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WO2023068236A1 - 方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

方向性電磁鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2023068236A1
WO2023068236A1 PCT/JP2022/038635 JP2022038635W WO2023068236A1 WO 2023068236 A1 WO2023068236 A1 WO 2023068236A1 JP 2022038635 W JP2022038635 W JP 2022038635W WO 2023068236 A1 WO2023068236 A1 WO 2023068236A1
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WO
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mass
less
annealing
basis weight
steel sheet
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誠 渡邉
拓弥 山田
敬 寺島
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JFE Steel Corp
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JFE Steel Corp
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Publication date
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    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • H—ELECTRICITY
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    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
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    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention is a grain-oriented electrical steel sheet mainly used for iron cores of transformers, electric motors, generators, etc., especially iron cores of small generators and small electric motors, or winding cores and EI cores.
  • the present invention relates to a grain-oriented electrical steel sheet in which twinning is unlikely to occur even when subjected to shearing or the like, and a method for producing the same.
  • Grain-oriented and non-oriented electrical steel sheets are widely used as iron core materials for various transformers, electric motors, generators, etc.
  • grain-oriented electrical steel sheets are highly concentrated in the ⁇ 110 ⁇ 001> orientation known as the Goss orientation, so they have high magnetic flux density and low iron loss. It is characterized by having good iron loss characteristics, which directly leads to the reduction of energy loss.
  • grain-oriented electrical steel sheets When such grain-oriented electrical steel sheets are used to manufacture iron cores for small generators and small electric motors, or EI cores, etc., they are subjected to a leveler process for correcting the shape of the coil, followed by punching or shearing. often do However, during the leveler treatment, punching, and shearing, the steel sheet may undergo twinning deformation, resulting in cracking, chipping, or warping, which may cause manufacturing troubles. Also, when manufacturing a wound core, twinning may occur when a steel sheet is wound and deformed into a core shape, degrading the magnetic properties.
  • Patent Document 1 by reducing S and N in the raw material components and adding 0.5 to 5.0 mass% of the SO 3 component mass of the SO 3 compound to the annealing separator, twinning is achieved. Techniques for suppressing the generation have been proposed.
  • Patent Document 2 describes a technique for forming a forsterite coating with excellent coating properties by including a Ti compound in an annealing separator, wherein the Ti concentration of the steel sheet including the forsterite coating is 1 with respect to the N concentration. Techniques have been proposed to prevent cracking during shearing and bending by reducing N in the steel to a range of 0.0 to 2.0 times.
  • Patent Document 3 discloses a technique for reducing the number of origins of twinning by refining the secondary recrystallized grain size in the direction perpendicular to rolling (C direction) and reducing the unevenness of the film/base iron interface. It is
  • Refining the secondary grain size in the direction perpendicular to rolling, as described in Patent Document 3, is effective in reducing twins. , the secondary recrystallized grains are coarsened, so there is room for improvement in that strict control is required.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned circumstances of the prior art.
  • a grain-oriented electrical steel sheet that does not suffer from cracking or chipping due to twinning deformation even in applications that undergo strong processing, such as iron cores and winding cores of small generators, and that does not deteriorate in magnetic properties. to propose.
  • the inventors have developed a grain-oriented electrical steel sheet having good coating properties, which has a Ti-containing forsterite coating as a base coating formed by applying an annealing separator containing a Ti compound. Extensive experiments were conducted, and measures to reduce the twinning rate compared to the conventional technology were examined. As a result, it was found that the oxygen basis weight of the undercoat and the amount of Ti contained in the undercoat have a great effect on the occurrence of twins. The inventors have newly found that it is effective to increase the oxygen basis weight and limit the amount of Ti in the undercoat, and have developed the present invention. That is, the gist and configuration of the present invention are as follows.
  • a steel slab having a chemical composition containing 0.005 to 0.03 mass% and the balance being Fe and unavoidable impurities is hot-rolled to form a hot-rolled sheet, and the hot-rolled sheet is subjected to one or intermediate annealing.
  • a cold-rolled sheet is obtained by sandwiching and cold-rolling two or more times, and the cold-rolled sheet is subjected to primary recrystallization annealing, then an annealing separator is applied, and then finish annealing is performed to obtain a finish-annealed sheet.
  • a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet comprising applying a coating liquid to an annealed sheet and performing flattening annealing to obtain a grain-oriented electrical steel sheet,
  • the oxygen basis weight on the surface of the steel sheet after the primary recrystallization annealing is 1.5 g/m 2 or more and 2.1 g/m 2 or less, and as the annealing separator, TiO 2 is 0.6 per 100 parts by mass of MgO.
  • a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet characterized by using an annealing separator containing up to 2.7 parts by mass, and setting the rate of temperature increase between 700 to 950°C in the final annealing to 15°C/h or more. .
  • the chemical composition of the steel slab further includes Al: 0.003 to 0.015 mass%, N: 0.001 to 0.007 mass%, Cu: 0.01 to 0.14 mass%, Ni: 0.01 to 0. .3 mass%, Cr: 0.01 to 0.06 mass%, Sb: 0.004 to 0.04 mass%, Sn: 0.005 to 0.04 mass%, Mo: 0.01 to 0.1 mass%, B: 0.001 to 0.01mass%, P: 0.005 to 0.06mass%, Nb: 0.002 to 0.02mass%, Bi: 0.001 to 0.01mass%, Ge: 0.001 to 0.01mass% 05 mass%, As: 0.005 to 0.05 mass%, Te: 0.005 to 0.02 mass%, Ti: 0.005 to 0.04 mass% and V: 0.005 to 0.03 mass% 3.
  • the present invention it is possible to provide a grain-oriented electrical steel sheet that is less likely to undergo twinning deformation and has less deterioration in magnetic properties even when used for applications that require strong working. Therefore, by using the grain-oriented electrical steel sheet of the present invention, it is possible not only to reduce troubles such as cracks and chips when processing iron cores and wound cores of small generators, but also to reduce energy loss in generators, transformers, etc. enables the production of
  • the oxygen basis weight of the decarburized annealed sheet after primary recrystallization annealing (hereinafter also referred to as the oxygen basis weight after decarburization annealing), the oxygen basis weight and the Ti basis weight of the undercoat Table 1 shows the measurement results of , and the investigation results of the magnetic flux density and twinning rate in the steel sheet.
  • the above oxygen basis weight can be measured by a melting-infrared absorption method.
  • the Ti basis weight can be measured by emission spectroscopy.
  • the magnetic flux density is the magnetic flux density when excited at 800 A / m: B 8 (T) according to JIS It was measured according to the method specified in C2550.
  • the oxygen basis weight after decarburization annealing should be increased, and the amount of TiO 2 in the annealing separator should be increased. Both increasing the amount contributes.
  • the oxygen basis weight after decarburization annealing was increased too much, the oxygen basis weight of the undercoat decreased rapidly.
  • the strength of the coating is increased by introducing S into the coating as described in Patent Document 1 above, or by adjusting the ratio of Ti and N as described in Patent Document 2. It is known that increasing In contrast, the above findings suggest that factors other than film strength are involved. That is, the present inventors considered that it is important not to directly transmit the coating tension due to the overcoat to the steel substrate. In other words, the top coat applies stress in the tensile direction to the steel sheet, and under this condition, twinning occurs when deformation stress is further applied. Conversely, if the film stress is not applied, twins are unlikely to occur even with some deformation stress.
  • the oxygen basis weight of the undercoating is increased by a certain amount or more, the stress of the overcoating coating in the upper layer is relaxed in the undercoating, and the stress applied to the base steel is reduced. Further, as the Ti content in the undercoat increases, the tension in the undercoat itself increases, so twinning is more likely to occur.
  • the oxygen basis weight of the undercoating generally correlates with the oxygen basis weight of the surface of the steel sheet after decarburization annealing, increasing this increases the oxygen basis weight of the undercoating.
  • the oxygen basis weight after decarburization annealing is too high, the amount of the undercoat formed will be too large, and the undercoat will partially peel off, thereby decreasing the oxygen basis weight of the undercoat. Therefore, there is an appropriate range for the oxygen basis weight after decarburization annealing.
  • the Ti source is TiO 2 in the annealing separator
  • the Ti basis weight is almost correlated with the amount of TiO 2 added.
  • the basis weight of oxygen after decarburization annealing also has an effect. This is because when the oxygen basis weight after decarburization annealing is high, oxides present in the subscale surface layer, such as Fe 2 SiO 4 , and TiO 2 undergo a substitution reaction to form FeTiO 3 . It is considered that the amount of Ti in the coating increases because Ti easily penetrates into the coating.
  • both the oxygen basis weight after decarburization annealing and the amount of TiO2 added in the annealing separator affect both the oxygen basis weight and the Ti basis weight of the undercoat.
  • the oxygen basis weight and the Ti basis weight of the undercoat can be kept within appropriate ranges, and the twinning rate can be reduced.
  • the undercoating has an oxygen basis weight of 3.8 g/m 2 or more and a Ti basis weight of 0.06 g/m 2 or less. This is based on the above-described new knowledge that strain due to tension in the overcoat promotes twinning, and that if the stress caused by the overcoat is relieved by the undercoat, the occurrence of twins can be suppressed. That is, when the oxygen basis weight of the undercoat is less than 3.8 g/m 2 , the ability of the undercoat to relax the tension of the coating decreases, resulting in an increase in twinning rate.
  • the oxygen basis weight should be 3.8 g/m 2 or more and the Ti basis weight should be 0.06 g/m 2 or less.
  • the oxygen basis weight of the undercoat is preferably 5.0 g/m 2 or less. From the same point of view, it is preferable that the Ti basis weight in the undercoating is 0.01 g/m 2 or more.
  • the grain-oriented electrical steel sheet targeted by the present invention preferably has a magnetic flux density of 1.88 T or less at B8 .
  • the reason why it is desirable to lower the magnetic flux density is that when the magnetic flux density is high, the secondary recrystallized grain size usually becomes large, the grain boundary density decreases, and twin crystals are likely to develop. If the secondary recrystallized grain size is made finer by setting the magnetic flux density to a lower value, it is possible to prevent the strain imparted during working from being locally concentrated, making it easier to prevent twinning deformation. Therefore, the present invention cannot be applied to, for example, a technique in which a coil is annealed under a temperature gradient to elongate secondary recrystallized grains. Also, the technique of growing secondary recrystallized grains by holding in the secondary recrystallization temperature range during final annealing is not suitable for the present invention.
  • C 0.001 to 0.10 mass%
  • C is a component necessary for generating Goss-oriented crystal grains, and should be contained in an amount of 0.001 mass% or more in order to exhibit such an effect.
  • addition exceeding 0.10 mass% makes it difficult to decarburize to a level that does not cause magnetic aging in the subsequent decarburization annealing. Therefore, the C content should be in the range of 0.001 to 0.10 mass%.
  • the content of C is preferably 0.015 mass% or more, and preferably 0.08 mass% or less.
  • Al, N, Cu, Ni, Cr, Sb, Sn, Mo, B, P, Nb and Bi segregate on the grain boundaries and on the surface of the steel sheet and act as auxiliary inhibitors to improve the magnetic properties.
  • the grain-oriented electrical steel sheet of the present invention is produced by melting steel having the chemical composition described above by a conventionally known refining process, and using a continuous casting method or an ingot casting-slabbing rolling method or the like to form a steel material (steel slab). After that, the steel material is hot-rolled to obtain a hot-rolled sheet, and if necessary, hot-rolled sheet annealing is performed, and cold rolling is performed once or twice or more with intermediate annealing.
  • the cold-rolled sheet shall be thick.
  • the reason why the oxygen basis weight on the surface of the steel sheet after primary recrystallization annealing is 1.5 to 2.1 g/m 2 is to set the oxygen basis weight and the Ti basis weight in the undercoating to appropriate ranges. .
  • the oxygen basis weight is less than 1.5 g/m 2 , the formation of the undercoat becomes insufficient, and when the oxygen basis weight exceeds 2.1 g/m 2 , the formation of the undercoat becomes excessive. In the end, point-like peeling occurs, and a sufficient effect cannot be obtained.
  • the annealing temperature is preferably 700 to 900° C. and the annealing time is preferably 30 to 300 seconds. If the annealing temperature is less than 700° C. or the annealing time is less than 30 seconds, the desired oxygen basis weight cannot be secured or decarburization becomes insufficient. On the other hand, if the annealing temperature exceeds 900° C. or the annealing time exceeds 300 seconds, the oxygen basis weight becomes excessive. Also, the decarburization annealing is performed in a wet hydrogen atmosphere.
  • the dew point is in the range of 45 to 60° C.
  • the H 2 concentration is a conventional method, which can be in the range of 40% to 80%.
  • the oxygen basis weight can be adjusted.
  • This PH 2 O/PH 2 is desirably in the range of 0.40 to 0.55. It is also possible to change at each stage of the heating zone and soaking zone.
  • the soaking area can be divided into two stages, a front stage and a rear stage. Both or one of the soaking temperature and the atmospheric oxidizing PH 2 O/PH 2 conditions are different between the former stage and the latter stage.
  • the temperature difference between the former stage and the latter stage shall be 20°C or more. If oxidizing, change the PH 2 O/PH 2 difference by 0.2 or more.
  • the temperature is not particularly limited, but the latter stage should be higher than the former stage.
  • PH 2 O/PH 2 is often lower in the latter stage than in the former stage, and this can be followed in the present invention.
  • the pretreatment of the primary recrystallization annealing For example, when cleaning a rolled sheet (cold-rolled sheet), electrolytic degreasing is performed with a degreasing solution (electrolytic solution) containing sodium silicate. As a result, the SiO 2 compound is electrodeposited on the surface of the steel sheet, which serves as a starting point for oxidation during decarburization annealing, and can increase the oxygen basis weight.
  • the oxygen basis weight after the primary recrystallization annealing changes depending on the material composition and the previous process, it is necessary to adjust the annealing conditions according to each process. For example, if the Si content in the steel material is as low as 3 mass% or less, the oxygen basis weight tends to decrease, so the dew point is set high. In addition, if the steel sheet surface before primary recrystallization annealing has a high oxygen basis weight of 0.1 g/m 2 or more, it is effective to set the dew point to a lower value.
  • the surface of the steel sheet is coated with an annealing separator containing MgO as a main component.
  • the annealing separating agent used is one to which TiO 2 is added.
  • the reason why TiO 2 is added here is mainly from the viewpoint of enhancing film adhesion, and this addition of TiO 2 has been conventionally performed.
  • the second feature of the present invention is that the amount of TiO 2 added is kept to a very small amount. That is, the amount of TiO 2 added to the annealing separator used in the present invention is in the range of 0.6 to 2.7 parts by mass when MgO is 100 parts by mass.
  • the amount (content) of TiO 2 added to the annealing separating agent is less than 0.6 parts by mass, the film adhesion is lowered, and the underlying pattern is generated.
  • the amount of TiO 2 added to the annealing separator is higher than 2.7 parts by mass, the amount of Ti contained in the undercoating exceeds 0.06 g/m 2 in terms of Ti basis weight, and the twinning rate increases. will do.
  • the conditions of the annealing separator other than the amount of TiO 2 added may be as known.
  • additives for the annealing separator include borates such as Li, Na, K, Mg, Ca, Sr, Sn, Sb, Cr, Fe, and Ni, sulfates, carbonates, and water. Oxides, chlorides and the like can be added singly or in combination.
  • the amount of the annealing separator applied to the surface of the steel sheet is preferably 8 to 16 g/m 2 on both sides, and the hydration amount is preferably in the range of 0.5 to 3.7 mass%.
  • the annealing separating agent is usually made into a slurry with water, coated with a roll coater, and then dried. This method can also be used in the present invention.
  • a third feature of the present invention is to specify the rate of temperature increase at this time. That is, the rate of temperature increase between 700 and 950° C. in the final annealing must be 15° C./h or more.
  • This temperature range is the temperature range in which the formation of the undercoating begins in earnest, and is also the temperature range immediately before TiO 2 in the annealing separator decomposes and Ti penetrates into the undercoating. If the rate of temperature rise in this temperature range is slow, the substitution reaction that forms FeTiO3 from Fe2SiO4 proceeds too much, Ti penetrates too much into the film, and the Ti content in the undercoat increases.
  • the rate of temperature increase between 700 and 950° C. in the final annealing should be 15° C./h or more, preferably 20° C./h or more.
  • the final annealing (retaining treatment) is generally performed at a temperature of 1150° C. or higher and 1250° C. or lower for a time of 3 hours or longer and 50 hours or shorter, and the present invention is also within this range. If the temperature is lower than 1150° C. or the time is shorter than 3 hours, purification may be insufficient and precipitates may remain, resulting in an increased twinning rate. On the other hand, if the temperature is higher than 1250° C. or the time is longer than 50 hours, the coil may buckle and the yield may decrease.
  • an insulating coating is applied and flattening annealing, which also serves as baking, is performed.
  • flattening annealing which also serves as baking
  • a steel slab having a chemical composition in which the balance is Fe and unavoidable impurities is heated at 1410 ° C. for 30 minutes, hot-rolled to a hot-rolled sheet with a thickness of 2.5 mm, and heated at 1000 ° C. for 1 minute.
  • the hot-rolled sheet was annealed. After that, it was cold-rolled to a thickness of 0.9 mm, subjected to intermediate annealing at 980° C. for 1 minute, and then cold-rolled to a final thickness of 0.35 mm.
  • primary recrystallization annealing which also serves as decarburization annealing, was performed at 850° C. for 120 seconds in an atmosphere with a PH 2 O/PH 2 ratio of 0.51.
  • the oxygen basis weight of the decarburized annealed sheet was set to 2.0 g/m 2 .
  • powder obtained by adding 2.4 parts by mass of TiO 2 and 0.1 part by mass of Li 2 SO 4 to 100 parts by mass of MgO as an annealing separator was made into a slurry, and the amount of hydration was 1.0 parts by mass. It was coated on both sides of the steel sheet at 11 g/m 2 so as to be 3 mass%.
  • the temperature was raised between 700 and 950° C. at various heating rates shown in Table 2, followed by holding treatment at 1160° C. for 5 hours for purification.
  • a hot-rolled sheet was annealed at 1000° C. for 1 minute. After that, it was cold rolled to an intermediate plate thickness of 0.8 mm, subjected to intermediate annealing at 1000° C. for 2 minutes, and further cold rolled to obtain a cold rolled plate having a final thickness of 0.27 mm.
  • a coating liquid consisting of magnesium phosphate-colloidal silica-titanium sulfate was applied, and flattening annealing was performed for both baking and shape correction of the steel sheet to obtain a product coil (grain-oriented electrical steel sheet).
  • the steel sheets thus obtained were examined for magnetic flux density B8 and twinning rate.
  • the results are shown in Table 3 together with the oxygen basis weight after primary recrystallization annealing, the oxygen basis weight in the undercoat and the Ti basis weight.
  • the oxygen basis weight after the primary recrystallization annealing, the oxygen basis weight and Ti basis weight in the undercoat, the magnetic flux density B8 and the twinning rate were measured according to the measurement method described above.

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Abstract

小型発電機の鉄心や巻きコア等、強度の加工を受ける用途でも、双晶変形による割れや欠け等の発生がなく、磁気特性の劣化もない方向性電磁鋼板を提供する。Ｓｉ：２．８～３．５mass％およびＭｎ：０．０１～１．０mass％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成と、Ｔｉを含みフォルステライトを主体とする下地被膜および前記下地被膜上に形成される上塗り被膜と、を有する方向性電磁鋼板において、前記下地被膜において、酸素目付量を３．８ｇ／ｍ２以上およびＴｉ目付量を０．０６ｇ／ｍ２以下とする。

Description

方向性電磁鋼板およびその製造方法
　本発明は、変圧器や電動機、発電機等の鉄心に主として用いられる方向性電磁鋼板、中でも、小型発電機や小型電動機の鉄心、あるいは、巻きコアやＥＩコアのように、比較的強い曲げ加工や剪断加工等を受けても双晶が発生し難い方向性電磁鋼板と、その製造方法に関するものである。
　方向性電磁鋼板や無方向性電磁鋼板は、各種の変圧器や電動機、発電機等の鉄心材料として広く用いられている。このうち、方向性電磁鋼板は、結晶方位がＧｏｓｓ方位と呼ばれる｛１１０｝＜００１＞方位に高度に集積しているため、磁束密度が高く、鉄損が低いという、変圧器や発電機等のエネルギーロスの低減に直接つながる、良好な鉄損特性を有しているのが特長である。
　このような方向性電磁鋼板を用いて、小型発電機や小型電動機の鉄心、あるいはＥＩコア等を製造する際には、コイルの形状を矯正するレベラー処理を施した後、打抜加工や剪断加工を行うことが多い。しかし、上記レベラー処理や打抜加工、剪断加工の際に、鋼板が双晶変形を起こして、割れや欠けを起こしたり、反りが生じたりして、製造トラブルを引き起こすことがある。また、巻きコアを製造する際にも、鋼板を巻き取ってコア形状に変形させるときに双晶が発生し、磁気特性が劣化することもある。
　そこで、加工性を改善するための技術が種々提案されている。
　例えば、特許文献１には、素材成分中のＳやＮを低減し、焼鈍分離剤中にＳＯ３化合物をＳＯ３成分質量にして０．５～５．０mass％添加することにより、双晶の発生を抑制する技術が提案されている。
　また、特許文献２には、焼鈍分離剤中にＴｉ化合物を含有させて優れた被膜特性のフォルステライト被膜を形成する技術において、フォルステライト被膜を含めた鋼板のＴｉ濃度をＮ濃度に対して１．０～２．０倍の範囲として鋼中のＮを低減することにより、剪断加工や曲げ加工時の割れを防止する技術が提案されている。
　特許文献３には、圧延直角方向(Ｃ方向)の二次再結晶粒径を微細化するとともに、被膜／地鉄界面の凹凸を低減することにより双晶発生の起点数を低減する技術が開示されている。
特開２０００－２５６８１０号公報 特開平０６－１７９９７７号公報 特表２０１３－５８２３９号公報
　上記した従来技術を適用することにより、方向性電磁鋼板の磁気特性を低下させることなく加工性を改善することができるものの、双晶の発生抑制については更なる改善が求められている。
　例えば、特許文献１に記載の技術を適用した場合、双晶発生率は大きく低下するものの、ばらつきの範囲内ではあるが、該発生率が１０％程度の高い値となることがあり、この点の改善が求められる。
　また、特許文献２に従ってＴｉとＮの濃度比を適正化することにより、曲げ加工性は改善されるものの、曲げ加工時に発生する双晶については検討されていないことから、双晶の発生率低減を図るには、さらなる検討が必要になる。
　特許文献３に記載の、圧延直角方向の二次粒径を微細化させることは双晶の減少に有効であるが、仕上焼鈍時にコイル内でわずかな温度傾斜や昇温速度の変化があると、二次再結晶粒が粗大化するため、厳密な制御が必要になる点、改善の余地があった。
　本発明は、従来技術が抱える上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、従来技術よりも双晶発生率を低減できる方向性電磁鋼板の製造技術を開発することによって、小型発電機の鉄心や巻きコア等、強度の加工を受ける用途でも、双晶変形による割れや欠け等の発生がなく、磁気特性の劣化もない方向性電磁鋼板を提供すると共に、その製造方法を提案することにある。
　発明者らは、上記課題を解決すべく、Ｔｉ化合物を含有する焼鈍分離剤を塗布して形成したＴｉを含むフォルステライト被膜を下地被膜として有する、被膜特性の良好な方向性電磁鋼板に対して膨大な実験を行い、双晶発生率を従来技術よりも低減する方策を検討した。その結果、下地被膜の酸素目付量と該下地被膜中に含有されるＴｉの量とが双晶発生に大きな影響を与えていること、また、双晶の発生を抑えるためには、下地被膜の酸素目付量を増加するとともに、下地被膜中のＴｉ量を制限するのが有効であることを新規に見出し、本発明を開発するに至った。
　すなわち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。
１．Ｓｉ：２．８～３．５mass％およびＭｎ：０．０１～１．０mass％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成と、Ｔｉを含みフォルステライトを主体とする下地被膜および前記下地被膜上に形成される上塗り被膜と、を有し、前記下地被膜において、酸素目付量が３．８ｇ／ｍ２以上およびＴｉ目付量が０．０６ｇ／ｍ２以下である方向性電磁鋼板。
２．前記成分組成は、さらに、Ａｌ：０mass％超０．０１５mass％以下、Ｎ：０mass％超０．００７mass％以下、Ｃｕ：０mass％超０．１４mass％以下、Ｎｉ：０mass％超０．３mass％以下、Ｃｒ：０mass％超０．０６mass％以下、Ｓｂ：０mass％超０．０４mass％以下、Ｓｎ：０mass％超０．０４mass％以下、Ｍｏ：０mass％超０．１mass％以下、Ｂ：０mass％超０．０１mass％以下、Ｐ：０mass％超０．０６mass％以下、Ｎｂ：０mass％超０．０２mass％以下、Ｂｉ：０mass％超０．０１mass％以下、Ｇｅ：０mass％超０．０５mass％以下、Ａｓ：０mass％超０．０５mass％以下、Ｔｅ：０mass％超０．０２mass％以下、Ｔｉ：０mass％超０．０４mass％以下およびＶ：０mass％超０．０３mass％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記１に記載の方向性電磁鋼板。
３．Ｃ：０．００１～０．１０mass％、Ｓｉ：２．８～３．５mass％、Ｍｎ：０．０１～１．０mass％、ＳおよびＳｅのうちから選ばれる１種または２種を合計で０．００５～０．０３mass％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延板とし、該熱延板に、１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して冷延板とし、該冷延板に、一次再結晶焼鈍を施し、次いで焼鈍分離剤を塗布してから仕上焼鈍を施して仕上焼鈍板とし、該仕上焼鈍板に、コーティング液を塗布し、平坦化焼鈍を施して方向性電磁鋼板を得る、方向性電磁鋼板の製造方法であって、
　前記一次再結晶焼鈍後の鋼板表面における酸素目付量を１．５ｇ／ｍ２以上２．１ｇ／ｍ２以下とすること、前記焼鈍分離剤として、ＭｇＯ１００質量部に対してＴｉＯ２を０．６～２．７質量部含有する焼鈍分離剤を用いること、および前記仕上焼鈍における７００～９５０℃間の昇温速度を１５℃／ｈ以上とすることを特徴とする、方向性電磁鋼板の製造方法。
４．前記鋼スラブの成分組成は、さらに、Ａｌ：０．００３～０．０１５mass％、Ｎ：０．００１～０．００７mass％、Ｃｕ：０．０１～０．１４mass％、Ｎｉ：０．０１～０．３mass％、Ｃｒ：０．０１～０．０６mass％、Ｓｂ：０．００４～０．０４mass％、Ｓｎ：０．００５～０．０４mass％、Ｍｏ：０．０１～０．１mass％、Ｂ：０．００１～０．０１mass％、Ｐ：０．００５～０．０６mass％、Ｎｂ：０．００２～０．０２mass％、Ｂｉ：０．００１～０．０１mass％、Ｇｅ：０．００１～０．０５mass％、Ａｓ：０．００５～０．０５mass％、Ｔｅ：０．００５～０．０２mass％、Ｔｉ：０．００５～０．０４mass％およびＶ：０．００５～０．０３mass％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
　本発明によれば、強い加工が施される用途に用いた場合でも、双晶変形が起き難く、かつ、磁気特性の劣化も小さい方向性電磁鋼板を提供することができる。従って、本発明の方向性電磁鋼板を用いることによって、小型発電機の鉄心や巻きコア等に加工する際の割れや欠け等のトラブルを低減できるだけでなく、エネルギーロスの小さい発電機や変圧器等の製造を可能とする。
　まず、本発明を導くに至った実験結果について説明する。
　Ｃ：０．０４mass％、Ｓｉ：２．９mass％、Ｍｎ：０．０６mass％、Ｓｅ：０．０１mass％およびＳｂ：０．０１mass％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成を有する鋼スラブに、公知の方法で熱間圧延を施して熱延板とし、その後８５０℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した。その後、９００℃×１分間の中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚が０．３０ｍｍの冷延板に仕上げた。次いで、ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２が０．３９～０．６１の種々の雰囲気下において、冷延板に、８４０℃×１４０秒の脱炭焼鈍を兼ねた一次再結晶焼鈍を施した。このとき、一次再結晶焼鈍後の冷延板（以下、脱炭焼鈍板ともいう）の表面における酸素目付量を、表１に示すように、種々に変更した。その後、脱炭焼鈍板の表面および裏面の両方の面に、焼鈍分離剤を塗布した。焼鈍分離剤としては、ＭｇＯ１００質量部に対するＴｉＯ２の添加量を表１に示す通りとなるように種々に変化させてなる粉体をスラリー状にしたものを用い、水和量が２．０mass％となるように、１５ｇ／ｍ２で塗布した。塗布後、乾燥させてからコイルに巻き取り、最終仕上焼鈍に供した。最終仕上焼鈍は、７００～９５０℃間の昇温速度を１５℃／ｈで昇温し、引き続き純化のために１１６０℃、５時間の保定処理を行った。この最終仕上焼鈍において、脱炭焼鈍板の表面に下地被膜を形成した。その後、下地被膜の上に、リン酸マグネシウム－コロイド状シリカ－無水クロム酸からなるコーティング液を塗布し、これの焼付けと鋼板の形状矯正を兼ねた平坦化焼鈍を施して製品コイル（方向性電磁鋼板）を得た。この平坦化焼鈍において、下地被膜上に上塗り被膜を形成した。
　このようにして得られた各鋼板について、一次再結晶焼鈍後の脱炭焼鈍板の酸素目付量（以下、脱炭焼鈍後の酸素目付量とも示す）、下地被膜の酸素目付量およびＴｉ目付量の各測定結果と、鋼板における磁束密度および双晶発生率の調査結果とを、表１に示す。
　ここで、上記の酸素目付量は、融解－赤外線吸収法により測定することができる。同様に、Ｔｉ目付量は、発光分光分析法により測定することができる。
　また、磁束密度は、８００Ａ／ｍで励磁したときの磁束密度：Ｂ８（Ｔ）を、JIS Ｃ２５５０で規定された方法に従って測定した。
　さらに、双晶発生率は、各鋼板からJIS５号試験片（試料）を６０枚以上採取し、各JIS５号試験片を室温で引張速度１０ｍ／ｍｉｎの条件で引張試験に供したのち、酸洗してマクロエッチングした面を目視で観察し、双晶ラインが認められた試料を双晶発生試料と判定することで得られる、前記引張試験に供した全試料枚数に対する双晶発生試料の枚数の比率（％）である。
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　表１から、下地被膜において、酸素目付量が３．８ｇ／ｍ２以上かつＴｉ目付量が０．０６ｇ／ｍ２以下であれば、双晶の発生率が１．５％以下と効果的に低減していることがわかる。
　さらに、表１に示したように、下地被膜の酸素目付量を３．８ｇ／ｍ２以上に制御するには、脱炭焼鈍後の酸素目付量を高めること、焼鈍分離剤中のＴｉＯ２の量を増加させること、の両方が寄与している。ただし、脱炭焼鈍後の酸素目付量を高くしすぎると、下地被膜の酸素目付量は急激に低下した。また、下地被膜のＴｉ目付量の制御にも、同じく脱炭焼鈍後の酸素目付量と焼鈍分離剤中のＴｉＯ２量の両方が寄与しており、Ｔｉ目付量を低減する、特に０．０６ｇ／ｍ２以下に収めるためには、焼鈍分離剤中のＴｉＯ２含有量を低減するだけでなく、脱炭焼鈍後の酸素目付量を低下させることも有効であった。
　このような結果が得られた理由については明らかではないが、本発明者らは以下のように考えている。
　方向性電磁鋼板は、二次再結晶粒の方位が｛１１０｝＜００１＞に高度に集積しているが、このような結晶方位を有する鋼板では、圧延方向に変形が加わると、｛１１２｝＜１１１＞の辷り系が働いて双晶変形が起こる。ただし、双晶変形は、変形エネルギーが高いため、歪み速度が速い場合や、低温で変形された場合にのみ起こる。一般に、このような双晶の低減は、例えば粗大介在物を減らしたり結晶粒径を微細化させたりして局所的な応力集中を減らすこと、不純物を減らして材料変形に対する強度を低減することなどが有効とされている。被膜との関係では、上掲の特許文献１に記載のように被膜中にＳを導入したり、特許文献２に記載のようにＴｉとＮの比率を調節したりして、被膜の強度を高めるのが有効であることが知られている。これに対して、上記の知見は、被膜強度以外の要因が関与していることを示唆している。すなわち、本発明者らは、上塗り被膜によるコーティング張力を地鉄に直接伝えないことが重要と考えた。つまり、上塗り被膜により鋼板は引っ張り方向の応力がかかっており、この状況下でさらに変形応力が加わったときに双晶が発生する。逆に、被膜の応力がかからなければ多少の変形応力でも双晶は発生しにくい。
　そして、下地被膜の酸素目付量を一定量以上高めると、上層の上塗り被膜の応力が、下地被膜中で緩和され、地鉄に付与される応力が低下するのである。また、下地被膜中のＴｉ含有量が多くなるほど下地被膜そのものの張力を高めるため、双晶発生が起こりやすくなるのである。
　次に、下地被膜の酸素目付量を制御する方法について述べる。
　下地被膜の酸素目付量は、脱炭焼鈍後の鋼板表面の酸素目付量とおおむね相関するため、これを増やせば下地被膜の酸素目付量も増えることとなる。しかし、脱炭焼鈍後の酸素目付量が多すぎると下地被膜の形成量が多くなりすぎ、下地被膜が部分的に剥離することにより、逆に下地被膜の酸素目付量が低下してしまう。そのため、脱炭焼鈍後の酸素目付量は適正範囲が存在することとなる。
　さらに、脱炭焼鈍後の酸素目付量を調整する以外に、焼鈍分離剤中のＴｉＯ２量を増やすことによっても、下地被膜の酸素目付量を増加することができる。すなわち、ＴｉＯ２は、仕上焼鈍中に分解して酸素を発生し、それが鋼板を酸化させることにより下地被膜の形成量を増やすことになる。
　さらに、下地被膜のＴｉ目付量を制御する方法について述べる。
　Ｔｉ目付量については、Ｔｉ源が焼鈍分離剤中のＴｉＯ２であるため、このＴｉＯ２の添加量にほぼ相関する。ＴｉＯ２量の調整以外に、脱炭焼鈍後の酸素目付量も影響を与える。これは、脱炭焼鈍後の酸素目付量が高いと、サブスケール表層に存在する酸化物、例えばＦｅ２ＳｉＯ４のような物質とＴｉＯ２が置換反応を起こしてＦｅＴｉＯ３が形成され、ここからＴｉが被膜中に侵入されやすくなるため、被膜中Ｔｉ量が高まるものと考えられる。
　以上の通り、脱炭焼鈍後の酸素目付量および焼鈍分離剤中のＴｉＯ２添加量は共に、下地被膜の酸素目付量およびＴｉ目付量の双方に影響を与えることから、脱炭焼鈍後の酸素目付量と焼鈍分離剤中のＴｉＯ２添加量をそれぞれ最適化することにより、下地被膜の酸素目付量およびＴｉ目付量を適正範囲に収め、双晶発生率を低減させることができる。
　以下に、本発明について具体的に述べる。まず、本発明が対象とする方向性電磁鋼板について説明する。
　本発明が対象とする方向性電磁鋼板は、Ｓｉ：２．８～３．５mass％およびＭｎ：０．０１～１．００mass％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成と、Ｔｉを含みフォルステライトを主体とする下地被膜および該下地被膜上に形成される上塗り被膜と、を有するものである。
　この方向性電磁鋼板は、下地被膜において、酸素目付量を３．８ｇ／ｍ２以上とし、かつＴｉ目付量を０．０６ｇ／ｍ２以下とすることが肝要である。これは、上塗り被膜の張力によるひずみが双晶を促進しており、上塗り被膜による応力を下地被膜が緩和すれば双晶発生率が抑えられるとの、上記した新規知見によるものである。
　すなわち、下地被膜の酸素目付量が３．８ｇ／ｍ２を下回ると、コーティングの張力を下地被膜が緩和する能力が低下する結果、双晶発生率が増大する。また、Ｔｉ目付量が０．０６ｇ／ｍ２を超えると、下地被膜そのものの張力が増大するため、やはり双晶発生率が増大する。従って、下地被膜において、酸素目付量を３．８ｇ／ｍ２以上とし、かつＴｉ目付量を０．０６ｇ／ｍ２以下とする。
　一方、下地被膜において、酸素目付量の上限およびＴｉ目付量の下限は特に限定する必要はない。ただし、被膜密着性の観点から、下地被膜における酸素目付量は、５．０ｇ／ｍ２以下であることが好ましい。また、同様の観点から、下地被膜におけるＴｉ目付量は、０．０１ｇ／ｍ２以上であることが好ましい。
　上記の下地被膜上に形成する上塗り被膜は、特に種類は問わず、方向性電磁鋼板の上塗り被膜として一般的な被膜を適用できる。例えば、リン酸マグネシウム－コロイド状シリカ－硫酸チタンからなるコーティング液を塗布、焼付けした張力付与型の被膜を適用できる。
　さらに、本発明が対象とする方向性電磁鋼板は、磁束密度がＢ８で1.88Ｔ以下であることが望ましい。磁束密度を低くすることが望ましい理由は、通常、磁束密度が高いと二次再結晶粒径が大きくなり、粒界密度が低下して双晶が発展しやすくなるためである。磁束密度を低めに設定して二次再結晶粒径を微細化させると、加工時に付与される歪が局所的に集中するのを防止し、双晶変形を防ぎやすくできる。従って、例えば、コイルを温度勾配下で焼鈍して、二次再結晶粒を伸張させるような技術には、本発明を適用することはできない。また、仕上焼鈍中に二次再結晶温度域で保定を行って二次再結晶粒を成長させる技術も本発明には不適である。
　上記方向性電磁鋼板の成分組成は、さらに、Ａｌ、Ｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｍｏ、Ｂ、Ｐ、Ｎｂ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｔｅ、ＴｉおよびＶ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。具体的に、上記方向性電磁鋼板の成分組成は、Ａｌ：０mass％超０．０１５mass％以下、Ｎ：０mass％超０．００７mass％以下、Ｃｕ：０mass％超０．１４mass％以下、Ｎｉ：０mass％超０．３mass％以下、Ｃｒ：０mass％超０．０６mass％以下、Ｓｂ：０mass％超０．０４mass％以下、Ｓｎ：０mass％超０．０４mass％以下、Ｍｏ：０mass％超０．１mass％以下、Ｂ：０mass％超０．０１mass％以下、Ｐ：０mass％超０．０６mass％以下、Ｎｂ：０mass％超０．０２mass％以下、Ｂｉ：０mass％超０．０１mass％以下、Ｇｅ：０mass％超０．０５mass％以下、Ａｓ：０mass％超０．０５mass％以下、Ｔｅ：０mass％超０．０２mass％以下、Ｔｉ：０mass％超０．０４mass％以下およびＶ：０mass％超０．０３mass％以下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。
　次に、上記の方向性電磁鋼板を製造するための方法について説明する。
　まず、鋼スラブの成分組成について説明する。
Ｃ：０．００１～０．１０mass％
　Ｃは、ゴス方位結晶粒を発生させるために必要な成分であり、かかる作用を発現させるためには０．００１mass％以上含有させる必要がある。一方、０．１０mass％を超える添加は、その後の脱炭焼鈍で磁気時効を起こさないレベルまで脱炭することが難しくなる。よって、Ｃの含有量は０．００１～０．１０mass％の範囲とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．０１５mass％以上であり、また、好ましくは０．０８mass％以下である。
Ｓｉ：２．８～３．５mass％
　Ｓｉは、鋼の電気抵抗を高めて鉄損を低減すると共に、ＢＣＣ組織を安定化し、高温熱処理を可能とするために必要な成分であり、少なくとも２．８mass％の添加を必要とする。しかし、３．５mass％を超える添加は、加工性を低下させ、冷間圧延して製造することが難しくなる。よって、Ｓｉの含有量は２．８～３．５mass％の範囲とする。双晶発生防止の効果も含めると、Ｓｉの含有量は、好ましくは２．８mass％以上であり、また、好ましくは３．３mass％以下である。
Ｍｎ：０．０１～１．０mass％
　Ｍｎは、鋼の熱間脆性を改善するのに有効である他、ＳやＳｅを含有している場合には、ＭｎＳやＭｎＳｅ等の析出物を形成し、抑制剤（インヒビター）として機能する元素である。上記効果は０．０１mass％以上の添加で得られる。しかし、１．０mass％を超えて添加すると、ＭｎＳｅ等の析出物が粗大化し、インヒビターとしての効果が失われてしまう。よって、Ｍｎの含有量は０．０１～１．０mass％の範囲とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．０３mass％以上であり、また、好ましくは０．５０mass％以下である。
Ｓ、Ｓｅ：１種または２種合計で０．００５～０．０３mass％
　ＳおよびＳｅは、ＭｎやＣｕと結合してＭｎＳｅ，ＭｎＳ，Ｃｕ２－ｘＳｅ，Ｃｕ２－ｘＳを形成し、鋼中に分散第二相として析出し、インヒビター作用を発揮する有用成分である。ＳおよびＳｅの合計含有量が０．００５mass％に満たないと、上記の添加効果が十分ではなく、一方、０．０３mass％を超える添加は、二次粒径が粗大化して双晶発生に不利となる。そのため、これらの元素の添加量は、単独添加あるいは複合添加のいずれの場合も０．００５～０．０３mass％の範囲とする。ＳおよびＳｅの合計含有量は、好ましくは０．００６mass％以上であり、また、好ましくは０．０２０mass％以下である。
　なお、本発明の方向性電磁鋼板の製造に用いる鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ａｌ（sol.Ａｌ）：０．００３～０．０１５mass％、Ｎ：０．００１～０．００７mass％、Ｃｕ：０．０１～０．1４mass％、Ｎｉ：０．０１～０．３mass％、Ｃｒ：０．０１～０．０６mass％、Ｓｂ：０．００４～０．０４mass％、Ｓｎ：０．００５～０．０４mass％、Ｍｏ：０．０１～０．１mass％、Ｂ：０．００１～０．０１mass％、Ｐ：０．００５～０．０６mass％、Ｎｂ：０．００２～０．０２mass％、Ｂｉ：０．００１～０．０１mass％、Ｇｅ：０．００１～０．０５mass％、Ａｓ：０．００５～０．０５mass％、Ｔｅ：０．００５～０．０２mass％、Ｔｉ：０．００５～０．０４mass％およびＶ：０．００５～０．０３mass％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できる。
　sol.Ａｌ、Ｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｍｏ、Ｂ、Ｐ、ＮｂおよびＢｉの各元素は、結晶粒界や鋼板表面に偏析して補助的なインヒビターとして作用し、磁気特性を適度に向上させる効果があるため、必要に応じて添加することができる。しかし、本発明のように磁束密度を一定以上高めすぎないようにするためには、添加量も従来に比して低めにする必要がある。よって、添加する場合には、上記範囲とするのが好ましい。
　また、Ｇｅ、Ａｓ、Ｔｅ、ＴｉおよびＶの各元素は、いずれも、安定的にインヒビター効果（抑制力）を有するため、スラブ加熱や仕上焼鈍などの鋼板内での温度ばらつきが生じる工程でも均一に存在することができるため、磁束密度をコイル全長で安定化させる効果があるので、必要に応じて添加することができる。
　なお、前述した成分のうち、Ｃは製造工程の途中で脱炭されて鋼中から除去され、Ｓ、Ｓｅは、最終仕上焼鈍において純化されて鋼中から除去されるため、製品段階では、いずれも含有量が不可避的不純物レベルとなる。
　次に、本発明に係る方向性電磁鋼板の製造条件について詳しく説明する。
　本発明の方向性電磁鋼板は、上記に説明した成分組成を有する鋼を従来公知の精錬プロセスで溶製し、連続鋳造法または造塊－分塊圧延法等を用いて鋼素材（鋼スラブ）とし、その後、上記鋼素材に熱間圧延を施して熱延板とし、必要に応じて熱延板焼鈍を施した後、１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とする。本発明のように、磁束密度を上げすぎずに二次粒を微細化させ、双晶発生を抑制させる目的の場合、最終冷延圧下率は低めが望ましい。最終冷延圧下率は、具体的には、５０～７０％、さらに望ましくは５５～６６％とすることが好ましい。
　次いで、冷延板に、一次再結晶焼鈍あるいは脱炭焼鈍を兼ねた一次再結晶焼鈍を施す。また、このとき、必要に応じて窒化処理を施してもよい。この際に形成させる（酸化膜の）酸素目付量を従来よりも高めに調節することが、本発明の第１の特徴であり、本発明の主たる要素のうちの一つである。
　すなわち、一次再結晶焼鈍後の鋼板表面における酸素目付量が１．５～２．１ｇ／ｍ２となるように、該一次再結晶焼鈍における温度、時間および雰囲気の少なくとも１つを調節する。ここで、一次再結晶焼鈍後の鋼板表面における酸素目付量を１．５～２．１ｇ／ｍ２とするのは、下地被膜における酸素目付量およびＴｉ目付量を適切な範囲とするためである。特に、上記酸素目付量が１．５ｇ／ｍ２を下回ると、下地被膜の形成が不十分となり、また、上記酸素目付量が２．１ｇ／ｍ２を超えると、下地被膜の形成が過剰となり、最終的には点状剥離を生じてしまい、十分な効果が得られなくなる。
　一次再結晶焼鈍後の酸素目付量を上記の範囲とするための一次再結晶焼鈍の条件として、焼鈍温度は７００～９００℃、焼鈍時間は３０～３００秒の範囲とすることが好ましい。焼鈍温度が７００℃未満、もしくは焼鈍時間が３０秒未満では、所望の酸素目付量が確保されなかったり、脱炭が不十分となったりする。一方で、焼鈍温度が９００℃を超えたり焼鈍時間が３００秒を超えたりすると、酸素目付量が過大となる。また、脱炭焼鈍の際は、湿水素雰囲気とする。露点は、４５～６０℃の範囲、Ｈ２濃度については常法通りとし、４０％から８０％の範囲で行うことが可能である。露点とＨ２濃度から、雰囲気酸化性ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２を合わせこむことにより、酸素目付量を調節することができる。このＰＨ２Ｏ／ＰＨ２としては、０．４０～０．５５の範囲が望ましい。加熱領域や均熱領域の各段階で変更することも可能である。
　なお、上記均熱領域は、前段と後段の２段に分けることができる。前段と後段では、均熱温度、雰囲気酸化性ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２の両方、もしくはいずれかを異なる条件とする。均熱温度を変える場合は、前段と後段の温度差を２０℃以上とする。酸化性であれば、ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２の差を０．２以上変化させる。一般に、温度に関しては特に限定されるものではないが、後段は前段よりも高温にするとよい。雰囲気酸化性に関して、後段は前段よりも低ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２とすることが多く、本発明でもこれを踏襲することが可能である。さらに、前段を複数段に分けることも可能であり、この場合は最終段とその前の段との間で、温度および／またはＰＨ２Ｏ／ＰＨ２の差を上記範囲となるようにする。このように温度またはＰＨ２Ｏ／ＰＨ２を変化させたときの最終の均熱領域を、最終段と定義する。
　なお、本発明で規定する高い酸素目付量を実現するために、一次再結晶焼鈍の前処理に工夫を凝らすことも可能である。例えば、圧延板（冷延板）のクリーニングの際にケイ酸ナトリウムを含む脱脂液（電解液）で電解脱脂を行う。これにより、ＳｉＯ２化合物を鋼板表面に電着させ、これが脱炭焼鈍時の酸化の起点となって酸素目付量を高めることができる。
　一次再結晶焼鈍後の酸素目付量は素材成分や前工程によって変化するため、それぞれの工程に応じて焼鈍条件を調整する必要がある。例えば、鋼素材中のＳｉ量が３mass％以下の低めの含有量であれば、酸素目付量が低下傾向となるため、露点は高めに設定する。他には、一次再結晶焼鈍前の鋼板表面の、酸素目付量が０．１ｇ／ｍ２以上の高い条件であれば、露点を低めに設定することも効果的である。
　さらには、一次再結晶焼鈍後の酸素目付量を高めるために、加熱領域の露点を高めに設定し、均熱領域の露点を低めに設定することも可能である。これらの処理は特に限定されるものでなく、酸素目付量を所望の範囲に収めることができればいずれの条件を用いてもよい。
　一次再結晶焼鈍後、鋼板表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布する。このときに焼鈍分離剤は、ＴｉＯ２を添加したものを用いる。ここで、ＴｉＯ２を添加するのは、主に被膜密着性を高める観点からであり、このＴｉＯ２の添加は従来なされている。本発明では、この、ＴｉＯ２添加量をごく微量にとどめるのが第２の特徴である。すなわち、本発明で用いる焼鈍分離剤におけるＴｉＯ２添加量は、ＭｇＯを１００質量部としたときに、０．６～２．７質量部の範囲とする。焼鈍分離剤におけるＴｉＯ２添加量（含有量）が０．６質量部よりも低いと被膜密着性が低下したり、下地模様が発生したりする。一方、焼鈍分離剤におけるＴｉＯ２添加量が２．７質量部より高いと、下地被膜中に含有するＴｉ量がＴｉ目付量で０．０６ｇ／ｍ２を超えてしまって双晶発生率が増大することになる。
　ＴｉＯ２添加量以外の焼鈍分離剤の条件は公知のとおりでよい。例えば、焼鈍分離剤の添加剤としては、ＴｉＯ２以外に、Ｌｉ，Ｎａ，Ｋ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｎｉ等のホウ酸塩、硫酸塩、炭酸塩、水酸化物、塩化物等を単独あるいは複合して添加することができる。また、焼鈍分離剤の鋼板表面への塗布量は、両面で８～１６ｇ／ｍ２、水和量は０．５～３．７mass％の範囲とすることが好ましい。さらに焼鈍分離剤は、水でスラリー化してロールコーターにより塗布後、乾燥させるのが常法であるが、本発明でもこの方法を用いることができる。
　焼鈍分離剤を塗布後、仕上焼鈍を施す。本発明は、このときの昇温速度を特定するのが、第３の特徴である。すなわち、仕上焼鈍における７００～９５０℃間の昇温速度は、１５℃／ｈ以上とする必要がある。この温度域は、下地被膜形成が本格的に開始する温度域であるとともに、焼鈍分離剤中のＴｉＯ２が分解してＴｉが下地被膜中に侵入する直前の温度域でもある。この温度域の昇温速度が遅いと、Ｆｅ２ＳｉＯ４からＦｅＴｉＯ３ができる置換反応が進みすぎることにより、Ｔｉの膜中侵入が進みすぎて下地被膜中Ｔｉ含有量が増大してしまう。また、この温度でのＭｇＯの活性も失われる結果、その後の被膜反応が進みにくくなり、下地被膜の酸素目付量も低下してしまう。さらには、この温度で二次再結晶粒の成長も促進する結果、結晶粒径が粗大化してしまう。したがって、仕上焼鈍における７００～９５０℃間の昇温速度は１５℃／ｈ以上とし、また、２０℃／ｈ以上とすることが好ましい。
　仕上焼鈍における他の条件は、常法通りでよい。例えば、雰囲気はＨ２，Ｎ２，Ａｒのいずれか、もしくはこれらの混合条件でよい。仕上焼鈍（保定処理）について、温度は１１５０℃以上１２５０℃以下、時間は３時間以上５０時間以下で行われるのが一般的であり、本発明もこの範囲でよい。温度が１１５０℃より低かったり、時間が３時間より短かったりすると、純化が不十分となり析出物が残存する結果、双晶発生率が増大するおそれがある。一方、温度が１２５０℃より高かったり、時間が５０時間より長かったりすると、コイルが座屈して歩留まりが低下するおそれがある。
　さらに、最終仕上焼鈍後、絶縁被膜の塗布、焼付けを兼ねた平坦化焼鈍を施すが、これらは公知の方法でよい。
　以上、一連の工程からなる製造方法で製造することにより、強加工をしても双晶の発生しにくい方向性電磁鋼板を得ることができる。
　Ｃ：０．０５mass％、Ｓｉ：３．２mass％、Ｍｎ：０．０６mass％、Ｓ：０．０１mass％、Ａｌ：０．００６mass％、Ｎ：０．００４mass％およびＭｏ：０．０１mass％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有する鋼スラブを１４１０℃×３０分加熱後、熱間圧延を施して板厚：２．５ｍｍの熱延板とし、１０００℃×１分の熱延板焼鈍を施した。その後、０．９ｍｍ厚まで冷間圧延を施し、９８０℃、１分間の中間焼鈍を施し、その後、冷間圧延を施して０．３５ｍｍの最終板厚に仕上げた。
　次いで、ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２が０．５１の雰囲気下で８５０℃×１２０秒の脱炭焼鈍を兼ねた一次再結晶焼鈍を施した。このとき、脱炭焼鈍板の酸素目付量を２．０ｇ／ｍ２とした。さらに、その後、焼鈍分離剤としてＭｇＯ１００質量部に対してＴｉＯ２を２．４質量部、Ｌｉ２ＳＯ４を０．１質量部で添加した粉体をスラリー状にして、水和量が１．３mass％となるように、鋼板両面に１１ｇ／ｍ２で塗布した。塗布後、乾燥させてからコイルに巻き取り、最終仕上焼鈍に供した。最終仕上焼鈍は、７００～９５０℃間を、表２に示す種々の昇温速度で昇温し、引き続き純化のために１１６０℃で５時間の保定処理を行った。
　その後、リン酸マグネシウム－コロイド状シリカ－硫酸チタンからなるコーティング液を塗布し、この焼付けと鋼板の形状矯正とを兼ねた平坦化焼鈍を施して製品コイル（方向性電磁鋼板）を得た。
　このようにして得られた鋼板について、磁束密度Ｂ８および双晶発生率を調査した。その結果を、下地被膜における酸素目付量およびＴｉ目付量と併せて、表２に示す。なお、下地被膜における酸素目付量およびＴｉ目付量、並びに磁束密度Ｂ８および双晶発生率は、上述した測定手法に従って測定した。
　表２から、昇温速度が遅いと、下地被膜の酸素目付量が低下、Ti含有量が増大し、それに伴い双晶発生率も増大していくことがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表３に示した各種成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有する鋼スラブを１３８０℃×６０分加熱後、熱間圧延を施して板厚：２．２ｍｍの熱延板とし、１０００℃×１分の熱延板焼鈍を施した。その後、冷間圧延を施して中間板厚：０．８ｍｍとし、１０００℃×２分の中間焼鈍を施し、さらに冷間圧延を施して最終板厚：０．２７ｍｍの冷延板とした。これに、ケイ酸ナトリウムを２％含有する電解液で１０Ｃ／ｄｍ２の電解脱脂を行ったあと、ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２が０．４６の雰囲気下で８２０℃×１００秒の脱炭焼鈍を兼ねた一次再結晶焼鈍を施した。さらにその後、焼鈍分離剤としてＭｇＯ１００質量部に対してＴｉＯ２を１．５質量部および水酸化カルシウムを２．５質量部で添加した粉体をスラリー状にして、水和量が１．０mass％となるように、鋼板両面に１０ｇ／ｍ２で塗布した。塗布後、乾燥させてからコイルに巻き取り、最終仕上焼鈍に供した。最終仕上焼鈍は、７００～９５０℃間を２０℃／ｈの昇温速度で昇温し、引き続き純化のために１１８０℃、１０時間の保定処理を行った。その後、リン酸マグネシウム－コロイド状シリカ－硫酸チタンからなるコーティング液を塗布し、この焼付けと鋼板の形状矯正とを兼ねた平坦化焼鈍を施して製品コイル（方向性電磁鋼板）を得た。
　このようにして得られた鋼板について、磁束密度Ｂ８および双晶発生率を調査した。その結果を、一次再結晶焼鈍後の酸素目付量、下地被膜における酸素目付量およびＴｉ目付量と併せて、表３に示す。なお、一次再結晶焼鈍後の酸素目付量、下地被膜における酸素目付量およびＴｉ目付量、並びに磁束密度Ｂ８および双晶発生率は、上述した測定手法に従って測定した。
　表３から、電解脱脂を行って一次再結晶焼鈍後の酸素目付量を適正範囲に収めた条件では、いずれの成分の鋼板を用いても下地被膜の酸素目付量が増加かつＴｉ目付量が低減し、それに伴い双晶発生率も改善されていることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (4)

  1. 　Ｓｉ：２．８～３．５mass％およびＭｎ：０．０１～１．０mass％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成と、Ｔｉを含みフォルステライトを主体とする下地被膜および前記下地被膜上に形成される上塗り被膜と、を有し、前記下地被膜において、酸素目付量が３．８ｇ／ｍ２以上およびＴｉ目付量が０．０６ｇ／ｍ２以下である方向性電磁鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに、Ａｌ：０mass％超０．０１５mass％以下、Ｎ：０mass％超０．００７mass％以下、Ｃｕ：０mass％超０．１４mass％以下、Ｎｉ：０mass％超０．３mass％以下、Ｃｒ：０mass％超０．０６mass％以下、Ｓｂ：０mass％超０．０４mass％以下、Ｓｎ：０mass％超０．０４mass％以下、Ｍｏ：０mass％超０．１mass％以下、Ｂ：０mass％超０．０１mass％以下、Ｐ：０mass％超０．０６mass％以下、Ｎｂ：０mass％超０．０２mass％以下、Ｂｉ：０mass％超０．０１mass％以下、Ｇｅ：０mass％超０．０５mass％以下、Ａｓ：０mass％超０．０５mass％以下、Ｔｅ：０mass％超０．０２mass％以下、Ｔｉ：０mass％超０．０４mass％以下およびＶ：０mass％超０．０３mass％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
  3. 　Ｃ：０．００１～０．１０mass％、Ｓｉ：２．８～３．５mass％、Ｍｎ：０．０１～１．０mass％、ＳおよびＳｅのうちから選ばれる１種または２種を合計で０．００５～０．０３mass％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延板とし、該熱延板に、１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して冷延板とし、該冷延板に、一次再結晶焼鈍を施し、次いで焼鈍分離剤を塗布してから仕上焼鈍を施して仕上焼鈍板とし、該仕上焼鈍板に、コーティング液を塗布し、平坦化焼鈍を施して方向性電磁鋼板を得る、方向性電磁鋼板の製造方法であって、
    　前記一次再結晶焼鈍後の鋼板表面における酸素目付量を１．５ｇ／ｍ２以上２．１ｇ／ｍ２以下とすること、前記焼鈍分離剤として、ＭｇＯ１００質量部に対してＴｉＯ２を０．６～２．７質量部含有する焼鈍分離剤を用いること、および前記仕上焼鈍における７００～９５０℃間の昇温速度を１５℃／ｈ以上とすることを特徴とする、方向性電磁鋼板の製造方法。
  4. 　前記鋼スラブの成分組成は、さらに、Ａｌ：０．００３～０．０１５mass％、Ｎ：０．００１～０．００７mass％、Ｃｕ：０．０１～０．１４mass％、Ｎｉ：０．０１～０．３mass％、Ｃｒ：０．０１～０．０６mass％、Ｓｂ：０．００４～０．０４mass％、Ｓｎ：０．００５～０．０４mass％、Ｍｏ：０．０１～０．１mass％、Ｂ：０．００１～０．０１mass％、Ｐ：０．００５～０．０６mass％、Ｎｂ：０．００２～０．０２mass％、Ｂｉ：０．００１～０．０１mass％、Ｇｅ：０．００１～０．０５mass％、Ａｓ：０．００５～０．０５mass％、Ｔｅ：０．００５～０．０２mass％、Ｔｉ：０．００５～０．０４mass％およびＶ：０．００５～０．０３mass％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
     
     
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