ2 を用いる雰囲気調整のもと最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程により方向性電磁鋼板を製造するにあたり、焼鈍分離剤が、MgO ：100 重量部に対して、TiO2：0.5 〜15重量部、SnO2：0.1 〜10重量部およびSr化合物をSr換算で：0.1 〜10重量部のそれぞれの範囲内で複合添加したものであり、最終仕上げ焼鈍におけるＨ2 導入温度が、脱炭焼鈍最高到達温度以下であることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法（第１発明）。
（２）最終仕上げ焼鈍の昇温過程にて、被焼鈍材の２次再結晶開始温度以下で、かつ、Ｈ2 導入温度以下の均熱処理を施す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（第２発明）。
【００１６】
【発明の実施の形態】
まず、この発明に至った経緯を実験例をもとに説明する。
実験１
Ｃ：0.065 wt％（以下単に％であらわす）、Si：3.25％、Mn：0.070 ％、Se：0.016 ％、sol. Al ：0.023 ％、Ｎ：0.0083％およびSb：0.025 ％を含有し、残部は実質的にFeから成る方向性電磁鋼板用スラブを実験室にて1350℃で30分間加熱後、熱間圧延し、板厚：2.2 mmの熱延板とした。この熱延板に1000℃の温度で熱延板焼鈍を施したのち、酸洗し、1100℃の温度の中間焼鈍を挟む２回の冷間と温間とを組合せた冷間圧延により最終冷延板厚：0.22mmに仕上げた。
【００１７】
その後、800 ℃、820 ℃、840 ℃および860 ℃の４水準の温度にてそれぞれ２分間の湿水素中での脱炭焼鈍を施し、MgO を主成分とし、TiO2：８％、SnO2：５％およびSr(OH)2 ：３％を含む焼鈍分離剤をそれぞれに塗布し、最終仕上げ焼鈍を施して製品とした。
【００１８】
このとき、最終仕上げ焼鈍は、図１に示す最終仕上げ焼鈍のヒートパターンと雰囲気ガスとの関係のグラフのように、焼鈍開始時はＮ2 雰囲気とし、昇温途中でＮ2 ＋Ｈ2 の混合雰囲気に切換え、1180℃の温度に到達後Ｈ2 雰囲気中で５時間純化する焼鈍とした。その際、Ｎ2 雰囲気からＮ2 ＋Ｈ2 混合雰囲気への切換え温度を800 ℃、820 ℃、840 ℃および860 ℃と４水準に変化させた。
【００１９】
かくして得られた各製品について、磁気特性（Ｂ8 ）および被膜特性（曲げはくり性）を評価した。
これらの評価結果を図２にまとめて示す。
図２は、磁気特性および被膜特性に及ぼす最終仕上げ焼鈍中のＨ2 導入温度（Ｎ2 からＮ2 ＋Ｈ2 雰囲気への切換え温度) と脱炭焼鈍温度との関係を示すグラフである。
【００２０】
図２から、最終仕上げ焼鈍でのＨ2 導入温度を脱炭焼鈍温度と同等かそれ以下としたときに磁気特性、被膜特性とも良好になることが分かる。
【００２１】
このような結果が得られた原因については次のように推察される。
まず、焼鈍分離剤中のSnO2の役割として以下のことが考えられる。
最終仕上げ焼鈍中にＨ2 を導入することにより、SnO2が分解し始め、この分解により放出された酸素が地鉄最表層のインヒビターAlN と反応して、AlN が分解して抑制力を弱め、最表層の圧延非定常方位粒の２次再結晶を阻害し、板厚方向１／５層近傍の方位の揃ったゴス粒を成長しやすくする。
【００２２】
一方、最終仕上げ焼鈍中の温度が脱炭焼鈍温度より高くなると１次粒の成長が進行し始める。そこで、この発明のように、最終仕上げ焼鈍中のＨ2 導入温度を脱炭焼鈍温度と同等かそれ以下にすることにより、１次粒の成長が起こる前にSnO2の分解が始まり、マトリックスの粒径が小さいまま板厚方向１／５層近傍のゴス粒の成長が促進され良好な磁性が得られたものと推察される。
【００２３】
さらに、SnがMgO - サブスケール界面で被膜形成反応を促進してフォルステライトの粒径を小さくし、これが被膜の密着性向上に寄与しているものと推察される。
【００２４】
実験２
実験１と同じ成分組成のスラブを用い、実験１と同条件にて最終冷延板厚：0.22mmに仕上げた冷延板を、820 ℃、840 ℃および860 ℃の３水準の温度にてそれぞれ２分間保持する湿水素中での脱炭焼鈍を施したのち、それぞれに、MgO を主成分とし、TiO2：10％、SnO2：３％およびSr(OH)2 ：５％を含む焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上げ焼鈍を施し製品とした。
【００２５】
このとき、最終仕上げ焼鈍は、図３に示す最終仕上げ焼鈍の昇温過程に均熱部をもうけたヒートパターンと雰囲気ガスとの関係のグラフのように、２次再結晶開始温度より低い820 ℃の温度で均熱するようにした。そして、焼鈍開始時は、Ｎ2 単独の雰囲気とし、820 ℃の温度での均熱終了直後の温度(820℃の温度) 、昇温途中の840 ℃、860 ℃および880 ℃の各温度でＮ2 ＋Ｈ2 雰囲気にそれぞれ切換え、1180℃の温度に到達後Ｈ2 単独雰囲気として５時間純化するものとした。
【００２６】
かくして得られた各製品について、実験１と同様に磁気特性（Ｂ8 ）、被膜特性（曲げはくり性）を評価した。
これらの評価結果を図４にまとめて示す。
図４は、磁気特性および被膜特性に及ぼす昇温過程で均熱部をもうけた最終仕上げ焼鈍中のＨ2 導入温度と脱炭焼鈍温度との関係のグラフである。
【００２７】
図４から、最終仕上げ焼鈍でのＨ2 導入温度を脱炭焼鈍温度以下としたとき磁気特性、被膜特性ともに良好になることが分かる。
【００２８】
実験３
つぎに、実験２における最終仕上げ焼鈍昇温過程での均熱温度とＨ2 導入温度について検討した。
実験１と同様の成分組成のスラブを用い、実験１と同条件にて最終冷延板厚：0.22mmに仕上げた冷延板を、840 ℃の温度で２分間保持する湿水素中での脱炭焼鈍を施したのち、MgO を主成分とし、TiO2：８％、SnO2：３％およびSrSO4 ：４％を含む焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上げ焼鈍を施し製品とした。
【００２９】
このとき、最終仕上げ焼鈍は、図５に示す最終仕上げ焼鈍の昇温過程に均熱部をもうけたヒートパターンと雰囲気ガスとの関係のグラフのように、２次再結晶開始温度より低い800 ℃、820 ℃、840 ℃および860 ℃の４水準の温度で均熱し、Ｈ2 導入温度は実験１および２より得られた知見に基づき、脱炭焼鈍温度以下の820 ℃および840 ℃の２水準とした。
【００３０】
かくして得られた製品について、実験１と同様に磁気特性（Ｂ8 ）、被膜特性（曲げはくり性）を評価した。
これらの評価結果を図６にまとめて示す。
図６は、磁気特性および被膜特性に及ぼす最終仕上げ焼鈍における昇温過程での均熱温度とＨ2 導入温度との関係のグラフである。
【００３１】
図６から、最終仕上げ焼鈍における昇温過程で均熱部をもうける場合の均熱温度はＨ2 導入温度以下とすることで良好な磁気特性および被膜特性が得られることが分かる。
この理由についてはあきらかではないが、最終仕上げ焼鈍の昇温過程で、Ｈ2 導入前に均熱保持することにより被焼鈍材の温度分布が均一化され、SnO2の分解反応が均一に行われるようになり、よって、造膜反応が安定化するためと推察される。
【００３２】
つぎにこの発明の成分組成の限定理由および好適範囲について述べる。
この発明の対象とする電磁鋼板用スラブは、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：2.0 〜4.0％、Mn：0.02〜0.20％、sol.Al：0.01〜0.05％およびＮ：0.004〜0.012％を含み、かつＳおよびSeのうちの少なくとも一方を単独または双方合計で0.010 〜0.040％で含有する成分組成とする。その他、必要に応じて、Sb：0.01〜0.20％、Cu：0.02〜0.20％、Mo：0.01〜0.05％、Sn：0.02〜0.30％、Ge：0.02〜0.30％およびNi：0.01〜0.20％の範囲で含有させることもよい。
【００３３】
sol. Al およびＮは、AlN インヒビターを形成させるため必要である。Alは少なすぎると磁束密度が低下し、多すぎると２次再結晶が安定しなくなるため、sol. Al の含有量は0.01〜0.05％の範囲に限定する。またＮは、少なすぎるとAlN インヒビターの量が不足して磁束密度が低下し、多すぎるとブリスターと呼ばれる表面欠陥が製品に多発するため、その含有量を0.004 〜0.012 ％の範囲とする。
【００３４】
Ｃは、熱間圧延時のα−γ変態を利用して結晶組織の改善を行うために重要な成分であり、含有量が0.02％に満たないと良好な一次再結晶組織が得られず、0.10％を超えると脱炭が難しくなって脱炭不良となり磁気特性が劣化するので0.02〜0.10％とする。
【００３５】
Siは、製品の電気抵抗を高め、渦電流損を低減させる上で重要な成分であり、含有量が、2.0 ％に満たないと最終仕上げ焼鈍中にα−γ変態によって結晶方位が損なわれ、4.0 ％を超えると冷延性に問題があるため、2.0 〜4.0 ％とする。
【００３６】
MnとSe及びＳはインヒビターとして機能するもので、Mn量が0.02％未満または、Ｓ，Seの単独もしくは合計量が0.010 ％未満であるとインヒビター機能が不十分となり、Mn量が0.20％を超えまたは、Ｓ，Seの単独もしくは合計量が0.040 ％を超えるとスラブ加熱の際に必要とする温度が高すぎて実用的でないので、Mnは0.02〜0.20％、ＳまたはSeは単独あるいは合計量として0.010 〜0.040 ％とする。
【００３７】
さらに磁束密度を向上させるためにSb, Cu, Sn, Ge, Niなどを単独または複合して添加することが可能である。Sbは含有量が、0.20％を超えると脱炭性が悪くなり、0.01％に満たないと効果がないので、その含有量は0.01〜0.20％が好ましい。Cuは含有量が0.20％を超えると酸洗性が悪化し、0.01％に満たないと効果がないので、その含有量は0.01〜0.20％が好ましい。Sn, Geは含有量が0.30％を超えると良好な一次再結晶組織が得られず、0.02％未満では効果がないので、それぞれの含有量は0.02〜0.30％が好ましい。Niは含有量が0.20％を超えると熱間強度が低下し、0.01％未満では効果がないので、その含有量は0.01〜0.20％が好ましい。
【００３８】
また、表面性状を改善するためにMoを添加できる。含有量が0.05％を超えると脱炭性が悪くなり、0.01％に満たないと効果がないので、その含有量は0.01〜0.05％が好ましい。
【００３９】
つぎに、この発明の対象としている方向性電磁鋼板の製造条件について述べる。
従来より用いられている製鋼法で上記成分組成に調整した溶鋼を連続鋳造法あるいは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んでスラブを得、続いて熱間圧延をし、必要に応じて熱延板焼鈍を行ったのち、１回ないし中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とする。
この冷延板に脱炭焼鈍を施したのち、この発明に従う焼鈍分離剤を塗布してから、さらにこの発明に従う最終仕上げ焼鈍を施し製品とする。
【００４０】
このとき、脱炭焼鈍は雰囲気酸化性P(H2O)／P(H2) を0.2 〜0.7 の範囲で行うことが望ましい。また、その際、均熱の後段を前段に比し低酸化性として表層にSiO2の還元生成物を形成させてもかまわない。
【００４１】
焼鈍分離剤は、助剤として、MgO ：100 重量部に対し、TiO2：0.5 〜15重量部、SnO2：0.1 〜10重量部およびSr化合物(Sr 換算) ：0.1 〜10重量部をそれぞれ複合添加したものとする。ここでSr化合物としては、従来より公知のSrSO4, Sr(OH)2・8H2O, SrCO3 およびSr(NO3)2等があり、これらのうちから選ばれる１種または２種以上をそれぞれ単独または複合して添加してよい。
これら、TiO2, SnO2およびSr化合物は３種類の複合添加により効果を発揮し、それぞれ上記範囲内の添加で磁気特性および被膜特性の向上が著しい。
【００４２】
さらに、最終仕上げ焼鈍工程においては、Ｈ2 導入温度を前工程の脱炭焼鈍温度( 最高到達温度) 以下とすることを必須とする。これは前記したように、良好な磁気特性および被膜特性を得るために必要である。また、これらの特性のさらなる向上のために、最終仕上げ焼鈍工程の昇温過程で、被焼鈍材の再結晶開始温度以下で、かつ、Ｈ2 導入温度以下での均熱処理を施すこともよい。
【００４３】
最終仕上げ焼鈍後さらに、りん酸系の絶縁コーティング好ましくは張力を付与する絶縁コーティングを施すことはよく、また、最終冷延後、最終仕上げ焼鈍後あるいは絶縁コーティング被成後に既知の磁区細分化処理を施すことは鉄損の低減に有効である。
【００４４】
【実施例】
実施例１
Ｃ：0.070 ％、Si：3.20％、Mn：0.068 ％、Se：0.020 ％、sol.Al：0.026 ％、Ｎ：0.0087％およびSb：0.023 ％を含み残部は実質的にFeよりなる成分組成のスラブを素材として、該スラブを1420℃・30分間の加熱後、熱間圧延して板厚：2.2 mmの熱延板とした。
【００４５】
この熱延板に1000℃の温度で熱延板焼鈍を施して、酸洗し、１回目の冷間圧延後、1100℃の温度で中間焼鈍を施したのち、２回目の冷間圧延を230 ℃の温度での温間圧延として最終冷延板厚：0.22mmに仕上げた。この冷延板に磁区細分化を目的としたエッチング処理により、深さ：20μm 、幅：100 μm の溝を圧延方向に４mmピッチで導入した。
【００４６】
その後、湿水素雰囲気中で840 ℃の温度の脱炭焼鈍を施したのち、MgO ：100 重量部に対してTiO2：９重量部、SnO2：３重量部およびSr(OH)2 ：３重量部を含む焼鈍分離剤を塗布してから、それぞれ条件を変えて最終仕上げ焼鈍を施し製品とした。
【００４７】
最終仕上げ焼鈍条件は、焼鈍開始当初はN2雰囲気とし、昇温途中でN2とH2との混合雰囲気に切り換え、その切り換え温度を820 ℃、840 ℃および860 ℃の３水準に変化させた。つづいて、1180℃の温度に達したところでH2雰囲気に切り換えそれぞれ純化を行った。このときのヒートパターンは、純化のための1180℃の温度での均熱以外は、均熱しなかったもの、昇温過程の820 ℃および840 ℃の温度でそれぞれ均熱したものの３水準とした。
【００４８】
かくして得られた各製品について磁気特性および被膜の曲げはくり性をそれぞれ調査した。
これらの調査結果を表１にまとめて示す。
【００４９】
【表１】
0003885257.tif 000002
【００５０】
表１から明らかなように、この発明に従う適合例は磁気特性、被膜の曲げはくり性ともに比較例に比し良好な結果を示している。
【００５１】
実施例２
Ｃ：0.066 ％、Si：3.18％、Mn：0.070 ％、Se：0.018 ％、sol.Al：0.025 ％、Ｎ：0.0080％およびSb：0.025 ％を含み残部は実質的にFeよりなる成分組成のスラブを素材として、該スラブを1420℃・30分間の加熱後、熱間圧延して板厚：2.2 mmの熱延板とした。
【００５２】
この熱延板に1000℃の温度で熱延板焼鈍を施して、酸洗し、１回目の冷間圧延後、1150℃の温度で中間焼鈍を施したのち、２回目の冷間圧延を220 ℃の温度での温間圧延として最終冷延板厚：0.29mmに仕上げた。
【００５３】
この冷延板に、均熱帯前段では840 ℃の温度で湿水素雰囲気、均熱帯後段では870 ℃の温度で乾燥雰囲気とする脱炭焼鈍を施したのち、MgO ：100 重量部に対してTiO2：10重量部、SnO2：５重量部およびSr(OH)2 ：４重量部を含む焼鈍分離剤を塗布してから、それぞれ条件を変えて最終仕上げ焼鈍を施し製品とした。
【００５４】
最終仕上げ焼鈍条件は、焼鈍開始当初はN2雰囲気とし、途中でN2とH2との混合雰囲気に切り換えこの切り換え温度を850 ℃、870 ℃および890 ℃の３水準に変化させた。つづいて、1180℃の温度に達したところでH2雰囲気に切り換えそれぞれ純化を行った。このときのヒートパターンは、純化のための1180℃の温度での均熱以外は、均熱しなかったもの、昇温過程の850 ℃および870 ℃の温度でそれぞれ均熱したものの３水準とした。
【００５５】
かくして得られた各製品について、磁気特性および被膜の曲げはくり性をそれぞれ調査した。
これらの調査結果を表２にまとめて示す。
【００５６】
【表２】
0003885257.tif 000003
【００５７】
表２から明らかなように、この発明に従う適合例は比較例に比し、磁気特性、被膜のはくり性ともに優れている。
【００５８】
【発明の効果】
この発明は、AlN をインヒビターとする方向性電磁鋼板の製造にあたり、焼鈍分離剤の組成ならびに、最終仕上げ焼鈍条件を特定するものであり、この発明によれば、良好な磁気特性と被膜特性を安定して得ることができ、工業生産での製品歩留りを著しく向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】最終仕上げ焼鈍のヒートパターンと雰囲気ガスとの関係のグラフである。
【図２】磁気特性および被膜特性に及ぼす最終仕上げ焼鈍中のH2導入温度と脱炭焼鈍温度との関係を示すグラフである。
【図３】最終仕上げ焼鈍の昇温過程に均熱部をもうけたヒートパターンと雰囲気ガスとの関係のグラフである。
【図４】磁気特性および被膜特性に及ぼす昇温過程で均熱部をもうけた最終仕上げ焼鈍中のH2導入温度と脱炭焼鈍温度との関係のグラフである。
【図５】最終仕上げ焼鈍の昇温過程に均熱部をもうけたヒートパターンと雰囲気ガスとの関係のグラフである。
【図６】磁気特性および被膜特性に及ぼす最終仕上げ焼鈍における昇温過程での均熱温度とH2導入温度との関係のグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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