(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量で
Ｃ  ：０．１０％以下、
Ｓｉ：２〜７％、
Ｍｎ：０．０２〜０．３０％、
ＳおよびＳｅのうちから選んだ１種または２種の合計：０．００１〜０．０４０％、    酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６５％、
Ｎ  ：０．００３０〜０．０１５０％、
Ｂｉ：０．０００５〜０．０５％
を基本成分とし、残余はＦｅおよび不可避的不純物よりなる一方向性電磁鋼熱延板に、必要に応じて焼鈍を施し、１回あるいは２回以上または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行い、脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布、乾燥し仕上げ焼鈍を行う方向性電磁鋼板の製造方法において、仕上げ冷延前焼鈍の最高到達温度をＢｉ含有量に応じて下記式の範囲に制御すると共に最終板厚まで冷延された鋼板を７００℃以上へ１０秒以内あるいは１００℃／秒以上の加熱速度、及びＰＨ2 Ｏ／ＰＨ2 を０．６〜０．８の雰囲気で加熱し、直ちに７００℃以上で５〜２０秒間保持して鋼板表層部にＳｉＯ2 を形成させる予備焼鈍を施した後に脱炭焼鈍を行うことを特徴とするＢ8 ≧１．９４Ｔの超高磁束密度で高磁場鉄損に優れる一方向性電磁鋼板の製造方法。
−１０×ｌｎ（Ａ）＋１１００≦Ｂ≦−１０×ｌｎ（Ａ）＋１２２０
ここで  Ａ：Ｂｉ含有量（ｐｐｍ）
Ｂ：仕上冷延前焼鈍温度（℃）
【請求項２】
仕上げ冷延前焼鈍の最高到達温度をＢｉ含有量に応じて下記の範囲に制御することを特徴とする請求項１記載のＢ8 ≧１．９４Ｔの超高磁束密度で高磁場鉄損に優れる一方向性電磁鋼板の製造方法。
−１０×ｌｎ（Ａ）＋１１３０≦Ｂ≦−１０×ｌｎ（Ａ）＋１２２０
ここで  Ａ：Ｂｉ含有量（ｐｐｍ）
Ｂ：仕上冷延前焼鈍温度（℃）
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として変圧器その他の電気機器等の鉄心として利用される方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。特に、仕上冷延前焼鈍温度及び脱炭焼鈍の昇温速度を制御することにより、極めて高い磁束密度をコイル長手方向に安定して有する一方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
【０００２】
【従来の技術】
多くの電気機器に磁気鉄心として用いられる方向性電磁鋼板は、通常Ｓｉを２〜７％含有し、製品の結晶組織を｛１１０｝＜００１＞方位に高度に集積させた鋼板である。方向性電磁鋼板の製品特性は鉄損特性と励磁特性の両方で評価される。鉄損を少なくすることは、電気機器として使用する際に熱エネルギーとして奪われる損失を少なくするため、省エネルギーの点で有効である。
【０００３】
一方、励磁特性を高めることは電気機器の設計磁束密度を高めることが可能となり、機器の小型化に有効である。製品の結晶組織を｛１１０｝＜００１＞方位に集積することは、励磁特性を高め鉄損低減にも有効であるため、近年多くの研究が重ねられ、様々な製造技術が開発されてきた。
【０００４】
磁束密度向上のための典型的な技術のひとつに、特公昭４０−１５６４４号公報に開示されている製造方法が挙げられる。これは、ＡｌＮとＭｎＳをインヒビターとして機能させ、最終冷延工程における圧下率を８０％を超える強圧下とする製造方法である。この方法により、｛１１０｝＜００１＞方位に結晶粒の方位が集積し、Ｂ8 （８００Ａ／ｍにおける磁束密度）が１．８７０Ｔ以上の高磁束密度を有する方向性電磁鋼板が得られる。
【０００５】
しかし、この製造方法に基づく磁束密度Ｂ8 は１．８８Ｔから高々１．９５Ｔ程度であり、３％珪素鋼の飽和磁束密度２．０３Ｔの９５％程度の値を示しているに過ぎない。然るに、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、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おり、更なる磁束密度の向上が強く望まれている。
【０００６】
一方、鉄損低減の方法として、特公昭５７−２２５２号公報に開示されている鋼板にレーザー処理を施す方法、さらに特公昭５８−２５６９号公報に鋼板に機械的な歪を導入する方法等、磁区を細分化する様々な方法が開示されている。上記の手法により磁区細分化される場合には、磁束密度が高くなれば高くなるほど鉄損は低減する傾向にある。従って、従来の方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ8 を更に高め、３％珪素鋼の飽和磁束密度２．０３Ｔに近づける手段の出現が待たれているのが現状である。
【０００７】
また、一般的に方向性電磁鋼板の鉄損はＪＩＳ  Ｃ２５５３でＷ17/50 （Ｂ8 １．７Ｔ、５０Ｈｚの励磁条件下でのエネルギー損失）で評価されてグレード分けされているが、近年では、トランスの小型化を図るために、励磁磁束密度を１．７Ｔ以上とする場合や、１．７Ｔであってもトランスの鉄心の局部的には１．７Ｔ以上の磁束密度となることが明らかとなっており、高磁場（例えばＷ19/50 ）での鉄損が少ない鋼板が求められている。
【０００８】
高磁場鉄損の優れた方向性電磁鋼板として、特開２０００−３４５３０６号公報に鋼板の結晶方位を｛１１０｝＜００１＞の理想方位に対して、平均値で５度以下のずれとし、鋼板の１８０℃磁区幅の平均が０．２６超〜０．３０mm以下、または、鋼板の磁区幅の０．４mm超の面積率を３％超〜２０％以下とするものが開示されているが、得られた高磁場鉄損は最も低いものでＷ19/50 ＝１．１３Ｗ／ｋｇであり、更なる高磁場低鉄損を有する方向性電磁鋼板が望まれている。
【０００９】
磁束密度を向上させる技術として、特公昭５８−５０２９５号公報では温度勾配焼鈍法を提案している。この方法で初めて安定してＢ8 が１．９５Ｔ以上の製品が得られるようになった。しかし、この方法は工場サイズの重量で実施する場合、コイルの一端面から加熱し、他端部は温度勾配をつけるため冷却するという非常に熱エネルギー損失を伴うため、工業生産としては問題があった。
【００１０】
そこで、特開平６−８８１７１号公報では、溶鋼に１００〜５０００g/T のＢｉを添加する方法が開示され、Ｂ8 が１．９５Ｔ以上の製品が得られるようになった。Ｂｉの作用は、特開平６−２０７２１６号公報などに開示されるようにインヒビターであるＭｎＳやＡｌＮなどの微細析出を促進するためインヒビター強度が上がり、理想的な｛１１０｝＜００１＞方位からずれの少ない結晶粒を選択成長させるのに有利であるためと考えられている。
【００１１】
特に、インヒビターとなるＡｌＮの析出制御には、これまで熱延板焼鈍、予備冷延後仕上冷延前焼鈍、あるいは中間焼鈍を含む複数冷延のうちの仕上冷延前焼鈍温度が深く依存していることがよく知られていたために、温度の適正化が行われてきた。
【００１２】
Ｂｉを素材に含有する場合は、特開平６−２１２２６５号公報では、熱延板焼鈍、または中間焼鈍を含む複数冷延のうちの仕上冷延前焼鈍を８５０℃〜１１００℃の範囲で３０秒から３０分施す方法が、特開平８−２５３８１５号公報では鋼中の過剰Ａｌ量により仕上げ冷延前の焼鈍温度を調整する方法や、特開平１１−１２４６２７号公報では熱延板の平均冷却速度を制御すると共に、最終冷延に先立つ焼鈍温度をＢｉ含有量に応じて２４００×Ｂｉ量（wt％）＋８７５℃〜２４００×Ｂｉ量（wt％）＋１０２５℃の範囲に制御する方法が開示されている。いずれも、仕上冷延前焼鈍温度の適正範囲はＢｉを添加しない場合よりも低温とすることが特徴である。
【００１３】
しかし、一般的に仕上冷延前焼鈍はＢｉ含有材専用設備でないため、Ｂｉ含有材を低温化すると、Ｂｉ含有材と非含有材との間で温度変更をしなければならず、温度変更部で二次再結晶不良や二次再結晶しても磁束密度が低い磁気特性不良が生じることがあった。また、温度変更を温度調整用コイルを用いて実施することがあるが、生産性を阻害するため好ましくない。
【００１４】
また特開平８−１８８８２４号公報で、素材の組成成分にＢｉ：０．０００５〜０．０５％を含有させ脱炭焼鈍する前に、Ｐ H2 O ／Ｐ H2 を０．４以下の雰囲気中で、７００℃以上の温度域へ１００℃／ｓ以上の加熱速度で加熱処理してＳｉＯ2 量を制御し、仕上焼鈍での吸脱窒素挙動を安定化させてコイル内で均一に高磁束密度を得る技術が開示されている。かかる加熱処理は誘導加熱あるいは通電加熱等の電気設備を擁して施されるのが一般的であるため、防爆の観点からＨ2 濃度は４％以下とするのが一般的である。
【００１５】
従ってＰ H2 O ／Ｐ H2 を０．４以下の雰囲気とするためには、低露点で操業を安定化することが必要であり、除湿設備などの設置が必要であり設備コストがかかる。さらに僅かな水素濃度変動にも対応できるように露点を制御しなければならず、操業自由度が極めて少なくなるという問題が生じる。
それゆえ、コイルで焼鈍した際に長手方向で二次再結晶不良や二次再結晶しても磁束密度が低い磁気特性不良が生じることがあり、いまだ安定的に工業生産に至っていない。
【００１６】
【発明が解決しようとする課題】
上記のような問題に鑑み本発明は、Ｂ8 ≧１．９４Ｔの極めて高い磁束密度を有する方向性電磁鋼板において、操業自由度が高く安定的に工業生産する方法を提供することを目的とする。
【００１７】
【課題を解決するための手段】
本発明の特徴とするところは以下の通りである。
（１）質量で
Ｃ  ：０．１０％以下、  Ｓｉ：２〜７％、  Ｍｎ：０．０２〜０．３０％、
ＳおよびＳｅのうちから選んだ１種または２種の合計：０．００１〜０．０４０％、
酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６５％、  Ｎ：０．００３０〜０．０１５０％、
Ｂｉ：０．０００５〜０．０５％
を基本成分とし、残余はＦｅおよび不可避的不純物よりなる一方向性電磁鋼熱延板に、必要に応じて焼鈍を施し、１回あるいは２回以上または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行い、脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布、乾燥し仕上げ焼鈍を行う方向性電磁鋼板の製造方法において、仕上げ冷延前焼鈍の最高到達温度をＢｉ含有量に応じて下記式の範囲に制御すると共に最終板厚まで冷延された鋼板を７００℃以上へ１０秒以内あるいは１００℃／秒以上の加熱速度、及びＰＨ2 Ｏ／ＰＨ2 を０．６〜０．８の雰囲気で加熱し、直ちに７００℃以上で５〜２０秒間保持して鋼板表層部にＳｉＯ2 を形成させる予備焼鈍を施した後に脱炭焼鈍を行うことを特徴とするＢ8 ≧１．９４Ｔの超高磁束密度で高磁場鉄損に優れる一方向性電磁鋼板の製造方法。
−１０×ｌｎ（Ａ）＋１１００≦Ｂ≦−１０×ｌｎ（Ａ）＋１２２０
ここで  Ａ：Ｂｉ含有量（ｐｐｍ）
Ｂ：仕上冷延前焼鈍温度（℃）
（２）仕上げ冷延前焼鈍の最高到達温度をＢｉ含有量に応じて下記の範囲に制御することを特徴とする前項（１）記載のＢ8 ≧１．９４Ｔの超高磁束密度で高磁場鉄損に優れる一方向性電磁鋼板の製造方法。
−１０×ｌｎ（Ａ）＋１１３０≦Ｂ≦−１０×ｌｎ（Ａ）＋１２２０
ここで  Ａ：Ｂｉ含有量（ｐｐｍ）
Ｂ：仕上冷延前焼鈍温度（℃）
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明者らは、いわゆる超高磁束密度一方向性電磁鋼鈑をさらに安定して得るために、種々の研究を鋭意重ねた結果、一次再結晶焼鈍の昇温速度を１００℃／秒以上とする場合、仕上げ冷間圧延前焼鈍温度とＢｉ含有量が磁気特性に極めて影響を及ぼすことを以下の実験より見出した。
【００１９】
本発明の範囲にある質量でＣ：０．０７５％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２６％、Ｎ：０．００８％を含有し、かつＢｉ：０．０００１〜０．０３％で種々変更した一方向性電磁鋼鈑用スラブを出発材として１４００℃で加熱した後、熱延して２．３ｍｍの熱延板とした。
引き続き、熱延板焼鈍の最高到達温度を９５０〜１２３０℃の範囲で種々変更した後に、酸洗し、冷間圧延を行って０．２２mm厚の鋼板に仕上げた。その後Ｐ H2 O ／Ｐ H2 ：０．６の雰囲気中で８５０℃まで５００℃／秒の速度で昇温した後、８００℃で湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を行った。更に、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、１２００℃で２０時間の仕上げ焼鈍を施した。
この焼鈍済み鋼板に燐酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁皮膜を焼き付け、レーザー照射による磁区制御を行った。レーザー照射条件は、照射列間隔６．５mm、照射点間隔０．６mm、照射エネルギー０．８ mJ/mm2 である。その後磁気測定を行った。
【００２０】
図１及び図２にＢｉ含有量と仕上げ冷延前焼鈍温度が磁束密度Ｂ8 及び鉄損に及ぼす影響を示す。Ｂｉ含有量を増加させるに従い、高磁束密度及び低鉄損が得られる仕上冷延前焼鈍温度は低下する傾向にあり、Ｂ8 ≧１．９４Ｔ及びＷ19/50 ≦１．２０w/kgが得られるのはＢｉ含有量をＡ(ppm) とすると、
−１０×ｌｎ（Ａ）＋１１００≦仕上冷延前温度（℃）≦−１０×ｌｎ（Ａ）＋１２２０
の範囲であり、特に優れた磁気特性が得られたのが、
−１０×ｌｎ（Ａ）＋１１３０≦仕上冷延前温度（℃）≦−１０×ｌｎ（Ａ）＋１２２０
の範囲内であった。
【００２１】
上述の実験では１回の冷間圧延による方法について説明したが、中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延した場合にも同様の結果が得られた。
【００２２】
従来は、Ｂｉを素材に含有すると特開平１１−１２４６２７号公報に開示されているように一次再結晶粒径が粗大化する傾向にあり、仕上げ冷延前の焼鈍温度を低温化させてＡｌＮ等の析出分散型インヒビターを微細化させて、一次再結晶粒径の粗大化を抑制することが必須となっていた。このため、Ｂｉ非含有材との間で仕上げ冷延前の焼鈍温度変動が生じるため、長手方向で安定した磁気特性が得られていなかった。
【００２３】
しかし、図１に示すように、一次再結晶焼鈍あるいは脱炭焼鈍の昇温速度を１００℃／秒以上に急速昇温した場合は、従来のＢｉ含有材に比べて仕上冷延前焼鈍温度の適正範囲が高温化されている。例えば前述したように、特開平６−２１２２６５号公報では仕上げ冷延前焼鈍を８５０〜１１００℃の範囲としているが、本発明ではこれよりも高温化している。これは急速昇温により一次再結晶核発生頻度を高くして一次再結晶粒径を小粒径化させることにより、仕上げ冷延前の焼鈍温度を従来よりも高温化することが可能となり、温度変動抑制が可能となった。
【００２４】
また、Ｂｉ添加量の増加に従い仕上げ冷延前の適正温度範囲が低温化するが、これはＢｉ添加量の増加により一次再結晶粒径が粗大化するため、仕上げ冷延前温度を低温化して一次再結晶粒径調整を行うものである。
【００２５】
さらに、Ｂｉを添加した場合は、急速に昇温した後で脱炭焼鈍前に適度に予備焼鈍を行った方が高磁場鉄損に優れた一方向性電磁鋼板が得られることを見出した。これは、Ｂｉを素材に含有した場合は、二次再結晶粒が粗大化して磁区幅が広くなるため高磁場鉄損が劣化する。ところが予備焼鈍を施すことにより、二次被膜塗布後に得られる被膜の張力付与効果が十分に得られ、磁区細分化されて高磁場鉄損が良好となるものと考えられる。
【００２６】
予備焼鈍により、被膜張力が向上する理由は定かではないが、加熱直後に保持する予備焼鈍時間により、鋼板表層部のＳｉＯ2 量が変化する。このＳｉＯ2 量は表層部のＳｉＯ2 の被覆率を表していると推定され、このＳｉＯ2 被覆率を適正化することにより、引き続く脱炭焼鈍板での内部酸化層構造を最適化するものと考えられ、その後の仕上焼鈍中で一次被膜と地鉄界面を入り組んだ構造として被膜密着性が向上し、被膜張力が高くなると考えられる。
【００２７】
次に本発明の成分条件について説明する。
Ｃは、０．１０％を超えると、冷延後の脱炭焼鈍において脱炭時間が長時間必要となり経済的でないばかりでなく、脱炭が不完全となりやすく、製品での磁気時効と呼ばれる磁性不良を起こすので好ましくない。
【００２８】
Ｓｉは鋼の電気抵抗を高めて鉄損の一部を構成する渦電流損失を低減するのに極めて有効な元素であるが、２％未満では製品の渦電流損失を抑制できない。また、７．０％を超えた場合では、加工性が著しく劣化して常温での冷延が困難になるので好ましくない。
【００２９】
Ｍｎは二次再結晶を左右するインヒビターと呼ばれるＭｎＳ及び、またはＭｎＳｅを形成する重要な元素である。０．０２％未満では、二次再結晶を生じさせるのに必要なＭｎＳ、ＭｎＳｅの絶対量が不足するので好ましくない。また、０．３％を超えた場合は、スラブ加熱時の固溶が困難になるばかりでなく、熱延時の析出サイズが粗大化しやすくインヒビターとしての最適サイズ分布が損なわれて好ましくない。
【００３０】
Ｓ及び、またはＳｅは上述したＭｎとＭｎＳおよび、またはＭｎＳｅを形成する重要な元素である。上記範囲を逸脱すると充分なインヒビター効果が得られないので、０．００１〜０．０４０％に限定する必要がある。
【００３１】
酸可溶性Ａｌは、高磁束密度一方向性電磁鋼板のための主要インヒビター構成元素であり、０．０１０％未満では、量的に不足してインヒビター強度が不足するので好ましくない。一方０．０６５％を超えるとインヒビターとして析出させるＡｌＮが粗大化し、結果としてインヒビター強度を低下させるので好ましくない。
【００３２】
Ｎは上述した酸可溶性ＡｌとＡｌＮを形成する重要な元素である。上記範囲を逸脱すると充分なインヒビター効果が得られないので、０．００３０〜０．０１５０％に限定する必要がある。
【００３３】
さらに、Ｓｎについては薄手製品の二次再結晶を安定して得る元素として有効であり、また二次再結晶粒径を小さくする作用もあるため、必要に応じ添加しても良い。この効果を得るためには、０．０５％以上の添加が必要であり、０．５０％を超えた場合にはその作用が飽和するので、コストアップの点から０．５０％以下の添加がよい。
【００３４】
ＣｕについてはＳｎ添加鋼の一次被膜形成安定化元素として有効であり、必要により添加する。０．０１％未満では効果が少なく、０．４０％を超えると製品の磁束密度が低下するので好ましくない。
【００３５】
Ｓｂおよび、またはＭｏについては薄手製品の二次再結晶を安定して得る元素として有効であるため、必要に応じ添加しても良い。この場合、この効果を得るためには、０．００３０％以上の添加が必要であり、０．３０％を超えた場合にはその作用が飽和するのでコストアップの点から０．３０％以下に限定する。
【００３６】
Ｂｉは本発明であるＢ8 ≧１．９４Ｔの超高磁束密度一方向性電磁鋼板の安定製造において、そのスラブ中に含有する必須の元素であり、磁束密度向上効果を有する。０．０００５％未満ではその効果が充分に得られず、また０．０５％を超えた場合は磁束密度向上効果が飽和するだけでなく、熱延コイルの端部に割れが発生するので好ましくない。
【００３７】
次に本発明である超高磁束密度材の安定製造方法について説明する。
上記のごとく成分を調整した超高磁束密度方向性電磁鋼板製造用溶鋼は、通常の方法で鋳造される。特に鋳造方法に限定はない。次いで通常の熱間圧延によって熱延コイルに圧延される。
引き続いて、熱延板焼鈍後仕上げ冷延、あるいは中間焼鈍を含む複数回の冷延、あるいは熱延板焼鈍後中間焼鈍を含む複数回の冷延によって製品板厚に仕上げるわけであるが、仕上げ冷延前の焼鈍では結晶組織の均質化と、ＡｌＮの析出制御を行う。
【００３８】
本発明の特徴とするところは、以下の範囲に仕上冷延前焼鈍温度を制御することである。
−１０×ｌｎ（Ａ）＋１１００≦Ｂ≦−１０×ｌｎ（Ａ）＋１２２０
ここで  Ａ：Ｂｉ含有量(ppm) 、Ｂ：仕上冷延前焼鈍温度（℃）
この温度が低すぎる場合は、ＡｌＮが過剰に微細析出するため一次再結晶粒径が小粒径化して、磁束密度が低下するため、−１０×ｌｎ（Ａ）＋１１００℃以上としければならない。一方で、この温度が高い場合は、一次再結晶粒径が粗大化して二次再結晶が不安定となるため、−１０×ｌｎ（Ａ）＋１２２０℃を上限とする。
【００３９】
以上最終製品厚まで圧延されたストリップに、脱炭焼鈍を施す。最終板厚まで冷延された鋼板を脱炭焼鈍する前に、７００℃以上の温度域へ１００℃／秒以上の加熱速度により加熱する。この加熱速度については、２０〜７００℃以上の最高到達温度までの平均加熱速度を示すが、特に３００℃〜７００℃までの加熱速度が重要であり、この部分の平均加熱速度が１００℃／秒より遅い場合は、二次再結晶核となる｛１１０｝＜００１＞粒が増加しないため、二次再結晶が不安定となる。最高到達温度が７００℃以下の場合も｛１１０｝＜００１＞粒が増加しないため７００℃を下限とする。
このような、高い昇温速度を達成するための加熱方法として、誘導加熱や通電加熱を採用するのがよい。
【００４０】
また、急速昇温を施した後、７００℃以上の予備焼鈍を５〜２０秒間を施すと高磁場鉄損が良好となるので好ましい。予備焼鈍温度が７００℃未満の場合適正なＳｉＯ2 が形成されないため、７００℃以上とする。
予備焼鈍時間が２０秒超では、ＳｉＯ2 量が十分確保されるが、脱炭不良が生じる。一方で、予備焼鈍時間が５秒未満のときは適正なＳｉＯ2 が確保できないために、脱Ｂｉが促進されずに界面にＢｉが濃化し過ぎ、被膜密着性を劣化させる。
【００４１】
次に脱炭焼鈍を行うが、上記加熱処理を昇温に組み込んでも構わない。
上記均熱後に引き続く脱炭焼鈍の雰囲気は通常と同様である。すなわちＨ2 とＨ2 ＯもしくはＨ2 とＨ2 Ｏと不活性ガスの混合雰囲気とし、Ｐ H2 Ｏ／Ｐ H2 を０．１５から０．６５の範囲とする。尚、脱炭焼鈍後の残留炭素量は、通常の場合と同様に５０ｐｐｍ以下とする必要がある。ＡｌＮのみをインヒビターとして用いる場合には、脱炭焼鈍後にアンモニア含有雰囲気中で焼鈍することにより鋼板を窒化し、この段階でインヒビター形成を行ってもよい。
【００４２】
脱炭焼鈍後、鋼板にＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布乾燥するが、この際ＭｇＯ中にＴｉＯ2 を１〜４０％程度添加しても良く、好ましくは塗布量を片面あたり５ｇ／ｍ2 以上とする。
【００４３】
さらに、一次被膜形成、二次再結晶、純化を目的として１１００℃以上の最終仕上焼鈍を行う。多くの場合、最終仕上焼鈍後、一次被膜の上にさらに絶縁皮膜を施す。特に燐酸塩とコロイダルシリカを主体とするコーティング液を焼き付けることによって得られる絶縁被膜は、鋼板に対する付与聴力が大きく、更なる鉄損改善に有効である。
さらに、上記一方向性電磁鋼板に、レーザー照射、プラズマ照射、歯型ロールやエッチングによる溝加工等のいわゆる磁区細分化処理を施しても構わない。
【００４４】
［実施例１］
質量でＣ：０．０８０％、Ｓｉ：３．３０％、Ｍｎ：０．０８０％、Ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２６％、Ｎ：０．００８２％を含有し、かつＢｉ：０、０．００３０、０．０１５０、０．０３８０％を含有するすスラブを、１３５０℃で加熱した後、２．３mm厚にまで熱間圧延させた熱延板を１０００、１０７０、１１４０、１２１０℃の４水準で１分間焼鈍を施した。この後、冷間圧延により最終板厚０．２２mmにまで圧延した。
【００４５】
さらに、得られたストリップを脱炭焼鈍する際、３００℃〜８５０℃までの昇温速度を４００℃／秒で８５０℃まで昇温した後、直ちにＰ H2 O ／ＰH 2 ＝０．８の雰囲気中で８５０℃×５秒間の予備焼鈍を施し、更に８４０℃の均一温度、湿潤水素中で脱炭焼鈍した。
【００４６】
その後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して、最高到達温度１２００℃で２０時間、水素ガス雰囲気中で高温焼鈍を施した。得られた鋼板の余剰ＭｇＯを除去し、形成されたフォルステライト被膜上にコロイダルシリカと燐酸塩を主体とする絶縁皮膜を形成して製品とした後、レーザー照射による磁区制御を行った。レーザー照射条件は、照射列間隔６．５mm、照射点間隔０．６mm、照射エネルギー０．８ mJ/mm2 である。この時の製造条件と磁気特性を表１に示す。
本発明条件を満足する条件で製造されたコイルは、鉄損特性に優れた方向性電磁鋼板となっている。
【００４７】
【表１】
0003743707.tif 000002
【００４８】
［実施例２］
質量でＣ：０．０７５％、Ｓｉ：３．３５％、Ｍｎ：０．０８０％、Ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２５％、Ｎ：０．００８５％、Ｓｎ：０．０１４０％、Ｃｕ：０．０８％を含有し、かつＢｉ：０．００１５、０．０２３０％を含有するすスラブを、１３５０℃で加熱した後、直ちに圧延して２．４mm厚の熱延コイルとした。熱延コイルを冷間圧延して１．８mmとし、１０５０℃、１１５０℃、１２５０℃の３水準で１分間の焼鈍を施した。この後、冷間圧延により最終板厚０．２２mmにまで圧延した。その後は実施例１と同様に処理して製品としたコイルの製造条件と磁気特性を表２に示す。
【００４９】
【表２】
0003743707.tif 000003
【００５０】
［実施例３］
実施例２で得られた、Ａ１、Ａ２、Ｂ１、Ｂ２について、通板方向に対して直角方向とのなす角が１２゜の方向に、５mm間隔で深さ１５μｍ、幅９０μｍの溝を形成したときの磁区制御前後の鉄損値を表３に示す。本発明条件を満足する条件で製造されたコイルは、鉄損特性に優れた方向性電磁鋼板となっている。
【００５１】
【表３】
0003743707.tif 000004
【００５２】
［実施例４］
質量でＣ：０．０７０％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．０７０％、Ｓｅ：０．０１８％、酸可溶性Ａｌ：０．０２５％、Ｎ：０．００８４％、Ｓｂ：０．０２５％、Ｍｏ：０．０１４％を含有し、かつＢｉ：０．０３５％を含有するすスラブを、１４００℃で加熱した後、直ちに圧延して２．５mm厚の熱延コイルとした。熱延コイルに１０００℃で焼鈍を施した後１．７mmまで冷間圧延したコイルを１０００〜１２００℃の間で５０℃毎に５水準とって１分間の焼鈍を施した。この後、冷間圧延により最終板厚０．２２mmにまで圧延した。その後は実施例１と同様に処理して製品としたコイルの製造条件と磁気特性を表４に示す。
本発明条件を満足する条件で製造されたコイルは、鉄損特性に優れた方向性電磁鋼板となっている。
【００５３】
【表４】
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【００５４】
【発明の効果】
本発明により、Ｂｉを鋼中に含有する高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造において、操業自由度が高く、安定製造可能な方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】磁束密度Ｂ8 に及ぼすＢｉ含有量と仕上冷延前温度の影響を示す図。
【図２】鉄損に及ぼすＢｉ含有量と仕上冷延前温度の影響を示す図。
【図１】
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【図２】
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