JP5011712B2

JP5011712B2 - 一方向性電磁鋼板の製造方法

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Publication number: JP5011712B2
Application number: JP2005330517A
Authority: JP
Inventors: 広朗戸田; 敬寺島; 峰男村木
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2005-11-15
Filing date: 2005-11-15
Publication date: 2012-08-29
Anticipated expiration: 2025-11-15
Also published as: JP2007138201A

Description

本発明は、磁気特性、被膜特性およびベンド特性に優れた一方向性電磁鋼板を、低コストで製造することができる方法に関するものである。

方向性電磁鋼板は、主として変圧器その他の電気機器の鉄心材料として使用され、磁束密度および鉄損値などの磁気特性に優れることが必要である。その一般的な製造方法としては、厚さ：100〜300mmのスラブを約1350℃以上の高温に加熱後、熱間圧延し、ついで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、脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶および純化を目的とした最終仕上げ焼鈍を行うという複雑な工程が採られており、最終仕上げ焼鈍時の二次再結晶によって{１１０}＜００１＞方位の結晶粒を成長させている。

このような二次再結晶を効果的に発現させるためには、まず一次再結晶粒の成長を抑制するインヒビターと呼ばれる析出分散相を、均一かつ適切なサイズに分散させることが必要とされている。このようなインヒビターとしては、MnＳ，MnSe，AlＮおよびＢＮに代表される硫化物、Se化合物、窒化物のような鋼中への溶解度が低いものが用いられており、熱間圧延前のスラブ加熱時にインヒビターを完全に固溶させ、その後の工程で微細に析出させる方法が採用されている。この場合、インヒビターを十分に固溶させるためには、約1350〜1400℃程度の温度でスラブ加熱を行う必要があり、普通鋼のスラブ加熱温度に比べると約200℃も高温である。

上記したような高温スラブ加熱には、以下のような欠点がある。
（ａ）高温加熱を行うためにエネルギー原単位が高い。
（ｂ）溶融スケールが発生し易く、またスラブ垂れも生じ易いため、製品の表面欠陥を生じ易い。
（ｃ）スラブ表層の過脱炭が生じ易い。

上記（ｂ），（ｃ）の問題を解決するために、誘導加熱炉が採用されているが、エネルギーコストの増大という問題は残されたままである。従って、省エネルギー化と低コスト化のために、スラブ加熱温度の低温化を図る研究がこれまで数多くなされてきた。

例えば、特許文献１には、Mnを0.08〜0.45％、Ｓを0.007％以下とすることによってスラブ加熱を低温化する技術が開示され、また特許文献２には、これにCrを添加することによって二次再結晶の安定化を図る技術が開示されている。これらはいずれも、Ｓ量を低減してスラブ加熱時のMnＳの固溶を図るところに特徴がある。しかしながら、これらの技術には、コイル幅方向や長手方向での磁気特性のバラツキが生じ易いという問題があり、研究室規模での製造手段に止まっていた。その原因としては、MnＳに代替するインヒビターの機能不足による二次再結晶の不安定化が挙げられる。すなわち、上記の技術は、酸可溶Alを0.010〜0.060％，Ｎを0.0030〜0.0130％含有し、インヒビターとしてAlＮを用いるものであったが、スラブ加熱温度が低くAlＮを完全固溶させることができないため、インヒビターの抑制力不足あるいは部分的な抑制力の変動が大きいことにより、磁気特性は安定化しなかった。

かような欠点を補う手段として、特許文献３には、二次再結晶焼鈍中に窒素吸収を促進させて、二次再結晶を安定化させる技術が開示されている。焼鈍分離剤中に窒化物を添加することで二次再結晶焼鈍中に窒化させ、二次再結晶を安定化させる同様な技術は、特許文献４にも開示されている。しかしながら、二次再結晶焼鈍中に窒化させる技術は、コイルの長手方向や幅方向で窒化量に差が生じるために、依然として、十分に二次再結晶の発現を安定化させることはできなかった。

上記の問題を解決するために、脱炭焼鈍後、二次再結晶焼鈍前に、鋼板に窒化処理を施して二次再結晶を安定化させる技術が、特許文献５や特許文献６、特許文献７において開示された。しかしながら、二次再結晶焼鈍前に窒化処理を施す方法は、新たな設備を必要とし、コストが増大するという問題があった。

一方、これまで必要不可欠とされてきたインヒビターを使用せずに方向性電磁鋼板を製造する試みも種々行われてきた。例えば、特許文献８、特許文献９、特許文献10および特許文献11には、三次再結晶を利用する技術が開示されているが、これらはいずれも表面エネルギー差を利用する方法であるため、板厚が薄いものに限られる。従って、現在、製品として使用されている方向性電磁鋼板の板厚は0.20mm以上がほとんどであるため、通常の製品を上記の方法で製造することは困難である。

ところが、近年になって、二次再結晶発現の重要なポイントして、インヒビターの存在の他に、一次再結晶組織において隣り合う結晶粒の方位差角が注目されるようになってきた。すなわち、方位差角が20〜45°である粒界（高エネルギー粒界）が重要な役割を果たしていることが、非特許文献１で報告され、これに基づいて、インヒビターを使用しない方向性電磁鋼板の研究が再び盛んに行われるようになってきた。
例えば、特許文献12において、鋼スラブ中にインヒビター成分を含有させなくても、工業的に方向性電磁鋼板が製造できる技術（インヒビターレス法）が開示されている。

このインヒビターレス法で製造する方向性電磁鋼板の特性向上・安定化を図るために、以下のような技術が提案されている。
すなわち、特許文献13には、ＮおよびＳの含有量を〔ppmＮ〕²＋［ppmＳ］²≦6400に従って抑制すると共に、脱炭焼鈍の600℃から750℃にかけての昇温速度を15℃/ｓ以上に制御し、かつ脱炭焼鈍の均熱過程の水素分圧に対する水蒸気分圧の比である雰囲気酸化性（Ｐ[H₂O]/Ｐ[H₂]）を0.6以下の範囲に制御する技術が提案されている。
また、特許文献14には、純化焼鈍を1050℃の温度域で施すと共に、この純化焼鈍温度が1170℃を超える場合は、1170℃を超える温度域における雰囲気の水素分圧を0.4atm以下に、またこの純化焼鈍温度が1170℃以下の場合は、1050℃以上の温度域における雰囲気の水素分圧を0.8atm以下にする技術が提案されている。
また、特許文献15には、焼鈍分離剤として、MgＯ：100重量部に対してTi酸化物を0.1〜9.0重量部含有するものを用い、最終仕上げ焼鈍は、900℃以上1050℃以下の温度域における５時間以上15時間以下の保持を不活性ガスの含有率が50vol％以上の雰囲気中にて行う工程を含み、かつこの工程における950℃以上の温度域に２時間以上10時間以下で滞留させる技術が提案されている。
さらに、特許文献16には、一次再結晶焼鈍後の鋼板における結晶粒径を８〜25μm の範囲とし、二次再結晶焼鈍の昇温過程における 800〜900℃の平均昇温速度を0.5〜５℃/ｈの範囲とし、二次再結晶焼鈍の昇温過程にて、900℃と800℃での鋼板窒素量差を−10ppm〜＋25ppmの範囲とすることを特徴とする技術が提案されている。

特開昭59−56522号公報特開昭59−190325号公報特開昭62−70521号公報特開昭62−40315号公報特開平２−200732号公報特開平４−183817号公報特開平４−235222号公報特開昭64−55339号公報特開平２−57635号公報特開平７−76732号公報特開平７−197126号公報特開2000−129356号公報特開2001−158919号公報特開2004−169179号公報特開2004−190053号公報特開2004−218024号公報 Act Material 45巻 (1997) 1285頁

しかしながら、従来のインヒビターを利用して製造した方向性電磁鋼板と比べた場合、その磁気特性や被膜特性の安定性には依然として劣るものがあり、特に鋼板をコイル状に巻き取って最終仕上げ焼鈍を行うことに起因して、ストリップの幅方向あるいは長手方向で磁気特性や被膜特性が劣化する場合があり、優れた品質を有する製品を安定して生産し、さらなる歩留り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。

この発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、コイルの全幅および全長にわたって欠陥のない均一で密着性に優れたフォルステライト質絶縁被膜を有し、さらには磁気特性およびベンド特性にも優れた方向性電磁鋼板を、低コストで製造することができる方法を提案することを目的とする。

以下、本発明の解明経緯について説明する。
さて、発明者らは、まず既に提案した特許文献14、特許文献15および特許文献16に開示の技術を基に、さらに磁気特性と被膜特性を改善・安定化することを試みた。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。

第１に素材成分についてであるが、酸可溶性AlおよびＮの上限は上記技術と同様、各100ppm未満、60ppm未満にする必要があったが、酸可溶性Alについては40ppm以上の微量を含有させることにより、脱炭焼鈍時に鋼板表面に形成される酸化膜が緻密になり、二次再結晶焼鈍時の窒素の増減が抑制されて、二次再結晶粒のゴス方位への集積が向上し、磁気特性が改善されることが判明した。従って、酸可溶性Alの成分範囲は40ppm以上 100ppm未満とした。また、Ｎについても二次再結晶焼鈍時の窒素の増減を抑制するためには、30ppm以上含有させた方がよいことが判明したので、その成分範囲は30ppm以上 60ppm未満とした。さらに、インヒビターレス法で方向性電磁鋼板を製造するためには、(Ｓ＋0.405Se）の上限は50ppm未満にする必要がある。この理由は、これらの合計量が50ppm以上になると、二次再結晶が困難となり、磁気特性が劣化するからである。

さらに、Sbは二次再結晶焼鈍時の鋼板窒素量の増加を非常に効果的に抑制するので、優れた磁気特性を得るためおよび磁気特性を安定化させるためには必須の元素であり、その効果を十分に発揮させるには0.035％以上添加する必要がある。しかしながら、0.30％を超えて含有させると脱炭焼鈍時の脱炭性が非常に悪くなり、工業的大量生産には不適となるので、その成分範囲は0.035％以上 0.30％以下とする必要がある。
しかしながら、一方でSbは、脱炭焼鈍時の鋼板の酸化速度を低減する効果が非常に大きいので、Sb添加量が増すと、脱炭焼鈍板サブスケールの酸化物量が少なくなることに起因すると思われる製品被膜の欠陥が増大した。

そこで、この被膜欠陥を抑制する手段について鋭意検討を重ねた結果、この欠陥を抑制するには、Sb量に応じて鋼中Mn量を増すことが効果的であることを新たに見出した。
すなわち、Sb：0.035％以上 0.30％以下で、Mn：{0.04＋Sb（％）}％以上 0.50％以下の時に、優れた磁気特性と被膜特性を有する方向性電磁鋼板を安定して製造できることを見出したのである。なお、Mn量の上限は、Sb量の上限値が0.30％であるので、Mn量の上限は少なくともその場合の下限値（0.34％）以上であればよいこと、また一定量以上の添加はコスト面で不利なだけでなく、磁束密度の低下を招くことから、0.50％とした。

第２に焼鈍分離剤の組成であるが、特許文献15にも開示されているように、インヒビターレス成分系においても、マグネシアにTi化合物を配合することは被膜特性改善に有効である。従って、本発明の成分系においてもTi化合物の適正配合量について検討した結果、マグネシア：100質量部に対して、Ti化合物をTi換算で0.3〜８質量部を含有する焼鈍分離剤を塗布することが被膜特性の改善に有効であることが判明した。

第３に二次再結晶焼鈍パターンであるが、特許文献16に開示の「二次再結晶焼鈍の昇温過程における、800℃から900℃までの平均昇温速度を0.5〜５℃/ｈの範囲にすること」という技術をベースに、本発明の成分系において二次再結晶焼鈍の昇温パターンを検討した結果、800℃以上 900℃以下の滞留時間を40時間以上 150時間以下にすることが磁気特性の改善に有効であることが判明した。

第４に純化焼鈍条件であるが、特許文献14に開示の「純化焼鈍を1050℃以上の温度域で施し、その際の水素分圧を低くする」という技術をベースに、本発明の成分系において純化焼鈍条件を検討した結果、純化焼鈍は1125℃以上の温度で行い、かつ昇温・冷却過程を含めて1100℃以上の温度域の雰囲気を、アルゴン単体、窒素単体あるいはアルゴンと窒素の混合雰囲気にすることが、ベンド特性の改善に効果的であることが判明した。

これらに加え、発明者らは、脱炭・一次再結晶焼鈍後の鋼板表面のファイヤライトとシリカの組成比を、赤外反射の吸光度比（Af/As）で0.1以上 1.0未満とすることで、インヒビターレス成分系におけるコイル長手方向および幅方向における磁気特性および被膜特性の変動を効果的に抑制することができ、優れた磁気特性および被膜特性を有する製品を製造できることを新たに見出した。
その理由については、後述するオリビン形成反応前に生じる焼鈍分離剤中のマグネシア水和水に起因する鋼板表面の酸化を抑制できるためと考えている。

また、発明者らは、インヒビターレス成分系における焼鈍分離剤の配合物が、フォルステライト質絶縁被膜の被膜特性および磁気特性に及ぼす影響について、さらに研究を進めた。
というのは、焼鈍分離剤の配合物を制御することによって被膜特性や磁気特性を改善する技術としては、多くの提案がこれまでになされているが、そのほとんどは、MnＳ，MnSe，AlＮなどのインヒビターを用いるものや脱炭焼鈍後の窒化処理によって（Al，Si）Ｎなどのインヒビターを形成させるものに関してであり、インヒビターレス成分系では、これらに関する研究がほとんどなされていなかったからである。

そこで、焼鈍分離剤中に配合するTi化合物以外の添加物についても検討したところ、Ti化合物に加え、マグネシア100質量部に対して、Sr化合物をSr換算で0.2〜５質量部を配合することで、磁気特性および被膜特性のさらなる向上に効果があることを見出した。
すなわち、鋼板をコイル状に巻き取って最終仕上げ焼鈍をする以上、コイルの内・中・外巻き部では、熱履歴や雰囲気などの焼鈍条件にある程度の差が生じてしまう。しかしながら、その差に起因する磁気特性や被膜特性の差をできるだけ抑制し、さらなる特性の向上を図るためには、上記したような焼鈍分離剤中への添加物の制御が効果的であることが判明したのである。

この発明は、以上の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨構成は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.01〜0.10％，Si：2.5〜4.5％，酸可溶性Al：40ppm以上 100ppm未満，Ｎ：30ppm以上 60ppm未満，Sb：0.035〜0.30％，Mn：[0.04＋Sb(％)]％以上 0.50％以下および（Ｓ＋0.405Se）：50ppm未満を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるけい素鋼スラブを、1250℃以下の温度で加熱後、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回以上の冷間圧延を行い、ついで脱炭・一次再結晶焼鈍後、マグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程によって一方向性電磁鋼板を製造するに当たり、
ａ) 脱炭・一次再結晶焼鈍工程において、鋼板表面にファイヤライトとシリカの組成比が赤外反射の吸光度比（Af/As）で0.1以上 1.0未満であるサブスケールを形成する、
ｂ) 焼鈍分離剤中に、マグネシア：100質量部に対して、TiO ₂ ，TiO ₃ ・H ₂ O，TiO・(OH) ₂ およびTi(OH) ₄ のうちから選んだ一種または二種以上のTi化合物をTi換算で0.3〜８質量部含有させる、
ｃ) 二次再結晶焼鈍の昇温過程において、800℃以上 900℃以下の滞留時間を40時間以上 150時間以下とする、
ｄ) 二次再結晶焼鈍後の純化焼鈍を1125℃以上の温度で行うと共に、昇温・冷却過程を含めて1100℃以上の温度域の雰囲気を、アルゴン単体、窒素単体あるいはアルゴンと窒素の混合雰囲気とする
ことを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。

（２）上記（１）において、焼鈍分離剤中にさらに、マグネシア：100 質量部に対して、SrSO ₄ ，Sr(OH) ₂ ・8H ₂ O，SrCO ₃ およびSr(NO) ₃ のうちから選んだ一種または二種以上のSr化合物をSr換算で0.2〜５質量部含有させることを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。

（３）上記（１）または（２）において、けい素鋼スラブが、さらに質量％で、Sn：0.03〜0.50％，Cu：0.03〜0.50％，Ni：0.03〜0.50％，Cr：0.03〜0.30％，Ｐ：0.01〜0.10％およびMo：0.005〜0.10％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一方向性電磁鋼板の製造方法。

本発明によれば、鋼スラブにインヒビター成分が含有されない、すなわちAl，Ｓ等が不純物レベルである素材を用いて、低温スラブ加熱により、磁気特性、被膜特性およびベンド特性に優れた方向性電磁鋼板を安価に製造することができる。

以下、本発明を由来するに至った実験結果について説明する。
さて、発明者らは、インヒビターレス成分系でSbを利用することで、優れた磁気特性と被膜特性を有する方向性電磁鋼板を安定して製造できる手段の開発に取り組んだ。その結果、上記の発明を完成するに至ったのであるが、この知見は、以下に述べる実験室レベルでの多岐にわたる実験・検討の末に、得られたものである。

以下、本発明を由来するに至った実験結果について説明する。
（実験１）
Ｃ：0.02〜0.06％，Si：3.0〜3.5％，酸可溶性Al：40ppm以上 100ppm未満，Ｎ：30ppm以上 60ppm未満，Sb：0.01〜0.30％，Mn：0.05％以上 0.50％以下，（Ｓ＋0.405Se）：50ppm未満，Cu：0.01〜0.50％，Cr：0.01〜0.30％，Ｐ：0.002〜0.10％の成分範囲であり、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる多数の真空鋼塊を、1200℃に加熱後、熱間圧延し、950〜1100℃の熱延板焼鈍を施したのち、冷間圧延にて最終板厚：0.29mmまで圧延した。その後、H₂−H₂O−N₂中、800〜900℃の温度で脱炭・一次再結晶焼鈍を施した後、マグネシアを主成分とし、マグネシア：100質量部に対して0.1〜20.0質量部のTiO₂を含有する焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍の昇温過程において、800℃以上 900℃以下の滞留時間を10時間以上 200時間以下とする二次再結晶焼鈍および1200℃での純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を施した。その後、水洗して未反応の焼鈍分離剤を除去し、試料の被膜外観を調査した後、りん酸マグネシウム、コロイダルシリカおよびクロム酸を主成分とするコーティングを施した。
かくして得られた試料の磁気特性（磁束密度Ｂ₈，鉄損Ｗ_17/50）と被膜密着性について調査した。なお、被膜密着性は、被膜の曲げ密着性として、５mm間隔の種々の径を有する丸棒に試験片を巻き付け、被膜が剥離しない最小径で評価した。

まず、多数の試料のうち、Mnが0.08〜0.14％、Sbが0.04〜0.06％を満足する成分で、焼鈍分離剤中に添加したTiO₂量が被膜密着性に及ぼす影響について調べた結果を図１に示す。
同図に示したとおり、一部の例外はあるものの、マグネシア：100質量部に対して TiO₂をTi換算で0.3〜８質量部添加した場合に、比較的良好な被膜密着性が得られていることが分かる。

同様に、Mn：0.08〜0.14％かつSb：0.04〜0.06％を満足する成分で、二次再結晶焼鈍の昇温過程において、800℃以上 900℃以下の温度域での滞留時間が磁気特性に及ぼす影響について調べた結果を図２に示す。
同図に示したとおり、一部の例外はあるものの、800℃以上 900℃以下の滞留時間が40時間以上 150時間以下の場合に、比較的優れた磁気特性が得られていることが分かる。

上記の解析結果を踏まえ、マグネシア：100質量部に対してTiO₂をTi換算で0.3〜８質量部添加し、かつ二次再結晶焼鈍の昇温過程において 800℃以上 900℃以下の滞留時間を40時間以上 150時間以下とした条件で、素材中のMn，Sb量が磁気特性と被膜特性に及ぼす影響について調査した。得られた結果を図３(a), (b)に示す。
同図によれば、Sb：0.035％以上で、かつMn：{0.04＋Sb(％)}％以上の場合に、磁気特性と被膜特性の両者に優れた方向性電磁鋼板が得られることがわかる。

なお、鋼中Mn量を増すことで被膜特性を改善する技術としては、特許文献３等に開示の技術があるが、実施例をみると、これらは酸可溶性Alを0.02〜0.03％含みインヒビターとしてAlＮを用いるもの、酸可溶性Alを0.02〜0.03％含む素材で脱炭焼鈍後に窒化処理を行う、あるいは二次再結晶中に窒素吸収を促進させてAlＮをインヒビターとして利用するものであった。また、Mn量を増やす目的は、仕上げ焼鈍中、鋼板表層に高温酸化によるMnＯを適正量形成させることで、フォルステライト被膜の張力や密着性などを改善するところにあった。

しかしながら、本発明のインヒビターレス成分系は、上記の技術とは異なり、素材成分中の酸可溶性Alは100ppm未満である。酸可溶性Alが0.02％程度以上含まれた場合の被膜形成過程は、「Journal of Materials Engineering and performance Vol.3 (1994) 214頁（“Glass Film Structure of Grain-Oriented Silicon Steel Using Aluminum Nitride as an Inhibitor”）」や「材料とプロセス CAMP-ISIJ, Vol.6 (1993)-676（方向性珪素鋼板の仕上げ焼鈍皮膜の構造解析）」に報告されているように、酸可溶性Alがほとんどないあるいは少ない場合と異なる。従って、鋼中Mn量の影響についても、酸可溶性Alが0.02〜0.03％含まれる場合とそうでない場合とでは異なると推定できる。
すなわち、前記した知見は、従来のインヒビターを用いた方向性電磁鋼板の素材成分とは異なるインヒビターレス成分系の下で、特にSb量との関係で得られた新規知見である。

さらに、インヒビターレス成分系で、Sb量に応じて鋼中Mn量を増した時に被膜特性が改善する理由も、上記した従来技術の機構とは異なる。すなわち、前述したように、Sbは脱炭焼鈍時の鋼板の酸化速度を低減する効果が非常に大きいので、Sb量が増加すると、図４に示すように、脱炭焼鈍板サブスケールの酸化物量が少なくなり、それに起因すると推定される製品被膜の欠陥が増大した。
これに対して、鋼中Mn量を増加すると、図５に示すように、脱炭焼鈍時に生成する酸化物量が増すので、Sb量増によるサブスケール量の低減を補うことができる。

また、サブスケールの酸化物として、Mn増によりファイヤライトとシリカの生成量が増大するが、特に（Ｓ＋0.405Se）量が50ppm未満である成分系では、Mn量を増加した場合、(Fe，Mn)₂SiO₄の化学式で表されるファイヤライト生成量が増すことも被膜改善に寄与する。すなわち、本発明の構成要件のひとつである昇温過程800℃以上 900℃以下の滞留時間を40時間以上 150時間以下にする二次再結晶焼鈍では、800℃以上 900℃以下の温度域での被膜形成の主反応は、マグネシアとシリカが直接に反応してフォルステライトを形成する下記(1)式の反応ではなく、ファイヤライト中のFeあるいはMnの一部がMgに置換する下記(2)式の反応（オリビン形成反応）なので、脱炭焼鈍板サブスケール中にある程度のファイヤライトが存在した方が被膜形成が進行し易く、最終的な被膜特性が向上すると考えられる。
さらに、(Fe，Mn)₂SiO₄でMn比が増した方が、上記オリビン形成反応において、Mgの置換が進行し易い、すなわちオリビン形成反応が進行し易いことも、鋼中Mn量が増すと被膜特性が向上する理由の一つと考えられる。なお、Mn量を一定にしてSb量を増すと、オリビン形成反応は遅くなる。従って、Sb量を増すと被膜特性が劣化する原因は、脱炭焼鈍板サブスケールの酸化物量が減少することと、二次再結晶焼鈍過程でオリビン形成反応が遅くなることの二点と考えられるが、Mn量を増すことにより両者を同時に改善できることが、Sb増量による被膜特性の劣化をMn増量により補える理由と考えられる。
２MgＯ＋SiO₂→Mg₂SiO₄ --- (1)
(Fe，Mn)₂SiO₄＋MgＯ→(Fe，Mn)_2-XMg_XSiO₄＋［Mg_1-X, (Fe，Mn)_X］Ｏ --- (2)

図６は、素材成分の異なる脱炭焼鈍板にマグネシアを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、850℃で50時間保持した後、引き出した試料表面をフーリエ変換赤外線吸収スペクトル法（FT-IR）で測定した結果である。
(a)Mn：0.09％＋Sb：0.04％の試料に比べて、(b)Mn：0.09％＋Sb：0.06％の試料では、(a)で約1030cm^-1にみられるピークが低波数側に止まっていてオリビン形成が遅いことが分かるが、(c)Mn：0.12％＋Sb：0.06％の試料では、オリビン形成が(b)よりも進行し、(a)並み以上になっていることが分かる。

なお、特開平６−184638号公報には、脱炭焼鈍工程において生成する酸化膜成分{(Fe，Mn)Ｏ}a・{SiO₂}b中のFe，Mn分が（FeＯ＋MnＯ）／酸化膜中全SiO₂として0.10〜0.50、かつ酸化膜中全SiO₂が0.6〜1.7g/m²となるようにして脱炭焼鈍することで、均一なグラス被膜を有し、磁気特性の優れた方向性電磁鋼板を製造する技術が開示されているが、この技術の目的は、脱炭焼鈍後に窒化処理を行い、(Al，Si)Ｎ主体のインヒビターを形成する方向性電磁鋼板の製造法で良好な被膜特性と磁気特性を得ることにあり、インヒビターレス成分系で優れた磁気特性と被膜特性を有する方向性電磁鋼板を製造しようとする本発明とは技術内容が異なる。

（実験２）
実験１の結果に基づき、素材Mn，Sb量がそれぞれ、Sb：0.035％以上かつMn：{0.04＋Sb(％)}％以上の成分系で実験を行った。この実験では、本インヒビターレス成分系の場合（Ｓ＋0.405Se）量が50ppm未満であるので、特許文献14に開示の技術に基づき、二次再結晶焼鈍後の純化焼鈍については1200℃で行い、その際1170℃以上の温度では（20%H₂＋80%N₂）雰囲気中で焼鈍したが、製品板のベンド特性が非常に劣るという問題が生じてしまった。また、特に二次再結晶・純化焼鈍時のコイル幅方向の端部や、コイルの最内巻き部および最外巻き部に該当する個所において、部分的に地鉄が露出する点状欠陥が頻発していることがあった。

ここで、ベンド特性とは、JIS C 2550に規定される繰り返し曲げ試験に従って、鋼板を幅：30mmに切り出し、これに張力をかけて繰り返し直角に曲げて、鋼板に亀裂が生じるまでの回数を測定して評価される。このベンド特性に劣ると、鋼板の打ち抜きラインの途中で鋼板が破断したり、巻きトランスの製造において鋼板に割れが発生したりし易くなる。そこで、素材中のSb，Mn量がSb：0.035％以上かつMn：{0.04＋Sb(％)}％以上のインヒビターレス成分系における純化焼鈍条件が、製品板のベンド特性に及ぼす影響を調べる実験を行った。

すなわち、Ｃ：0.039％，Si：3.35％，酸可溶性Al：65ppm，Ｎ：41ppm，Sb：0.048％，Mn：0.105％，（Ｓ＋0.405Se）：17ppmの成分であり、残部はFeおよび不可避的不純物からなる複数の方向性けい素鋼板用スラブを、1200℃に加熱後、熱間圧延により板厚：2.2 mmの熱延板とした。ついで、1050℃で45秒間の熱延板焼鈍後、冷間圧延により最終冷延板厚：0.29mmに仕上げたのち、これらの冷延板を脱脂して表面を清浄化してから、H₂−H₂0−N₂雰囲気中にて脱炭焼鈍を施した。
その後、マグネシアを主成分とし、マグネシア：100質量部に対して3.5質量部のTiO₂を配合した焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍の昇温過程において、800℃以上900℃以下の滞留時間を50時間にする二次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を施した。その際、純化焼鈍温度と焼鈍雰囲気を変更する実験を次のように行った。

まず初めの実験では、純化焼鈍温度を1200℃とし、昇温中の1050℃から1200℃にいたる所定の各温度において、表１に示すように、焼鈍雰囲気を水素単体から窒素＋水素の混合雰囲気または窒素単体雰囲気に変更した。その際、窒素と水素の比率も適宜変更した。また、純化焼鈍後の冷却過程の雰囲気は、前述の昇温時ガス切り替え温度までは、切り替え後の雰囲気と同じにし、その後窒素単体雰囲気で冷却した。
図７に、二次再結晶焼鈍後に続く、純化焼鈍パターンの模式図を示す。

その後、水洗して未反応分離剤を除去した後、りん酸マグネシウム、コロイダルシリカおよびクロム酸を主成分とするコーティングを施した。
かくして得られた各製品コイルのベンド特性を調べた結果を表１に併記する。

同表から明らかなように、昇温中1100℃以下の温度から、1200℃での焼鈍後、冷却終了までの雰囲気を窒素単体にした場合に、良好なべンド特性が得られていることがわかる。

次に、純化焼鈍温度を1050℃から1250℃まで変更して焼鈍する実験を行った。その際、昇温・冷却過程を含めて1100℃以上の温度域の雰囲気はアルゴン単体にした。また、1100℃未満の温度域の雰囲気は、昇温中は水素単体、冷却中はアルゴン単体とした。その後、水洗して未反応分離剤を除去した後、りん酸マグシウム、コロイダルシリカおよびクロム酸を主成分とするコーティングを施した。
かくして得られた各製品コイルのベンド特性と磁気特性（磁束密度Ｂ₈，鉄損Ｗ_17/50）を評価したところ、ベンド特性はいずれの焼鈍条件でも良好であったものの、純化焼鈍温度が1125℃未満の場合、磁気特性が劣化した。
図８に、鉄損に及ぼす純化焼鈍温度の影響を示すが、純化焼鈍温度が1125℃未満では鉄損が劣化していることがわかる。

最後に、純化焼鈍温度を1150℃とし、昇温・冷却過程を含めて1100℃以上の温度域の雰囲気をアルゴン＋窒素の混合雰囲気にする実験を行った。その際、表２に示すように、アルゴンと窒素の比率を変更した。その後、水洗して未反応分離剤を除去した後、りん酸マグネシウム、コロイダルシリカおよびクロム酸を主成分とするコーティングを施した。

かくして得られた各製品コイルのベンド特性と磁気特性（磁束密度Ｂ₈，鉄損Ｗ_17/50）を評価した結果、Ａ〜Ｅのどの条件でも良好なベンド特性と磁気特性を得ることができた。すなわち、アルゴンと窒素のどの混合比率でも、良好なベンド特性と磁気特性を得ることができたのである。

以上の実験から、本発明に従う素材中のMn，Sb量がSb：0.035％以上かつMn：{0.04＋Sb(％)}％以上のインヒビターレス成分系では、二次再結晶焼鈍後の純化焼鈍は1125℃以上の温度で行い、かつ昇温・冷却過程を含めて1100℃以上の温度域の雰囲気を、アルゴン単体、窒素単体あるいはアルゴンと窒素の混合雰囲気にすることが、良好なベンド特性と磁気特性を有する製品コイルを得る上で有効であることがわかった。

しかしながら、依然として、特に二次再結晶・純化焼鈍時のコイル幅方向の端部や、コイルの最内巻き部および最外巻き部に該当する個所において部分的に地鉄が露出する点状欠陥が生じる場合があった。
そこで、上記の純化焼鈍条件の下で、これらの被膜欠陥を改善する技術の検討を、まず特に脱炭焼鈍板の表面性状に着目して行うことにした。これは、フォルステライト質絶縁被膜は脱炭焼鈍時に生成するサブスケールを一方の原料として、またマグネシアを主体とする焼鈍分離剤を他方の原料として生成するものであるから、それら両者がフォルステライト質絶縁被膜の品質のばらつきに大きく影響すると考えられるからである。そして、Mn，Sb量がSb：0.035％以上かつMn：{0.04＋Sb(％)}％以上の本発明では、前述したように、サブスケールの酸化物として、(Fe，Mn)₂SiO₄の化学式で表されるファイヤライト生成量が増すことがある程度の被膜特性改善に寄与しているが、これはサブスケール中全体の組成に関してであったからである。

脱炭焼鈍板の鋼板最表面の酸化物組成を制御することによって良好なフォルステライト質被膜を得る技術として、特公平７−56048号公報には、「脱炭・一次再結晶焼鈍工程において、鋼板表面に、ファイヤライトとシリカの組成比が赤外反射の吸光度比（Af/As） 0.5〜5.5 で、かつ酸素目付量が0.4〜1.6g/m²のサブスケールを形成する」技術が開示されている。
しかしながら、この技術は、インヒビターとしてMnＳ，MnSe，AlＮ等を用いる方向性電磁鋼板の製造法に関する技術である。

なお、インヒビターとしてMnＳ，MnSe，AlＮ等を用いる、すなわちインヒビターレス成分系ではない方向性電磁鋼板の脱炭焼鈍に関しては、例えば特開昭59−185725号公報に開示された、脱炭焼鈍後、鋼板の酸素含有量を制御する方法、特公昭57−1575号公報に開示された、雰囲気の酸化度を脱炭焼鈍の前部領域では0.15以上とし、引き続く後部領域の酸化度を0.75以下でかつ前部領域よりも低くする方法、特開平２−240215号公報や特公昭54−14686号公報に開示された、脱炭焼鈍後に非酸化性雰囲気中で850〜1050℃の熱処理を行う方法、特公平３−57167号公報に開示された、脱炭焼鈍後の冷却を750℃以下の温度域では酸化度を0.008以下として冷却する方法、特開平６−336616号公報に開示された、均熱過程における水素分圧に対する水蒸気分圧の比を0.70未満に、かつ昇温過程における水素分圧に対する水蒸気分圧の比を均熱過程よりも低い値にする方法、そして特開平７−278668号公報に開示された、昇温速度と焼鈍雰囲気を規定する方法等、が知られている。

さらに、部分的に地鉄が露出する点状欠陥の発生を抑制する方法としては、例えば特開昭59−226115号公報に、素材中にMoを0.003〜0.1％の範囲で含有させると共に、脱炭焼鈍を、焼鈍温度：820〜860℃でかつＰ[H₂O]/Ｐ[H₂]で表される雰囲気酸化性：0.30〜0.50の条件下に行ってサブスケール中のシリカ(SiO₂)とファイヤライト(Fe₂SiO₄)の比Fe₂SiO₄／SiO₂を0.05〜0.45の範囲に調整する技術が開示されている。さらに、特公平７−42503号公報には、熱延板焼鈍時の雰囲気と脱炭焼鈍時の雰囲気とを規定することが、開示されている。

そこで、次に、脱炭・一次再結晶焼鈍後の鋼板表面のファイヤライトとシリカの組成比が、被膜外観などの被膜特性に及ぼす影響を調べる実験を行った。鋼板最表面の赤外反射の吸光度比（Af/As）で示されるファイヤライトとシリカの組成比を調整する方法としては、脱炭焼鈍の均熱焼鈍後に引き続いて異なる条件での追加焼鈍を行う方法を試みた。なお、赤外反射の吸光度比(Af/As)で示されるファイヤライトとシリカの組成比は、特公平７−56048号公報あるいは特開2004−191217号公報で定義されている方法に従って決定した。

（実験３）
Ｃ：0.043％，Si：3.27％，酸可溶性Al：73ppm，Ｎ：44ppm，Sb：0.052％，Mn：0.11％，(Ｓ＋0.405Se)：26ppmの成分であり、残部はFeおよび不可避的不純物からなる複数の方向性けい素鋼板用スラブを、1220℃に加熱後、熱間圧延により板厚：2.2mmの熱延板とした。ついで、1025℃で60秒間の熱延板焼鈍を行ってから、冷間圧延により最終冷延板厚：0.29mmとした。ついで、これらの冷延板を脱脂して表面を清浄化したのち、H₂−H₂0−N₂雰囲気中にて脱炭焼鈍を施した。この脱炭焼鈍では、脱炭焼鈍後の鋼板表面のファイヤライトとシリカの組成比を変えるために、均熱焼鈍を、雰囲気酸化性（Ｐ[H₂O]/Ｐ[H₂]）：0.45、温度：830℃、時間：120秒で行ったのち、温度範囲が800〜900℃、雰囲気酸化性が0.002〜0.55、時間が３〜120秒間の追加焼鈍を行った。

その後、マグネシアを主成分とし、マグネシア：100質量部に対して2.5質量部のTiO₂を配合した焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍の昇温過程において800℃以上 900℃以下の滞留時間を80時間にする二次再結晶焼鈍、および純化温度が1180℃で、1100℃以上の温度域の雰囲気をアルゴン単体とする純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を施した。その後、水洗して未反応分離剤を除去した後、りん酸マグネシウム、コロイダルシリカおよびクロム酸を主成分とするコーティングを施した。

かくして得られた試料の磁気特性（磁束密度Ｂ₈，鉄損Ｗ_17/50）、被膜外観および被膜密着性およびベンド特性について調査した。
なお、被膜密着性は、被膜の曲げ密着性として、５mm間隔の種々の径を有する丸棒に試験片を巻き付け、被膜が剥離しない最小径で評価した。また、ベンド特性は、JIS C 2550に規定される繰り返し曲げ試験に従って、鋼板を幅：30mmに切り出し、これに張力をかけて繰り返し直角に曲げて、鋼板に亀裂が生じるまでの回数で評価した。

図９に、赤外反射の吸光度比(Af/As)で示される脱炭焼鈍後最表面のファイヤライトとシリカの組成比が、二次再結晶・純化焼鈍時のコイル幅方向の端部や、コイルの最内巻き部および最外巻き部に該当する個所の被膜外観に及ぼす影響について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、鋼板表面のファイヤライトとシリカの組成比が、赤外反射の吸光度比(Af/As)で0.1以上 1.0未満である場合に、均一で良好な被膜外観が得られていることがわかる。
なお、いずれの脱炭焼鈍条件でも、ベンド特性と磁気特性および被膜密着性は良好であり、特に鋼板表面のファイヤライトとシリカの組成比が、赤外反射の吸光度比(Af/As)で 0.1以上 1.0未満である場合の磁気特性はとりわけ優れていた。

また、鋼板表面の赤外反射・吸光度比(Af/As)が0.1以上 1.0未満であるサブスケールが得られた脱炭焼鈍・均熱焼鈍後の追加焼鈍条件は、温度が830℃より高く、雰囲気酸化性（Ｐ[H₂O]/Ｐ[H₂]）が0.002〜0.20、時間が５〜30秒間の場合であった。

この赤外反射の吸光度比(Aｆ/As)で示される鋼板表面のファイヤライトとシリカの組成比：0.1以上 1.0未満は、インヒビターとしてMnＳ，MnSe，AlＮ等を用いる方向性電磁鋼板の製造法である特公平７−56048号公報でのファイヤライトとシリカの組成比0.5〜5.5と比べると、シリカ比が高いことがわかる。実際、特公平７−56048号公報の第５図をみると、ファイヤライトとシリカの組成比が1.0未満では、磁気特性と被膜特性は劣化傾向を呈しており、従来のインヒビター成分系と本発明のインヒビターレス成分系では、鋼板表面のファイヤライトとシリカの組成比の最適範囲が明らかに異なっている。

本発明のMn，Sb量がSb：0.035％以上かつMn：｛0.04＋Sb(％)｝％以上であるインヒビターレス成分系において、脱炭焼鈍後・鋼板表面の赤外反射・吸光度比(Af/As)で示されるファイヤライトとシリカの組成比が0.1以上 1.0未満の時に、コイル全長・全幅で良好な被膜・磁気特性が得られる理由については、次のように考えている。
前述したように、本成分系を適用することで、サブスケール中の酸化物として(Fe，Mn)₂SiO₄の化学式で表されるファイヤライト生成量が増すことが、ある程度の被膜特性改善に寄与している。そして、本発明の要件の一つである昇温過程における800℃以上 900℃以下の滞留時間を40時間以上150時間以下にする二次再結晶焼鈍では、800℃以上 900℃以下の温度域での被膜形成の主反応は、マグネシアとシリカが直接に反応してフォルステライトを形成する反応ではなく、ファイヤライト中のFeあるいはMnの一部がMgに置換する反応（オリビン形成反応）なので、脱炭焼鈍板サブスケール中にある程度のファイヤライトが存在した方が被膜形成が進行し易く、最終的な被膜特性が向上すると考えられる。また、(Fe，Mn)₂SiO₄でMn比が増した方が、上記オリビン形成反応において、Mgの置換が進行し易い、すなわちオリビン形成反応が進行し易いことも、鋼中Mn量が増すと被膜特性が向上する原因の一つと考えられる。

しかしながら、上述のオリビン形成反応とその後のマグネシアとシリカによるフォルステライト形成反応を良好に進行させるためには、それに至る以前の、脱炭焼鈍後の鋼板表面に塗布するマグネシアの水和水に起因する表面酸化反応（主に鉄の酸化）を十分に抑制することが必要である。すなわち、マグネシア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、二次再結晶焼鈍中は800℃付近まで少量ながらH₂Oが放出され続ける。このH₂Oによって二次再結晶焼鈍中に鋼板表面は酸化される。この酸化反応が過度に進行すると、部分的に地鉄が露出する点状欠陥発生の原因となる。

本発明のインヒビターレス成分系では、従来のMnＳ，MnSe，AlＮ等のインヒビターを用いる場合よりも、さらに脱炭焼鈍後の鋼板最表面の組成をシリカ・リッチとして、オリビン形成反応が生じる直前の温度までは鋼板表層の酸化を十分に抑制することが、二次再結晶・純化焼鈍時のコイル幅方向の端部や、コイルの最内巻き部および最外巻き部に該当する個所においても、均一に良好な被膜を形成させるのに必要であると考えられる。

また、脱炭焼鈍後、鋼板表面の赤外反射・吸光度比(Af/As)が0.1以上 1.0未満であるサブスケールを形成できる条件について鋭意検討した結果、脱炭焼鈍の均熱焼鈍に引き続いて、均熱温度より高い温度で、雰囲気酸化性（Ｐ[H₂O]/Ｐ[H₂]）が0.20以下、かつ時間が５〜30秒の焼鈍を行えばよいことがわかった。

（実験４）
Ｃ：0.048％，Si：3.43％，酸可溶性Al：54ppm，Ｎ：35ppm，Sb：0.055％，Mn：0.11％，Ｓ＋0.405Se：12ppm，Cu：0.10％，Cr：0.05％，Ｐ：0.015％の成分であり、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成である複数の方向性けい素鋼板用スラブを、1200℃に加熱後、熱間圧延により板厚2.Ommの熱延板とした。その後、1050℃で45秒間の熱延板焼鈍を行ってから、冷間圧延により最終冷延板厚0.285mmとした。このとき、最終冷間圧延は、少なくとも１パスは圧延ロール出側直後の鋼板温度が150〜250℃になるような圧延を行った。ついで、これらの冷延板を脱脂して表面を清浄化したのち、Ｈ₂−Ｈ₂Ｏ−Ｎ₂雰囲気中にて脱炭焼鈍を施した。脱炭焼鈍では、均熱焼鈍を、雰囲気酸化性（Ｐ[H₂O]/Ｐ[H₂]）：0.50、温度：840℃、時間：120秒で行ったのち、引き続いて、温度が880℃、雰囲気酸化性が0.005、時間が20秒の焼鈍を行った。この時、赤外反射・吸光度比（Af/As）で示される鋼板表面のフィアヤライトとシリカの組成比は0.5であった。

その後、マグネシアを主成分とし、マグネシア100質量部に対してTi換算で０〜10重量部のTiO₂およびSr換算で０〜８質量部のSrSO₄あるいはSr(OH)₂・8H₂Oを配合した焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍の昇温過程において、800℃以上 900℃以下の滞留時間を65時間にする二次再結晶焼鈍、および純化温度が1150℃で、1100℃以上の温度域の雰囲気をアルゴン単体とする純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍に供した。その後、水洗して未反応分離剤を除去した後、りん酸マグネシウム、コロイダルシリカおよびクロム酸を主成分とするコーティングを施した。
かくして得られた各製品コイルの磁気特性（磁束密度Ｂ₈，鉄損Ｗ_17/50）、被膜外観、被膜密着性およびベンド特性について調査した。なお、被膜密着性は、被膜の曲げ密着性として、５mm間隔の種々の径を有する丸棒に試験片を巻き付け、被膜が剥離しない最小径で評価した。

得られた結果を、横軸をマグネシア：100質量部に対するTiO₂配合量（Ti換算）、縦軸をマグネシア100質量部に対するSr化合物配合量（Sr換算）にして、図10に示す。
同図より、マグネシア：100質量部に対してTiO₂をTi換算で0.3〜８質量部配合した場合に優れた製品特性が得られていることが分かる。中でも、マグネシア：100質量部に対してSr化合物をSr換算で0.2〜５質量部併用して配合した場合に、とりわけ優れた製品特性が得られていることが分かる。

次に、本発明の電磁鋼板において、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、一次再結晶組織を改善するために必要な元素であるが、含有量が0.01％に満たないと良好な一次再結晶組織が得られず、一方0.10％を超えると脱炭焼鈍時の脱炭負荷が増大して生産性が低下することから、Ｃ量は0.01〜0.10％に限定する。

Si：2.5〜4.5％
Siは、鋼の電気抵抗を高くして渦電流損を低下させるために有用な元素であり、本発明では2.5％以上含有させる必要がある。しかしながら、4.5％を超えると冷間圧延が著しく困難になるため、Si量は2.5〜4.5％に限定する。

酸可溶性Al：40ppm以上 100ppm未満
インヒビターレス法で二次再結晶を発現させて方向性電磁鋼板を製造するためには、不純物元素であるAlは100ppm未満にする必要がある。しかしながら、40ppm以上 100ppm未満の微量な酸可溶性Alは、脱炭焼鈍時に鋼板表面に形成される酸化膜を緻密にし、二次再結晶焼鈍時の窒素の増減を抑制して、二次再結晶粒のゴス方位への集積を向上させ、磁気特性を改善するのに有効なので、本発明では酸可溶性Alを40ppm以上 100ppm未満の範囲で含有させるものとする。

Ｎ：30ppm以上 60ppm未満
同様に、インヒビターレス法で二次再結晶を発現させて方向性電磁鋼板を製造するためには、不純物元素であるＮは60ppm未満にする必要がある。但し、二次再結晶焼鈍時における窒素の増減を抑制するためには、30ppm以上含有させた方がよいので、本発明ではＮは30ppm以上 60ppm未満の範囲で含有させるものとする。

Sb：0.035〜0.30％
Sbは、二次再結晶焼鈍時の鋼板窒素量の増加を非常に効果的に抑制するので、優れた磁気特性を得るためおよび磁気特性を安定化させるためには必須の元素であり、その効果を十分に発揮させるには0.035％以上添加する必要がある。しかしながら、含有量が0.30％を超えると脱炭焼鈍時の脱炭性が非常に悪くなり、工業的大量生産には不適となるので、Sb量は0.035〜0.30％に限定する。

Mn：{0.04＋Sb(％)}％以上 0.50％以下
インヒビターレス成分系でSbを利用して優れた磁気特性と被膜特性を有する方向性電磁鋼板を製造する際の問題点は、Sb添加量を増した時の被膜特性の劣化にある。この問題を解決するのには、Sb量に応じてMn量を増すことが効果的であるので、Mn量の下限は{0.04＋Sb(％)}％とした。なお、上限は、Sb量の上限値が0.30％であるので、Mn量の上限は少なくともその場合の下限値（0.34％）以上であればよいこと、また一定量以上の添加はコスト面で不利なだけでなく、磁束密度の低下を招くことから、0.50％とした。

（Ｓ＋0.405Se）：50ppm未満
不純物元素であるＳおよびSeは、インヒビターレス法で二次再結晶を発現させて方向性電磁鋼板を製造するためには、（Ｓ＋0.405Se）で50ppm未満にする必要がある。というのは、（Ｓ＋0.405Se）量が50ppm以上である場合には、二次再結晶が困難となり、磁気特性の劣化を招くからである。

以上、基本成分について説明したが、本発明では、磁気特性および被膜特性の向上を目的として以下の元素を適宜含有させることができる。
Sn：0.03〜0.50％
Snは、磁気特性の向上・安定化作用を有する元素であるが、含有量が0.03％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.50％を超えると良好な一次再結晶組織が得られないので、Sn量は0.03〜0.50％の範囲にするのが好ましい。

Cu：0.03〜0.50％
Cuは、鋼板表層の酸窒化を抑制することによって、磁気特性の劣化を抑制する作用を有する元素である。しかしながら、含有量が0.03％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.50％を超えると表面に「へげ」と呼ばれる欠陥が発生し易くなるので、Cu量は0.03〜0.50％の範囲にするのが好ましい。

Ni：0.03〜0.50％
Niは、集合組織を改善して磁束密度を向上させる作用効果を有する元素である。しかしながら、含有量が0.03％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.50％を超えて添加してもそれ以上の効果に乏しいばかりか、圧延性も劣化するおそれがあるので、Ni量は0.03〜0.50％の範囲にするのが好ましい。

Cr：0.03〜0.30％
Crは、被膜特性の改善に有効な元素であるが、0.03％未満では目立った改善効果が得られず、一方0.30％を超えると磁気特性が劣化する傾向にあるので、Cr量は0.03〜0.30％の範囲にするのが好ましい。

Ｐ：0.01〜0.10％
Ｐは、粒界偏析により冷延−再結晶後の集合組織を改善して磁束密度を向上させる働きがある。しかしながら、含有量が0.01％未満では十分な効果が得られず、一方0.10％を超えると良好な一次再結晶組織が得られないので、Ｐ量は0.01〜0.10％の範囲にするのが好ましい。

Mo：0.005〜0.10％
Moは、表面性状を改善する効果がある。しかしながら、含有量が0.005％未満では十分な効果が得られず、一方0.10％を超えると脱炭焼鈍時の脱炭性が劣化するので、Mo量は0.005〜0.10％の範囲にするのが好ましい。

次に、この発明の方向性電磁鋼板の好適製造条件について説明する。
従来から用いられている製鋼法で、上記成分に調整した溶鋼を、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製造する。また、直接鋳造法を用いて100mm以下の厚さの薄鋳片を直接製造してもよい。

ついで、スラブを、通常の方法に従い加熱した後、熱間圧延により熱延コイルとする。この時のスラブ加熱温度は、エネルギーコスト低減のために1250℃以下とすることが好ましい。というのは、1250℃を超える高温スラブ加熱は、インヒビターレス法による本発明では無意味であり、コストアップとなるばかりだからである。

上記の熱間圧延後、必要に応じて熱延板焼鈍を行ったのち、１回の冷間圧延あるいは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により、最終板厚の冷延板とする。冷間圧延は、常温で行っても良いし、あるいは常温よりも高い温度、例えば150〜300℃程度に上げて圧延する温間圧延としてもよい。また、冷間圧延途中で150〜300℃の範囲での時効処理を１回または複数回行ってもよい。

ついで、最終冷間圧延板に湿水素雰囲気中で脱炭・一次再結晶焼鈍を施す。この脱炭焼鈍により、残留Ｃ量を0.004％以下まで低減することが望ましい。
この脱炭焼鈍は、湿水素雰囲気中で行うが、脱炭焼鈍後、鋼板表面の赤外反射の吸光度比（Af/As）が0.1以上 1.0未満であるサブスケールを形成することが肝要である。
ちなみに、赤外反射の吸光度比（Af/As）が0.1以上 1.0未満であるサブスケールを形成するには、通常の均熱焼鈍に引き続いて、この均熱温度よりも高い温度で、雰囲気酸化性（Ｐ[H₂O]/Ｐ[H₂]）が0.20以下、かつ時間が５〜30秒の追加焼鈍を行うことが肝要である。また、均熱焼鈍についても、温度：800〜860℃、雰囲気酸化性（Ｐ[H₂O]/Ｐ[H₂]）：0.40〜0.60、均熱時間70〜200秒の範囲で適宜調整することが望ましい。

その後、この脱炭焼鈍を施した鋼板表面に、マグネシアを主体とした焼鈍分離剤をスラリー状にして塗布した後、乾燥させる。ここで、良好な被膜特性を得るためには、マグネシア：100重量部に対して、Ti化合物をTi換算で0.3〜８重量部配合した焼鈍分離剤を塗布する必要がある。ここに、Ti化合物としては、TiO₂、TiO₃・H₂O、TiO・(OH)₂、Ti(OH)₄ のうちから選んだ一種または二種以上を用いることができる。また、マグネシア：100重量部に対してSr換算で0.2〜５重量部のSr化合物を併用して配合することは、さらなる磁気特性と被膜特性の向上・安定化に効果がある。かようなSr化合物としては、SrSO₄、Sr(OH)₂・8H₂O、SrCO₃、Sr(NO)₃ のうちから選んだ一種または二種以上を用いることができる。

なお、被膜特性の均一性の一層の向上を目的として、焼鈍分離剤中に、さらにCaＯのような酸化物、MgSO₄・7H₂OやSnSO₄のような硫化物、Na₂B₄O₇のようなＢ系化合物、Sb₂O₃やSb₂(SO₄)₃のようなSb系化合物のうちから選んだ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することもできる。

また、焼鈍分離剤に用いるマグネシアは、水和量（20℃，60分間にて水和後、1000℃，１時間の強熱による減量）が１〜５％の範囲のものを用いるのが好ましい。というのは、マグネシアの水和量が１％未満ではフォルステライト質被膜の生成が不十分となり、一方５％を超えるとコイル層間への持込み水分量が多くなりすぎて鋼板の追加酸化量が多くなるため、良好なフォルステライト質被膜が得られなくなるおそれが生じるからである。また、30℃でのクエン酸活性度（CAA40）は30秒から160秒のものを用いることが好ましい。というのは、クエン酸活性度（CAA40）が30秒未満では反応性が強すぎてフォルステライトが急激に生成して剥離し易くなり、一方160秒を超えると反応性が弱すぎてフォルステライト生成が進行しないからである。

さらに、焼鈍分離剤は、鋼板片面当たり４〜10 g/m²程度の範囲で塗布するのが好ましい。というのは、塗布量が４g/m²より少ないとフォルステライトの生成が不十分となり、一方10g/m²を超えるとフォルステライト質被膜が過剰に生成し厚くなるため、占積率の低下を招くからである。

その後、二次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を行うが、ここで、二次再結晶焼鈍は、昇温過程において 800℃以上 900℃以下での滞留時間を40時間以上 150時間以下とする必要がある。というのは、800℃以上 900℃以下での滞留時間が上記の範囲を外れると、前掲図２に示したように、磁気特性の低下を招くからである。
また、純化焼鈍は1125℃以上の温度で行い、かつ昇温・冷却過程を含めて1100℃以上の温度域の雰囲気を、アルゴン単体、窒素単体あるいはアルゴンと窒素の混合雰囲気にすることが重要である。

その後、鋼板表面に、りん酸塩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して製品とする。絶縁被膜の種類については、特に限定されないが、従来公知の絶縁被膜いずれもが適合する。例えば、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、りん酸塩−クロム酸−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。
さらに、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の被成後に、既知の磁区細分化処理を行うことは、さらなる鉄損の低減に有効である。

実施例１
表３に示す成分組成になる鋼スラブを、ガス加熱炉により1200℃に加熱した後、熱間圧延により板厚：2.4mmの熱延板とした。ついで、1050℃で30秒間の熱延板焼鈍後、冷間圧延にて最終板厚：0.29mmにした。ついで、均熱焼鈍後の条件を種々変更して脱炭・一次再結晶焼鈍を行った後、マグネシアを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍と純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を行った。
表４に、焼鈍分離剤の配合、二次再結晶焼鈍条件（800℃以上 900℃以下の滞留時間）および純化焼鈍条件を示す。
その後、りん酸マグネシウム、クロム酸およびコロイダルシリカを主成分とする絶縁コーティングを施した。

かくして得られた各製品について、磁束密度（Ｂ₈），鉄損（Ｗ_17/50）、被膜外観、被膜密着性およびベンド特性について調査した。
なお、磁気特性は、コイル全長にわたる鉄損変化を連続鉄損計で測定した後、最も鉄損が劣る個所を切り出して評価した。また、被膜密着性は、被膜の曲げ密着性として、５mm間隔の種々の径を有する丸棒に試験片を巻き付け、被膜が剥離しない最小径で評価した。さらに、ベンド特性は、JIS C 2550に規定される繰り返し曲げ試験に従って、鋼板を幅：30mmに切り出し、これに張力をかけて繰り返し直角に曲げて、鋼板に亀裂が生じるまでの回数で評価し、鋼板に亀裂が生じるまでの回数が５回以上を良好、それ未満を不良とした。
得られた結果を表５に示す。

表５から明らかなように、この発明に従う条件で製造した発明例は、いずれも良好な磁気特性、被膜特性およびベンド特性が得られている。

実施例２
表６に示す成分組成になる鋼スラブを、ガス加熱炉により1170℃に加熱した後、熱間圧延により板厚：2.2mmの熱延板とした。ついで、1035℃で45秒間の熱延板焼鈍後、冷間圧延にて最終板厚：0.285mmにした。このとき、最終冷間圧延は、少なくとも１パスは圧延ロール出側直後の鋼板温度が150〜250℃になるような圧延とした。ついで、均熱焼鈍後の条件を種々変更して脱炭・一次再結晶焼鈍を行った後、マグネシアを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍と純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を行った。
表７に、焼鈍分離剤の配合、二次再結晶焼鈍条件（800℃以上 900℃以下の滞留時間）および純化焼鈍条件を示す。
その後、りん酸マグネシウム、クロム酸およびコロイダルシリカを主成分とする絶縁コーティングを施した。

かくして得られた各製品について、磁束密度（Ｂ₈），鉄損（Ｗ_17/50）、被膜外観、被膜密着性およびベンド特性について調査した。
なお、磁気特性は、コイル全長にわたる鉄損変化を連続鉄損計で測定した後、最も鉄損が劣る個所を切り出して評価した。また、被膜密着性は、被膜の曲げ密着性として、５mm間隔の種々の径を有する丸棒に試験片を巻き付け、被膜が剥離しない最小径で評価した。さらに、ベンド特性は、JIS C 2550に規定される繰り返し曲げ試験に従って、鋼板を幅：30mmに切り出し、これに張力をかけて繰り返し直角に曲げて、鋼板に亀裂が生じるまでの回数で評価し、鋼板に亀裂が生じるまでの回数が５回以上を良好、それ未満を不良とした。
得られた結果を表８に示す。

表８から明らかなように、この発明に従う条件で製造した発明例は、いずれも良好な磁気特性、被膜特性およびベンド特性が得られている。

実施例３
表９に示す成分組成になる鋼スラブを、ガス加熱炉により1230℃に加熱した後、熱間圧延により板厚：2.6mmの熱延板とした。ついで、冷間圧延により中間板厚：1.5mmとした後、1020℃で60秒間の中間焼鈍を行ってから、冷間圧延にて最終板厚：0.22mmにした。このとき、最終冷間圧延は、少なくとも１パスは圧延ロール出側直後の鋼板温度が150〜250℃になるような圧延とした。ついで、均熱焼鈍後の条件を種々変更して脱炭・一次再結晶焼鈍を行った後、マグネシアを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍と純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を行った。
表10に、焼鈍分離剤の配合、二次再結晶焼鈍条件（800℃以上 900℃以下の滞留時間）および純化焼鈍条件を示す。
その後、りん酸マグネシウム、クロム酸およびコロイダルシリカを主成分とする絶縁コーティングを施した。

かくして得られた各製品について、磁束密度（Ｂ₈），鉄損（Ｗ_17/50）、被膜外観、被膜密着性およびベンド特性について調査した。
なお、磁気特性は、コイル全長にわたる鉄損変化を連続鉄損計で測定した後、最も鉄損が劣る個所を切り出して評価した。また、被膜密着性は、被膜の曲げ密着性として、５mm間隔の種々の径を有する丸棒に試験片を巻き付け、被膜が剥離しない最小径で評価した。さらに、ベンド特性は、JIS C 2550に規定される繰り返し曲げ試験に従って、鋼板を幅：30mmに切り出し、これに張力をかけて繰り返し直角に曲げて、鋼板に亀裂が生じるまでの回数で評価し、鋼板に亀裂が生じるまでの回数が５回以上を良好、それ未満を不良とした。
得られた結果を表11に示す。

表11から明らかなように、この発明に従う条件で製造した発明例は、いずれも良好な磁気特性、被膜特性およびベンド特性が得られている。

焼鈍分離剤中のTi化合物添加量が被膜密着性に及ぼす影響を示す図である。二次再結晶焼鈍の昇温過程において、800℃以上900℃以下の滞留時間が磁気特性に及ぼす影響を示す図である。素材中のMn，Sb量が磁気特性と被膜特性に及ぼす影響を示す図である。素材Sb量が脱炭焼鈍板サブスケールの酸素目付け量（片面当たり）に及ぼす影響を示す図である。素材Mn量が脱炭焼鈍板サブスケールの酸素目付け量（片面当たり）に及ぼす影響を示す図である。二次再結晶焼鈍中、850℃で50時間焼鈍した後の鋼板表面のFT-IR測定結果を示す図である。二次再結晶焼鈍後に引き続く純化焼鈍の温度・雰囲気ガスパターンを示す模式図である。純化焼鈍温度が鉄損に及ぼす影響を示す図である。赤外反射の吸光度比（Af/As）で示される脱炭焼鈍後の鋼板最表面の酸化物組成（ファイヤライトとシリカの組成比）が、被膜外観に及ぼす影響を示す図である。焼鈍分離剤中のTi化合物およびSr化合物添加量が製品特性に及ぼす影響を示す図である。

Claims

質量％で、Ｃ：0.01〜0.10％，Si：2.5〜4.5％，酸可溶性Al：40ppm以上 100ppm未満，Ｎ：30ppm以上 60ppm未満，Sb：0.035〜0.30％，Mn：[0.04＋Sb(％)]％以上 0.50％以下および（Ｓ＋0.405Se）：50ppm未満を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるけい素鋼スラブを、1250℃以下の温度で加熱後、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回以上の冷間圧延を行い、ついで脱炭・一次再結晶焼鈍後、マグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼鈍および純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程によって一方向性電磁鋼板を製造するに当たり、
ａ) 脱炭・一次再結晶焼鈍工程において、鋼板表面にファイヤライトとシリカの組成比が赤外反射の吸光度比（Af/As）で0.1以上 1.0未満であるサブスケールを形成する、
ｂ) 焼鈍分離剤中に、マグネシア：100質量部に対して、TiO ₂ ，TiO ₃ ・H ₂ O，TiO・(OH) ₂ およびTi(OH) ₄ のうちから選んだ一種または二種以上のTi化合物をTi換算で0.3〜８質量部含有させる、
ｃ) 二次再結晶焼鈍の昇温過程において、800℃以上 900℃以下の滞留時間を40時間以上 150時間以下とする、
ｄ) 二次再結晶焼鈍後の純化焼鈍を1125℃以上の温度で行うと共に、昇温・冷却過程を含めて1100℃以上の温度域の雰囲気を、アルゴン単体、窒素単体あるいはアルゴンと窒素の混合雰囲気とする
ことを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
請求項１において、焼鈍分離剤中にさらに、マグネシア：100質量部に対して、SrSO ₄ ，Sr(OH) ₂ ・8H ₂ O，SrCO ₃ およびSr(NO) ₃ のうちから選んだ一種または二種以上のSr化合物をSr換算で0.2〜５質量部含有させることを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
請求項１または２において、けい素鋼スラブが、さらに質量％で、Sn：0.03〜0.50％，Cu：0.03〜0.50％，Ni：0.03〜0.50％，Cr：0.03〜0.30％，Ｐ：0.01〜0.10％およびMo：0.005〜0.10％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一方向性電磁鋼板の製造方法。