JP6844125B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、方向性電磁鋼板の製造方法に関する。特に、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を工業的規模で安定的に製造する方法に関する。

方向性電磁鋼板はＳｉを２〜５％程度含有し、結晶粒の方位を｛１１０｝＜００１＞方位に高度に集積させた鋼板であり、主として変圧器（トランス）などの静止器の鉄心材料として用いられる。｛１１０｝＜００１＞方位への制御は、一次再結晶における正常粒成長を抑制し、引き続く二次再結晶とよばれる粒成長現象を利用して達成される。このためにはインヒビターとよばれる鋼中微細析出物や粒界偏析元素を精密に制御することが必要不可欠である。

二次再結晶の制御方法として、インヒビターとして働く析出物を熱間圧延前の鋼片加熱時に完全固溶させた後に、熱間圧延およびその後の焼鈍工程で微細に析出させる方法がある。例えば、特許文献１に示されるようなＭｎＳとＡｌＮをインヒビターとして用い、最終冷延工程で８０％を超える圧下率の圧延を施す方法や、特許文献２に示されるようなＭｎＳとＭｎＳｅをインヒビターとし、二回の冷延工程を施す方法が工業的に実施されている。これらの方法では、析出物を完全固溶させるために、熱間圧延前の鋼片は１２８０℃以上の高温で加熱される。

また、二次再結晶の他の制御方法として、例えば、特許文献３、４に示されるように、熱間圧延前の鋼片の加熱を１２８０℃未満の温度で実施し、冷延後の窒化処理により形成したＡｌＮをインヒビターとして用いる方法が工業的に実施されている。

以上のような方向性電磁鋼板の製造において、より優れた磁気特性を得るためには｛１１０｝＜００１＞方位への配向性の向上が有効であり、インヒビターの作用を強化すると考えられるＢｉを含有させる手段が開示されている（特許文献５、６）。しかしながら、鋼中にＢｉを含有すると一次被膜を形成させることが困難となり、被膜張力を有する絶縁被膜を塗布した際に密着性が劣化するとの問題が生じ、工業的規模での安定生産には課題がある。また、特許文献５〜８に、脱炭焼鈍時に急速加熱する方法や、脱炭焼鈍直前に急速加熱処理を実施し、一次再結晶集合組織を改善することで磁気特性を向上させることが開示されているが、前述のとおりＢｉを含有させた場合には被膜の密着性が劣化するため、急速加熱によって磁気特性を向上しつつ、工業的規模で安定生産するには課題がある。

特公昭４０−１５６４４号公報 特公昭５１−１３４６９号公報 特公昭６２−４５２８５号公報 特開平２−７７５２５号公報 特開平８−１８８８２４号公報 特開２００３−９６５２０号公報 特開平８−２９５９３７号公報 特開２０１４−９１８５５号公報

本発明の課題は、優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板を工業的規模で安定的に製造する方法を提供することにある。

本発明者らは、脱炭焼鈍時の加熱速度を高めることで得られる磁気特性への好適な効果を安定的に得られる方法について鋭意研究を行った。その結果、適量のＰを含有させるとともに、脱炭焼鈍時の加熱速度をＰ含有量に応じて制御することにより、優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板が安定的に得られることを見出した。このような新知見に基づく本発明の要旨は以下の通りである。

即ち、本発明に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０６〜０．１５％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０２〜０．０５０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％、Ｐ：０．０２０〜０．０９０％、Ｂｉ：０．０００５〜０．０２００％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなるスラブを、１３００℃超１４００℃以下に加熱し、熱間圧延を施した後、熱延板焼鈍を施し、一回の冷間圧延もしくは中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施して冷延鋼板とした後、脱炭焼鈍を施し、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してから仕上焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法であって、
前記脱炭焼鈍する直前、もしくは前記脱炭焼鈍の昇温過程において、加熱速度を６５０℃／ｓｅｃ以上で、かつ下記式（１）の関係を満たす速度とし、８００℃以上の温度へ加熱することを特徴とする。
式（１）：［加熱速度］≧９３０−１２０００×［％Ｐ］
（ここで、［％Ｐ］は、スラブ中のＰの含有量（質量％）を表す。また、［加熱速度］の単位は、℃／ｓｅｃである。）

また、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法においては、前記スラブが、さらにＮｉ：０．０１〜１．５０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５０％およびＳｎ：０．００５〜０．５０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することが、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を安定的に製造できる点から好ましい。

本発明によれば、優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板を工業的規模で安定的に製造する方法を提供することができる。本発明により得られる方向性電磁鋼板は、世界的な発電需要増加に支える機能材料であり、その工業的価値は極めて高い。

以下、このような新知見に基づく本発明の方向性電磁鋼板の製造方法について詳細に説明する。
なお、本発明において「％」は、特に断りが無い限り「質量％」を表わすものとする。

本発明に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０６〜０．１５％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０２〜０．０５０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％、Ｐ：０．０１０〜０．０９０％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなるスラブを、１３００℃超１４００℃以下に加熱し、熱間圧延を施した後、熱延板焼鈍を施し、一回の冷間圧延もしくは中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施して冷延鋼板とした後、脱炭焼鈍を施し、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してから仕上焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法であって、
前記脱炭焼鈍する直前、もしくは前記脱炭焼鈍の昇温過程において、加熱速度を６５０℃／ｓｅｃ以上で、かつ下記式（１）の関係を満たす速度とし、８００℃以上の温度へ加熱することを特徴とする。
式（１）：［加熱速度］≧９３０−１２０００×［％Ｐ］
（ここで、［％Ｐ］は、スラブ中のＰの含有量（質量％）を表す。また、［加熱速度］の単位は（℃／ｓｅｃ）である。）

本発明の方向性電磁鋼板の製造方法によれば、優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板を工業的規模で安定的に製造することができる。

上記本発明の製造方法により、上記の効果が得られる作用については、未解明な部分もあるが、以下の様に推定される。
脱炭焼鈍時に急速加熱する方法や、脱炭焼鈍直前に急速加熱処理を実施し、一次再結晶集合組織を改善することで磁気特性を向上させることは知られていた（例えば特許文献５〜８）。しかしながら、従来の方法では、磁気特性にばらつきが生じることがあった。
本発明者らは、脱炭焼鈍時の加熱速度を高めることによって磁気特性を向上することについて鋭意検討を行った。その結果、Ｐを含有させた場合には、加熱速度を過度に高めることなく磁気特性を向上することができ、また、加熱速度を高めた場合であっても磁気特性のばらつきが小さくなるとの知見を得た。本発明者らは、更なる検討の結果、スラブ中のＰ含有量を０．０１％以上とすることにより、優れた磁気特性を有し、且つばらつきの抑制された方向性電磁鋼板が得られることを見出した。
スラブ中にＰを含有させた場合に加熱速度を過度に高めることなく磁気特性が向上した理由は明確でないが、脱炭焼鈍後の集合組織、いわゆる一次再結晶集合組織は加熱速度のみならずＰ含有量にも影響をうけるものと推定され、当該Ｐ含有量の高い鋼ほど加熱速度が低くとも磁気特性向上に好ましい一次再結晶集合組織が得られるものとされる。また、加熱速度を過度に増加させた場合の磁気特性のばらつきは、試料内の温度分布の増加や、脱炭焼鈍時の表層酸化の進行形態の変化に起因するものと考えられる。粒界への偏析傾向の強いＰは鋼板表層にも濃化する傾向があり、鋼板へＰを含有させることで脱炭焼鈍時の表面酸化の進行形態が変化すると推察され、一次再結晶集合組織と表層酸化の形態の双方の変化を通じてＰ含有量に応じて脱炭焼鈍時の加熱速度の好適な範囲が変化し、安定的に優れた磁気特性が得られたものと考えられる。
一方、スラブ中のＰ含有量が、０．０９％を超過する場合には、圧延加工性が低下し、製造時において、破断する場合があった。
以上のことから、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法においては、Ｐ含有量が０．０１〜０．０９％のスラブを用い、脱炭焼鈍する直前もしくは脱炭焼鈍の昇温過程において、加熱速度を６５０℃／ｓｅｃ以上で、８００℃以上の温度へ加熱することにより、磁気特性に優れ、かつ、当該磁気特性のばらつきが抑制された、方向性電磁鋼板を製造することができる。
また、本発明によれば、Ｂｉの含有割合を低減することが可能となり、磁気特性に優れ、被膜密着性にも優れた方向性電磁鋼板を製造することもがきる。
以下、本発明に係る方向性電磁鋼板の製造方法の各工程についてより詳細に説明する。

［スラブ（鋼塊）］
本発明の方向性電磁鋼板の製造方法においては、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０６〜０．１５％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０２〜０．０５０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％、Ｐ：０．０１〜０．０９％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなるスラブが用いられる。
当該スラブを用いることにより、優れた磁気特性を有し、且つばらつきの抑制された方向性電磁鋼板が得られる。

本発明においてスラブは、少なくとも、Ｃ（炭素）、Ｓｉ（ケイ素）、Ｍｎ（マンガン）、Ｓ（硫黄）及びＳｅ（セレン）の少なくとも一種、酸可溶性Ａｌ（アルミニウム）、Ｎ（窒素）、及び、Ｐ（リン）を含有し、Ｂｉ（ビスマス）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｒ（クロム）、Ｃｕ（銅）、Ｓｂ（アンチモン）、及びＳｎ（スズ）を含有してもよく、本発明の効果を損なわない範囲で不純物を含有してもよい、残部がＦｅ（鉄）からなる組成を有する。

（Ｃ：０．０２〜０．１０％）
本発明においてスラブは、Ｃを０．０２〜０．１０％含有する。Ｃ含有量を０．０２％以上とすることにより、熱間圧延に先立つスラブ加熱において結晶粒が過度に粗大化することを抑制し、二次再結晶不良を抑制することができる。また、Ｃ含有量を０．１０％以下とすることにより、冷間圧延後の脱炭焼鈍における脱炭時間を短時間としても脱炭が十分に進行し、磁気時効と呼ばれる磁気特性不良を抑制することができる。

（Ｓｉ：２．５〜４．５％）
本発明においてスラブは、Ｓｉを２．５〜４．５％含有する。Ｓｉを含有することにより、方向性電磁鋼板における鋼の電気抵抗が増加し、鉄損の一部を構成する渦電流損失を低減することができる。渦電流損失を低減する点から、Ｓｉの含有量は、２．５％以上とし、中でも、３．０％以上であることが好ましい。一方、方向性電磁鋼板の磁束密度を向上し、また、圧延時の加工性の点から、Ｓｉの含有量は、４．５％以下とし、中でも、３．４％以下であることが好ましい。

（Ｍｎ：０．０６〜０．１５％）
本発明においてスラブは、Ｍｎを０．０６〜０．１５％含有する。Ｍｎは、後述するＳ又はＳｅと結合してＭｎＳないしＭｎＳｅを形成し、二次再結晶のインヒビターとして作用する。Ｍｎの含有量が０．０６％以上であれば、十分なＭｎＳ、ないしＭｎＳｅを得ることができる。一方、Ｍｎの含有量を０．１５％以下とすることにより、スラブ加熱時にＭｎを固溶させやすく、また、熱間圧延時にインヒビターとして適切な粒径のＭｎＳ、ないしＭｎＳｅを得ることができる。このような観点からは、Ｍｎの含有量は、０．０９％以下とすることが好ましい。

（Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０２〜０．０５０％）
本発明においてスラブは、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ（即ち、Ｓの質量と、Ｓｅの質量の０．４０５倍の合計）を、０．０２〜０．０５０％含有する。Ｓ及びＳｅは、前記Ｍｎとの組み合わせにより、ＭｎＳないしＭｎＳｅを形成する。本発明においては、Ｓ及びＳｅのうち１種のみ含有してもよく、Ｓ及びＳｅのいずれも含有してもよい。インヒビターとしての十分な効果を得る観点から、Ｓ＋０．４０５Ｓｅで０．０１％以上含有すればよく、０．０２２％以上が好ましい。また、Ｓ＋０．４０５Ｓｅの上限は０．０５０％であり、０．０３０％以下が好ましい。

（酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０５％）
本発明においてスラブは、酸可溶性Ａｌを０．０１〜０．０５％含有する。酸可溶性Ａｌは後述するＮと結合してＡｌＮを形成し、インヒビターとして作用する。酸可溶性Ａｌが０．０１％以上含有することにより、方向性電磁鋼板の磁束密度を向上することができる。また、酸可溶性Ａｌの含有量を０．０５％以下とすることにより、インヒビターとして析出させるＡｌＮが粗大化を抑制し、インヒビター強度の低下を抑制することができ、方向性電磁鋼板の磁束密度を向上することができる。このような観点から、酸可溶性Ａｌの含有量は、０．０１〜０．０５％であり、中でも、０．０２％以上、０．０３％以下であることが好ましい。

（Ｎ：０．００２〜０．０１５％）
本発明においてスラブは、Ｎを０．００２〜０．０１５％含有する。Ｎは、前記酸可溶性Ａｌとの組み合わせによりＡｌＮを形成して、インヒビターとして作用する。中でもＮの含有量は、０．００５％以上、０．０１２％以下であることが好ましい。

（Ｐ：０．０１〜０．０９％）
本発明においてスラブは、Ｐを０．０１〜０．０９％含有する。Ｐを０．０１％以上含有することにより、優れた磁気特性を有し、且つばらつきの抑制された方向性電磁鋼板が得られる。本発明においては、中でも、Ｐを０．０２％以上含有することが好ましく、０．０２５％以上含有することがより好ましく、０．０３％以上含有することが更により好ましい。
一方、スラブ中のＰの含有量を０．０９％以下とすることにより、圧延加工性が過度に低下することを抑制でき、製造時における破断を抑制することができる。このような観点からＰの含有量は０．０８％以下であることがより好ましい。

（Ｂｉ）
本発明においてスラブは、更にＢｉを含有してもよい。Ｂｉを含有することにより、磁気特性の向上を図ることができる。本発明の方向性電磁鋼板の製造方法においては、スラブがＰを０．０１％以上含有することから、Ｂｉの含有量は０．０００５％以上であれば、Ｐとの組み合わせにより、磁気特性をより向上することができる。また、本発明においては、Ｂｉの含有割合を０．０２００％以下とすることにより、磁気特性を向上しながら、Ｂｉを含有することによる被膜密着性の低減を抑制することができる。
このような理由から、磁気特性を向上し、且つ、被膜密着性の低減を抑制する点から、本発明においてスラブがＢｉを含有する場合、その含有量は、０．０００５〜０．０２００％であることが好ましく、０．０００７％以上、０．０１００％以下であることがより好ましい。

また、本発明においてスラブは、二次再結晶を安定化させる元素として、Ｎｉ：０．０１〜１．５０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５０％およびＳｎ：０．００５〜０．５０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有してもよい。

更に、本発明においてスラブは、本発明の効果を損なわない範囲で、不可避的に混入する各種元素（不純物）を含むものであってもよい。このような元素としては、Ｃ、Ｎ、Ｓのほか、Ｔｉ（チタン）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｍｏ（モリブテン）等が挙げられる。
本発明においてスラブ中の不純物の含有量は、０．１５％以下であることが好ましく、０．１０％以下であることがより好ましい。

本発明において用いられるスラブ中の各元素の含有割合は、元素の種類に応じて下記の方法で公知の測定条件により測定することができる。
Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓｅ、Ａｌ、Ｂｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｓｂ、及びＳｎについては、誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ−ＭＳ法）により測定することができる。
Ｃ、Ｓ、Ｐについては、燃焼赤外線吸収法により測定することができる。
また、Ｎについては、加熱融解−熱伝導法により測定することができる。
なお、後述する脱炭焼鈍工程、仕上焼鈍工程において各元素の割合は変化する場合がある。そのため、上記スラブの化学組成と、本発明の製造方法により得られる方向性電磁鋼板の化学組成とは異なる場合がある。しかしながら、方向性電磁鋼板に含まれるＰ、Ｓｉ、Ｍｎの含有割合は、上記スラブ中の含有割合とほぼ同等であるため、これらの元素については、得られた方向性電磁鋼板からスラブ中の含有割合を求めることができる。

次に、製造工程について説明する。
まず、化学組成が適宜調製された方向性電磁鋼板製造用の溶鋼を鋳造して、上記組成のスラブ（鋼塊）を得る。当該鋳造方法は、特に限定されず、従来公知の方法を適宜選択して用いることができる。
次いで、得られたスラブに熱間圧延を施す。本発明においては熱間圧延時のスラブの表面温度が１３００℃超１４００℃以下となるように加熱する。スラブの表面温度を１３００℃超とすることによりインヒビターが十分に固溶するため、優れた磁気特性を有し、且つばらつきの抑制された方向性電磁鋼板を得ることができる。一方、磁気特性の点から表面温度は１４００℃以下で十分であり、１４００℃以下とすることにより、特殊な設備を用いることなく、製造コストを抑制することができる。
また、本発明においては、スラブの表面温度の保持時間は、適宜調整すればよい。優れた磁気特性を有し、且つばらつきの抑制された方向性電磁鋼板を得ることができる点から、５分以上とすることが好ましい。一方、磁気特性の点から、６０分以下で十分であり、生産性を向上し、製造コストを抑制する点からは、６０分以下とすることが好ましい。
熱間圧延後の鋼板の厚みは、特に限定されないが、例えば、１．８〜３．５ｍｍとすることができる。熱間圧延に関する他の条件は特に限定されず、適宜調整すればよい。

熱間圧延後、磁気特性を向上させる目的で熱延板焼鈍を施す。熱延板焼鈍は特に限定されず、公知の方法を適宜選択すればよい。例えば、熱延板焼鈍は７５０〜１２００℃の温度域で３０秒〜１０分間実施することができる。熱延板焼鈍後の鋼板は、必要に応じて、酸洗を行ってもよい。

次いで、一回の冷間圧延もしくは中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施して冷延鋼板とする。一回の冷間圧延とは、中間焼鈍を途中に施すことなく圧延機に一回又は複数回通板させることで所望の板厚へ仕上げることを意味する。また、中間焼鈍とは、圧延機に一回又は複数回通板させることで中間板厚とした後に施す焼鈍工程であり、当該中間焼鈍後、圧延機に一回又は複数回通板させることで所望の板厚へ仕上げる。中間焼鈍を含む二回以上の冷間圧延とは、前記中間焼鈍を一回以上実施する冷間圧延を意味する。
中間焼鈍条件は特に限定されず、例えば、７５０〜１２００℃の温度域で３０秒〜１０分間実施するなど適宜条件を選択すればよい。ここで、圧延機に複数回通板させる際、圧延と圧延の間に３００℃以下程度へ鋼板を加熱してから圧延を実施することが磁気特性向上には好ましい。

得られた冷延鋼板には、次いで、脱炭焼鈍を施す。本発明の方向性電磁鋼板の製造方法においては、脱炭焼鈍する直前、もしくは脱炭焼鈍の昇温過程において、加熱速度を６５０℃／ｓｅｃ以上で、８００℃以上の温度へ加熱することを特徴とする。本発明においては、前記スラブが、Ｐを０．０１％以上含有するため、６５０℃／ｓｅｃ以上で、８００℃以上の温度へ加熱することにより、優れた磁気特性を有し、且つばらつきの抑制された方向性電磁鋼板が得られる。
加熱速度の上限は特に限定されないが、装置の制約等の観点から、通常、１５００℃／ｓｅｃ以下であることが好ましい。本発明において、加熱速度は３００℃から到達温度までの平均加熱速度とする。このような高い加熱速度を得るには、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。本発明の効果を得るための十分な加熱速度を達成するため、誘導加熱方式が好ましい。工程簡素化の観点から、上記加熱処理は脱炭焼鈍工程の加熱時に組み込むことが望ましい。
また、到達温度の上限は特に限定されないが、１０００℃以下であることが好ましい。

更に、鋭意検討の結果、スラブ中のＰの含有割合と、加熱速度が、以下の関係式（１）を満たすことにより、特に優れた磁気特性を有し、且つばらつきの抑制された方向性電磁鋼板が得られることが明らかとなった。
式（１）：［加熱速度］≧９３０−１２０００×［％Ｐ］
（ここで、［％Ｐ］は、スラブ中のＰの含有量（質量％）を表す。また、［加熱速度］の単位は（℃／ｓｅｃ）である。）
上記式（１）によれば、スラブ中のＰの含有量を増やすことにより、加熱速度を過度に高めることなく、磁気特性を向上することができることが分かる。

脱炭焼鈍後、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布乾燥してから仕上焼鈍を施す。仕上焼鈍は｛１１０｝＜００１＞方位粒を二次再結晶させる工程であり、鋼板の磁気特性を向上させるために極めて重要である。仕上焼鈍方法は、特に限定されないが、例えば、窒素水素混合雰囲気にて１１００〜１２００℃の温度に昇温する過程で二次再結晶を発現させた後、水素雰囲気に切り替え、１１００〜１２００℃の温度で２０時間程度の焼鈍を実施することによりＮ、Ｓ、Ｓｅ等を鋼板外へ拡散除去して製品板の磁気特性を良好なものとすることができる。
上記焼鈍分離剤としては、従来公知のものの中から適宜選択して用いることができる。本発明においては、磁気特性の向上の点から、ＭｇＯ（酸化マグネシウム）を含有する焼鈍分離剤が好ましく、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤がより好ましい。

本発明の方向性電磁鋼板の製造方法においては、本発明の効果を損なわない範囲で、更に他の工程を有していてもよいものである。
例えば、仕上焼鈍後、鋼板の一次被膜の上にさらに絶縁被膜を施してもよい。特に、りん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付与する張力が大きく、鉄損改善に有効である。
また、さらに、方向性電磁鋼板にレーザ照射、プラズマ照射、歯型ロール、エッチングなどにより、いわゆる磁区細分化処理を施してもよい。

本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。

以下、実施例および比較例を例示して、本発明を具体的に説明する。
［実施例１］
Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：３．２％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２４％、Ｎ：０．００８％、Ｂｉ：０．００３５％、Ｐ：０．００８％〜０．１０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物であるスラブを１３５０℃まで昇温して３０分保持した後、熱間圧延して２．３ｍｍ厚の熱延コイルとした。熱延コイルに１１２０℃で１２０秒間保持する熱延板焼鈍を施した後に酸洗し、冷間圧延にて０．２２ｍｍ厚とした。得られた冷延鋼板に湿潤水素中８５０℃で１２０秒の脱炭焼鈍を施した。脱炭焼鈍の加熱過程では到達温度を８５０℃とし、加熱速度を２０℃／秒〜１０００℃／秒の範囲で変化させた。脱炭焼鈍後、鋼板表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１１５０℃で２０時間の仕上げ焼鈍に供した。仕上焼鈍後、鋼板の余剰のＭｇＯを除去し、単板磁気測定試験片へせん断し、コロイダルシリカとりん酸アルミニウムを主成分とした絶縁被膜を形成させた。得られた鋼板につき、単板磁気測定（ＳＳＴ）により磁束密度Ｂ８（８００Ａ／ｍで磁化した際の磁束密度）を測定するとともに、一次被膜の評価を行った。

表１にＰ含有量、加熱速度とともに、Ｂ８および一次被膜の評価結果を示す。被膜評価は、１０φの円柱に沿って試験片を曲げ、内曲げによる被膜の剥離状況で表し、Ａが最も良好で、次いでＢ、Ｃ、Ｄとした。評点Ａ，Ｂを合格とした。加熱速度の増加とともに磁気特性は向上するが、本発明のＰ含有量と加熱速度の条件を満足しなかった場合は被膜の評価がＣもしくはＤであった。加熱速度の増加とともに磁気特性は増加するが、Ｐ含有量が本願発明範囲を下回る鋼では被膜の密着性が劣位であった。また、Ｐ含有量が本願発明範囲を超過した鋼では冷間圧延時に破断したため以降の工程に供することができなかった。Ｐ含有量と加熱速度の条件が本願発明範囲を満足する条件では、磁気特性、被膜評価とも優れていた。

［実施例２］
表２に示す鋼組成のスラブを種々の温度で５０分保持した後に熱間圧延により２．０ｍｍ〜２．５ｍｍの板厚に仕上げた。これらの熱延板に１１００℃で１００秒間の熱延板焼鈍を施し、酸洗後に冷間圧延により０．２２ｍｍの板厚に仕上げた。試験番号２−１および２−３の鋼板については、中間板厚まで冷間圧延で仕上げた後に１０５０℃で１００秒間の中間焼鈍を施し、冷間圧延によって０．２２ｍｍの板厚に仕上げた。得られた冷延鋼板に湿潤水素中８５０℃で１２０秒の脱炭焼鈍を施した。脱炭焼鈍の加熱過程では到達温度を８５０℃とし、加熱速度を９００℃／秒とした。脱炭焼鈍後、鋼板表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１１５０℃で２０時間の仕上げ焼鈍に供した。仕上げ焼鈍後、鋼板の余剰のＭｇＯを除去し、単板磁気測定試験片へせん断し、コロイダルシリカとりん酸アルミニウムを主成分とした絶縁被膜を形成させた。得られた鋼板につき、実施例１と同様に磁束密度Ｂ８を測定するとともに、一次被膜の評価を行った。表３にスラブ加熱温度、熱延板厚、中間板厚とともに評価結果を示す。

試験番号２−９は、スラブ加熱温度が本発明で限定する範囲を下回っており、磁気特性が特に劣っていた。試験番号２−１０は、本発明で限定する鋼組成、特にインヒビターとして作用する元素が本発明の範囲外であり、特に磁気特性に劣っていた。これに対して、試験番号２−１〜２−８および２−１１は、本発明で限定する条件を満足しており、所望の磁気特性が得られるとともに被膜評価にも優れていた。

Claims (2)

1. 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０６〜０．１５％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０２〜０．０５０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％、Ｐ：０．０２０〜０．０９０％、Ｂｉ：０．０００５〜０．０２００％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなるスラブを、１３００℃超１４００℃以下に加熱し、熱間圧延を施した後、熱延板焼鈍を施し、一回の冷間圧延もしくは中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施して冷延鋼板とした後、脱炭焼鈍を施し、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してから仕上焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法であって、
   前記脱炭焼鈍する直前、もしくは前記脱炭焼鈍の昇温過程において、加熱速度を６５０℃／ｓｅｃ以上で、かつ下記式（１）の関係を満たす速度とし、８００℃以上の温度へ加熱することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
   式（１）：［加熱速度］≧９３０−１２０００×［％Ｐ］
   （ここで、［％Ｐ］は、スラブ中のＰの含有量（質量％）を表す。また、［加熱速度］の単位は、℃／ｓｅｃである。）
2. 前記スラブが、さらにＮｉ：０．０１〜１．５０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５０％およびＳｎ：０．００５〜０．５０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有す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。