JP7110641B2 - 一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、一方向性電磁鋼板の製造方法に関する。

一方向性電磁鋼板は、｛１１０｝＜００１＞方位（以下、Ｇｏｓｓ方位）に高配向集積した結晶粒により構成された、Ｓｉを７質量％以下含有する珪素鋼板である。一方向性電磁鋼板は、主に、変圧器の鉄芯材料として用いられる。一方向性電磁鋼板を変圧器の鉄芯材料として用いる場合、すなわち該鋼板を鉄心として積層した場合、層間（積層する鋼板間）の絶縁性を確保することが必須である。したがって、絶縁性確保の観点で、一方向性電磁鋼板表面には一次皮膜（グラス皮膜）と２次皮膜（張力付与絶縁皮膜）を形成させる必要がある。

グラス皮膜と張力付与絶縁皮膜の形成方法、および方向性電磁鋼板の一般的な製造方法は以下の通りである。Ｓｉを７質量％以下含有する珪素鋼スラブを熱延し、１回もしくは中間焼鈍をはさむ２回の冷延により最終板厚に仕上げる。その後、湿潤水素雰囲気中の焼鈍（脱炭焼鈍）により、脱炭および一次再結晶を行う。脱炭焼鈍において、鋼板表面では酸化膜（Ｆｅ_２ＳｉＯ_４やＳｉＯ_２）が形成される。続いて、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を前記脱炭焼鈍板に塗布・乾燥させ、仕上げ焼鈍を行う。この仕上げ焼鈍により、二次再結晶が起こり鋼板の結晶粒組織が｛１１０｝＜００１＞方位に集積する。同時に、鋼板表面においては焼鈍分離剤中のＭｇＯと脱炭焼鈍が反応してグラス皮膜が形成される。仕上焼鈍板表面、すなわちグラス皮膜表面にリン酸塩を主体とする塗布液を塗布、焼付けることで張力付与絶縁皮膜が形成される。

グラス皮膜は絶縁性確保において重要な存在であるが、その密着性は鋼板の構成元素や鋼板板厚の影響を大きく受けてしまう。とりわけ一方向性電磁鋼板の板厚が薄くなる場合、磁気特性である鉄損は改善する一方で、グラス皮膜の密着性が確保し難くなってしまう。このため、一方向性電磁鋼板の製造課題は、グラス皮膜密着性の向上とその安定制御である。グラス皮膜は脱炭焼鈍で生成される酸化膜に起因することから、これまで脱炭焼鈍条件制御による、グラス皮膜改善技術が開発されてきた。
例えば特許文献１では最終板厚に冷間圧延された方向性電磁鋼板に対し、脱炭焼鈍を行う前に、その表面層を酸洗し、表面付着物と地鉄表層部を除去し、脱炭反応、酸化物の形成反応をむらなく進行させ、密着性の優れたグラス皮膜を形成する技術が記載されている。

また特許文献２～４では、脱炭焼鈍において微細な凹凸を鋼板表面に付与することで、グラス皮膜を鋼板深部に到達し、皮膜密着性が改善する技術が開示されている。
そこで、特許文献５～８にあるように、脱炭焼鈍雰囲気の酸素ポテンシャルを制御し、グラス皮膜密着性を改善する技術が開発されてきた。これらは脱炭焼鈍板の酸化を進め、グラス皮膜生成を促進する技術である。

更に技術開発は進み、特許文献９～１１では脱炭焼鈍の昇温工程に着目し、昇温中の雰囲気のみならず昇温速度制御によりグラス皮膜密着性と磁性を改善する技術が開発された。

特開昭５０－７１５２６号公報 特開昭６２－１３３０２１号公報 特開昭６３－７３３３号公報 特開昭６３－３１０９１７号公報 特開平２－２４０２１６号公報 特開平２－２５９０１７号公報 特開平６－３３１４２号公報 特開平１０－２１２５２６号公報 特開平１１－６１３５６号公報 特開２０００－２０４４５０号公報 特開２００３－２７１９４号公報

しかしながら、特許文献１～４に記載の方法は、何れもプロセスにおいて更なる工程を増やすことを必要とするため操業負荷が大きく、更なる工夫が望まれていた。
また、特許文献５～８に記載の技術を採用した場合、グラス皮膜の密着性は向上するものの、二次再結晶が不安定化し磁気特性（磁性）は劣化してしまう問題があった。

さらに、特許文献９～１１に記載の技術を採用した場合、これらの技術により磁性は改善したものの、皮膜改善についてはまだ不十分であった。とりわけ、皮膜板厚が０．２３ｍｍに満たない材料（以下、薄手材）のグラス皮膜密着性は十分でなく、皮膜密着性の改善技術は現在でも途上であると考えられる。

また、グラス皮膜の密着性は製品板厚が薄くなるほど不安定になるため、更なるグラス皮膜密着性の改善技術が必要である。

そこで、本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、一方向性電磁鋼板の表面に、皮膜密着性に優れたグラス皮膜を、磁気特性を損なわずに形成することの可能な、新規かつ改良された一方向性電磁鋼板の製造方法を提供することにある。

本発明者らは、上記課題を解決するため、脱炭焼鈍工程の昇温工程に着目して鋭意検討を加えた。その結果、脱炭焼鈍工程の昇温における昇温速度の二段階制御および雰囲気制御により、グラス皮膜密着性が飛躍的に向上することを見いだした。また、本技術の適用効果は薄手材にて特に顕著に得られた。

発明者らが、皮膜密着良好材の脱炭焼鈍板を調査したところ、表面酸化膜として、ＳｉＯ_２およびＭｎ_２ＳｉＯ_４（以下、テフロイトと呼称することがある）が観察された。Ｍｎ_２ＳｉＯ_４の生成量を制御することが皮膜密着性の改善に効果があることを知見した。

本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
［１］ 質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．２０％以下、Ｓｉ：２．５０％以上４．０％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１０％以上０．０７％以下、Ｍｎ：０．０１０％以上０．５０％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以上０．０８％以下、Ｂｉ：０％以上０．０２％以下、Ｓｎ：０％以上０．５０％以下、Ｃｒ：０％以上０．５０％以下、Ｃｕ：０％以上１．０％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を１２００℃以上１６００℃以下の温度で加熱した後に熱間圧延し、熱延鋼板を得る熱延工程と、
前記熱延鋼板を焼鈍する熱延鋼板焼鈍工程と、
前記熱延鋼板に一回の冷間圧延または焼鈍を介した複数の冷間圧延を施して冷延鋼板を得る冷延工程と、
前記冷延鋼板に脱炭焼鈍を施す脱炭焼鈍工程と、
焼鈍分離剤を前記冷延鋼板に塗布し、当該冷延鋼板に仕上焼鈍を施す仕上焼鈍工程と、
前記冷延鋼板に張力付与絶縁皮膜を形成する絶縁皮膜形成工程と、を有し、
前記脱炭焼鈍工程の昇温時において、５００℃以上６００℃以下の温度域における昇温速度Ｓ１（℃／秒）と６００℃以上７００℃以下の温度域における昇温速度Ｓ２（℃／秒）とが下記式（１）～式（３）を満たし、かつ前記昇温時の５００℃以上６００℃以下の温度域における雰囲気中の酸素ポテンシャルＰ１が下記式（４）を満たす、一方向性電磁鋼板の製造方法。
１．０＜Ｓ２／Ｓ１≦１０．０ ・・・式（１）
３００≦Ｓ１≦２０００ ・・・式（２）
３００＜Ｓ２≦４０００ ・・・式（３）
０．００００１≦Ｐ１≦０．５０ ・・・式（４）
［２］前記鋼片が、質量％で、Ｂｉ：０．００１％以上０．０２％以下を含有する、前記［１］に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
［３］前記鋼片が、質量％で、Ｓｎ：０．００５％以上０．５０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上１．０％以下の１種又は２種以上を含有する、前記［１］または［２］に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
［４］前記脱炭焼鈍工程において、０．１以上１．０以下の酸素ポテンシャルＰ２の雰囲気中、７００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２℃で１０秒以上１０００秒以下保持する一段目焼鈍に続き、下記式（５）を満たす酸素ポテンシャルＰ３の雰囲気中、下記式（６）を満たす温度Ｔ３℃で、５秒以上、５００秒以下保持する二段目焼鈍を行う、［１］～［３］のいずれか一項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
Ｐ３＜Ｐ２ ・・・式（５）
Ｔ２＋５０≦Ｔ３≦１０００ ・・・式（６）
［５］前記一方向性電磁鋼板の製品板厚が０．１８ｍｍ以上０．２２ｍｍ未満である、前記［１］～［４］のいずれか一項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。

以上説明したように本発明によれば、グラス皮膜密着性に優れる一方向性電磁鋼板を、磁気特性とその安定性を損なわずに製造することができる。

以下に、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。以下では、まず、本発明の実施形態に係る一方向性電磁鋼板の製造方法の全体的な流れについて、詳細に説明する。

一方向性電磁鋼板の一般的な製造方法は以下の通りである。Ｓｉを７質量％以下含有する珪素鋼スラブを熱延し、熱延板焼鈍を実施する。熱延板焼鈍板を酸洗後、１回もしくは中間焼鈍をはさむ２回の冷延により最終板厚に仕上げる。その後、湿潤水素雰囲気中の焼鈍（脱炭焼鈍）により、脱炭および一次再結晶を行う。脱炭焼鈍において、鋼板表面では酸化膜（Ｆｅ_２ＳｉＯ_４やＳｉＯ_２）が形成される。続いて、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を前記脱炭焼鈍板に塗布・乾燥させ、仕上げ焼鈍を行う。この仕上げ焼鈍により、二次再結晶が起こり鋼板の結晶粒組織が｛１１０｝＜００１＞方位に集積する。同時に、鋼板表面においては焼鈍分離剤中のＭｇＯと脱炭焼鈍が反応してグラス皮膜が形成される。仕上焼鈍板を水洗または酸洗により除粉した後、リン酸塩を主体とする塗布液を塗布、焼付けることで張力付与絶縁皮膜が形成される。

本実施形態に係る一方向性電磁鋼板の製造方法は、所定の化学成分を有する鋼片を熱間圧延し、熱延鋼板を得る熱延工程と、熱延鋼板を焼鈍する熱延鋼板焼鈍工程と、前記熱延鋼板に一回の冷間圧延または焼鈍を介した複数の冷間圧延を施して冷延鋼板を得る冷延工程と、前記冷延鋼板に脱炭焼鈍を施す脱炭焼鈍工程と、焼鈍分離剤を前記冷延鋼板に塗布し、当該冷延鋼板に仕上焼鈍を施す仕上焼鈍工程と、前記冷延鋼板に張力付与絶縁皮膜を形成する絶縁皮膜形成工程と、を主に含む。以下、これら工程について、詳細に説明する。なお、以下の説明において、各工程の条件が記載されていない場合、公知の条件を適宜適応して各工程を行うことが可能である。

１． 熱延工程
熱延工程は、所定の化学成分を有する鋼片（例えば、スラブ等の鋼塊）を熱間圧延して、熱延鋼板とする工程である。以下では、まず、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法に供される鋼片の化学成分について、詳細に説明する。なお、以下では特に断りのない限り、「％」との表記は「質量％」を表わすものとする。

また、本実施形態においては、質量％で、Ｃ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｓｉ：２．５０％以上４．０％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１％以上０．０７％以下、Ｍｎ：０．０１％以上０．５％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以上０．０８％以下、Ｂｉ：０％以上０．０２％以下、Ｓｎ：０％以上０．５０％以下、Ｃｒ：０％以上０．５０％以下、Ｃｕ：０％以上１．０％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を用いる。

（Ｃ：０．０１％以上０．２０％以下）
Ｃは磁束密度の改善効果があるが、その含有量が０．２０％を超えると、二次再結晶焼鈍において鋼が相変態し、二次再結晶が十分に進行せず、良好な磁束密度と鉄損特性が得られないので、Ｃの含有量を０．２０％以下とする。Ｃは少ないほど、鉄損低減にとって好ましいので、鉄損低減の観点から、Ｃの含有量は、好ましくは０．１０％以下である。
磁束密度の観点から、Ｃの含有量の下限値は０．０１％、好ましくは０．０４％である。

（Ｓｉ：２．５０％以上４．０％以下）
Ｓｉの含有量が２．５０％未満であると、二次再結晶焼鈍において鋼が相変態して、二次再結晶が十分に進行せず、良好な磁束密度と鉄損特性が得られないので、Ｓｉの含有量は２．５０％以上とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは３．００％以上、より好ましくは３．２０％以上である。
一方、Ｓｉの含有量が４．０％を超えると、鋼板が脆化し、製造工程での通板性が顕著に劣化するので、Ｓｉの含有量は４．０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは３．８０％以下、より好ましくは３．６０％以下である。

（酸可溶性Ａｌ：０．０１％以上０．０７％以下）
本発明電磁鋼板において、酸可溶性Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）は、二次再結晶発現の観点から必須の元素である。
酸可溶性Ａｌの含有量が０．０１％未満であると、インヒビターとして機能するＡｌＮが十分に生成せず、二次再結晶が不充分となり、鉄損特性が向上しないので、酸可溶性Ａｌの含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．０２％以上である。
一方、酸可溶性Ａｌの含有量が０．０７％を超えると、鋼板が脆化し、特に、Ｓｉが多い本実施形態に係る一方向性電磁鋼板では、脆化が顕著となるので、酸可溶性Ａｌの含有量は０．０７％以下、０．０５％以下である。

（Ｎ：０．０２％以下）
ＮはＡｌＮを形成し、ＡｌＮはインヒビターとして活用できる。Ｎの含有量が０．０２％を超えると、冷延時、鋼板中にブリスター（空孔）が生じるうえに、鋼板の強度が上昇し、製造時の通板性が悪化するので、Ｎの含有量は、０．０２％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。
ＡｌＮをインヒビターとして活用しないのであれば、Ｎの含有量の下限値は０％を含む。しかしながら、化学分析の検出限界値が０．０００１％なので、実用鋼板の実質的な下限値は０.０００１％である。一方、Ａｌと結合して、インヒビターとして機能するＡｌＮを形成するためには、Ｎの含有量は０．００５％以上が好ましい。

（Ｍｎ０．０１％以上０．５％以下）
Ｍｎが０．５％を超えると、二次再結晶焼鈍において鋼が相変態し、二次再結晶が十分に進行せず、良好な磁束密度と鉄損特性が得られないので、Ｍｎの含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．１０％以下である。
Ｍｎは、ＭｎＳを二次再結晶時にインヒビターとして活用することができるため、Ｍｎの含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．０５％以上である。

（Ｓ:０．００５％以上０．０８％以下）
Ｓの含有量が０．０８％を超えると、熱間脆性の原因となり、熱延が著しく困難になるので、Ｓの含有量は０．０８％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。
ＭｎＳを二次再結晶時のインヒビターとし活用する場合、Ｓの含有量は０．００５％以上とする。好ましくは０．０１％以上である。

本実施形態において、鋼片は、上述元素の他、本実施形態に係る一方向性電磁鋼板の特性を向上させるため、質量％で、Ｂｉ：０．００１％以上０．０２％以下を含有してもよい。なお、Ｂｉは任意元素であるため、前述の記載に関わらず、Ｂｉの含有量の下限値は０％である。

（Ｂｉ：０．００１％以上０．０２％以下）
Ｂｉは、後述するＣｒ、Ｓｎ、Ｃｕと同様に、皮膜密着性の向上促進に寄与する元素である。０．００１％未満では、皮膜密着性の向上促進効果が十分に得られないので、０．００１％以上とする。好ましくは０．００１％以上である。
一方、０．０２％を超えると、冷延時の通板性が劣化するので、Ｂｉの含有量は０．０２％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。

本実施形態において、鋼片は、上述元素の他、本実施形態に係る一方向性電磁鋼板の特性を向上させるため、質量％で、Ｓｎ：０．００５～０．５０％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｃｕ：０．０１～１．０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。なお、Ｓｎ、ＣｒおよびＣｕは、任意元素であるため、前述の記載に関わらず、Ｓｎ、ＣｒおよびＣｕの含有量の下限値は０％である。

（Ｓｎ：０．００５％以上０．５０％以下）
Ｓｎは皮膜密着性の向上に寄与する元素である。Ｓｎの皮膜密着性の向上機構は明らかでないが、グラス皮膜の成長を助長し、地鉄（母材鋼板）に対する嵌入構造の形成に寄与すると考えられる。
Ｓｎの含有量が０．００５％未満の場合、Ｓｎ添加による皮膜密着性の改善効果が十分に得られないので、Ｓｎの含有量は０．００５％以上とすることができる。好ましくは０．０１％以上である。
一方、Ｓｎの含有量が０．５０％を超えると、二次再結晶が不安定となり、磁気特性が劣化するので、Ｓｎの含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下である。

（Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％以下）
Ｃｒは、Ｂｉ、Ｃｕと同様に、皮膜密着性の向上に寄与する元素である。０．０１％未満では、皮膜密着性の向上効果が十分に得られないので、Ｃｒの含有量は０．０１％以上とすることができる。好ましくは０．０３％以上である。
一方、０．５０％を超えるとＣｒ酸化物を形成し、磁性を悪化させる懸念があるため、Ｃｒの含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下である。

（Ｃｕ：０．０１％以上１．０％以下）
Ｃｕは、Ｂｉ、Ｃｒと同様に、皮膜密着性の向上に寄与する元素である。０．０１％未満では、皮膜密着性の向上効果が十分に得られないので、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることができる。好ましくは０．０３％以上である。
一方、１．０％を超えると、熱間圧延中、鋼板が脆化するので、Ｃｕの含有量は１.０％以下とする。好ましくは０．５０％以下である。

本実施形態において用いられる鋼片の成分組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。しかしながら、磁気特性の向上、強度、耐食性、疲労特性などの構造部材に求められる特性の向上、鋳造性や通板性の向上、スクラップ等使用による生産性の向上を目的として、鋼片は、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｗ、Ｉｎ、Ｂ、Ｓｂ、Ａｕ、Ａｇ、Ｔｅ、Ｃｅ、Ｖ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｅ、Ｃａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｄ、Ｐｂ、Ａｓ等から選択される１種又は２種以上を、合計で５．００％以下、好ましくは３．００％以下、より好ましくは１．００％以下含有してもよい。なお、これらの元素は任意に含まれ得る元素であるので、これらの元素の合計の含有量の下限値は、０％である。

不可避的不純物は、添加の意図に関係なく、鋼片中に存在し、得られる一方向性電磁鋼板において本来存在する必要のない成分である。「不可避的不純物」なる用語は、鋼材料を工業的に製造する際に原料としての鉱石、スクラップまたは製造環境などから混入する不純物を含む概念である。このような不可避的不純物は、本願発明の効果に悪影響を与えない量で含まれ得る。

以上のような成分を鋼片は、本工程において、まず、加熱処理される。加熱温度は、例えば１２００℃以上１６００℃以下、好ましくは１２８０℃以上１５００℃以下である。次いで加熱された鋼片は、引き続く熱間圧延により熱延鋼板に加工される。加工された熱延鋼板の板厚は、例えば、２．０ｍｍ以上３．０ｍｍ以下の範囲であることが好ましい。

２． 熱延鋼板焼鈍工程
次に、得られた熱延鋼板について焼鈍を施す。このような焼鈍処理を施すことで、鋼板組織に再結晶が生じ、良好な磁気特性を実現することが可能となる。
焼鈍条件としては、特に限定されないが、例えば、鋼板に対して９００～１２５０℃の温度域で１０秒～５分間の焼鈍を行うことができる。
また、本工程後、冷延工程前において、熱延鋼板の表面について酸洗を施してもよい。

３． 冷延工程
次に、加工された熱延鋼板は、熱延板焼鈍された後に１回の冷間圧延にて圧延されるか、または中間焼鈍を間に挟んだ複数回の冷間圧延にて圧延される。また、熱延板焼鈍を施した場合、鋼板形状が良好になるため、１回目の圧延における鋼板破断の可能性を軽減することができる。この場合、鋼板の加熱方式は、特に限定されない。冷間圧延は、３回以上に分けて行ってもかまわないが、製造コストが増大するため、１回または２回とすることが好ましい。
また、最終冷延圧下率は、例えば、８０％以上９５％以下の範囲とすることができる。最終冷延圧下率を上記範囲内とすることにより、｛１１０｝＜００１＞方位が圧延方向に高い集積度をもつＧｏｓｓ核を得るとともに、二次再結晶が不安定化することを抑制することができる。
なお、冷間圧延が施された冷延鋼板の板厚は、通常、最終的に製造される一方向性電磁鋼板の板厚（最終板厚）となる。

４． 脱炭焼鈍工程
次に、脱炭焼鈍工程においては、得られた冷延鋼板を脱炭焼鈍する。

４．１ 脱炭焼鈍の概要
ここで、本発明にとって特に重要な役割を果たす脱炭焼鈍について説明する。
一方向性電磁鋼板を変圧器の鉄芯材料として用いる場合、鋼板の絶縁性を確保することが必須であるので、仕上焼鈍後の鋼板表面にグラス皮膜と張力付与絶縁皮膜を形成する必要がある。しかしグラス皮膜の皮膜密着性確保は難しく、とりわけ板厚が薄くなるほど、皮膜密着性は確保し難い。この原因は完全に明らかでないものの、脱炭焼鈍における酸化膜の形成挙動が薄手材については特異な可能性があると考えている。

そもそもグラス皮膜と鋼板との密着性はグラス皮膜のモフォロジーに大きく依存する。このモフォロジーはＳｉＯ_２が形成される脱炭焼鈍工程でほぼ決定される。なぜならば、グラス皮膜とはＭｇＯとＳｉＯ_２との固相反応によって生成する物質だからである。一方向性電磁鋼板はＳｉを多量に含むため、脱炭焼鈍工程では一方向性電磁鋼板の表面は多様な形態のＳｉＯ_２物が形成するはずである。このため、脱炭焼鈍工程を制御することで、優れた皮膜密着性が確保できると考える。

着想を得た発明者らは、脱炭焼鈍の昇温工程に着目し、昇温速度と昇温中の酸素ポテンシャルの最適条件を探索した。その結果、グラス皮膜と鋼板の密着性が顕著に改善する条件を見出した。この結果を受けて、発明者らが、脱炭焼鈍後の試料に遡り分析を進めた結果、皮膜密着性良好な材料では、ＳiＯ_２に加え、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４が鋼板表面に形成していることを見出した。このＭｎ_２ＳｉＯ_４が焼鈍分離材であるＭｇＯと反応し、Ｍｇ（Ｓｉ、Ｍｎ）Ｏ_４を形成することで、密着性に優れた強固なグラス皮膜が生成されると考えられる。なお、Ｍｇ（Ｓｉ、Ｍｎ）Ｏ_４は熱力学的に不安定な物質であるため、仕上焼鈍工程の後半では、グラス皮膜のモフォロジーを維持したまま、組成だけＭｇ（Ｓｉ、Ｍｎ）Ｏ_４からＭｇ_２ＳｉＯ_４へ変化すると考えられる。以下では脱炭焼鈍工程において、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４を効果的に形成せしめ、グラス皮膜密着性を向上させる方法について詳細に述べる。

４．２ 昇温条件
本工程における昇温条件について詳細に説明する。
本工程では、５００℃以上６００℃以下の温度域における昇温速度Ｓ１（℃／秒）と６００℃以上７００℃以下の温度域における昇温速度Ｓ２（℃／秒）とが下記式（１）～式（３）を満たすように昇温が行われる。
１．０＜Ｓ２／Ｓ１≦１０．０ ・・・式（１）
３００≦Ｓ１≦２０００ ・・・式（２）
３００≦Ｓ２≦４０００ ・・・式（３）
本発明者らは、上記のような昇温条件を後述する酸素ポテンシャル条件下で採用することにより、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４を十分に形成することができることを見出した。

理由について説明する。ＳｉＯ_２酸化膜は６００～７００℃の温度域で最も形成されやすい。この温度域における鋼中のＳｉ拡散速度とＯの拡散速度が鋼板表面で釣り合うためと考えられる。一方、５００～６００℃の温度域ではＭｎ_２ＳｉＯ_４が形成し易い。本発明は、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４を生成させ、皮膜密着性を改善する技術のため、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４の形成温度域５００～６００℃の滞留時間を、ＳｉＯ_２の形成温度域６００～７００℃の滞留時間に比して多く稼ぐことがまず重要である。

したがって、温度域５００～６００℃の昇温速度Ｓ１と、温度域６００～７００℃の昇温速度Ｓ２の比率Ｓ２／Ｓ１が１．０より大きいことが必要である。温度域５００～６００℃の滞留時間はＭｎ_２ＳｉＯ_４の生成量と、温度域６００～７００℃の滞留時間はＳｉＯ_２の生成量と対応するため、Ｓ２／Ｓ１が１．０以下の場合、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４生成量をＳｉＯ_２生成量が上回り、本発明の奏する効果を享受できない恐れがある。一方、比率Ｓ２／Ｓ１の上限は、Ｓ１の下限値とＳ２上限値から１０．０と決まる。ただしＳｉＯ_２の生成量が極端に少ない場合、グラス皮膜生成挙動が不安定化し、皮膜に穴が開くなどの皮膜欠陥の原因となり得る。そのため、比率Ｓ２／Ｓ１の好ましい範囲は１．０超５．０以下、より好ましい範囲は１．２以上３．５以下とする。

Ｓ１の下限は３００℃／秒以上、上限は２０００℃／秒である。３００℃／秒以下では良好な磁性が得られず、２０００℃／秒を越えるとＭｎ_２ＳｉＯ_４が形成されない。Ｓ１は、好ましくは４００℃／秒以上である。また、Ｓ１は、好ましくは１７００℃／秒以下である。
さらに、温度域６００～７００℃における昇温速度Ｓ２の制御も重要である。Ｓ２の範囲は３００℃／秒以上４０００℃／秒以下とする。Ｓ２の値が大きいほど本発明の奏する効果を享受できるため、Ｓ２は５００℃／秒以上が好ましい。しかし、昇温速度が大きすぎるとオーバーシュートの懸念あるため上限は４０００℃／秒以下とする。Ｓ２は、好ましくは３０００℃／秒以下とする。

なお、６００℃の等温保持サイクルを採用した場合、Ｓ１およびＳ２のそれぞれに対応する滞留時間が不明確になってしまう。そこで本実施形態において、６００℃の等温保持サイクルを採用した場合、Ｓ１に対応する滞留時間は５００℃到達時から、６００℃等温保持の開始時まで、Ｓ２に対応する滞留時間は６００℃等温保持の終了時から７００℃到達時までと定義する。

また、本実施形態において、昇温時の５００℃以上６００℃以下の温度域における雰囲気中の酸素ポテンシャルＰ１は、下記式（４）を満たす。
０．００００１≦Ｐ１≦０．５ ・・・式（４）

酸化膜の熱力学的安定性は、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４が生成する５００℃以上６００℃以下の温度域における雰囲気の酸素ポテンシャルＰ１によっても影響を受ける。酸素ポテンシャルは雰囲気中の水蒸気分圧ＰＨ_２Ｏと水素分圧ＰＨ_２との比、すなわちＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２によって定義できる。Ｐ１が０．５を超えると、Ｆｅ_２ＳｉＯ_４が生成し、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４の生成を阻害するため、Ｐ１の上限は０．５である。Ｐ１が小さいほど、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４は生成し易いが、工業的にはＰ１＝０．００００１が限界であると考えられる。すなわちＰ１は０．００００１以上０．５以下、好ましくは０．０００１以上０．３以下とする。

なお、６００℃の等温保持サイクルを採用した場合、Ｐ１に対応する雰囲気は、５００℃到達時から、６００℃等温保持の終了時までの雰囲気と定義する。

４．３ 保持条件
また、本工程おける焼鈍条件（保持条件）は、上記の昇温条件を満たしていれば、特に限定されず、例えば、焼鈍は、７００℃以上１０００℃以下の温度域で１０秒以上１０分以下保持することにより行われる。また、多段階の焼鈍を行ってもよい。例えば、以下に説明するような二段階の焼鈍を行うこともできる。

例えば、本工程においては、酸素ポテンシャルＰ２の雰囲気中、７００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２℃で１０秒以上１０００秒以下保持する一段目焼鈍に続き、下記式（５）を満たす酸素ポテンシャルＰ３の雰囲気中、下記式（６）を満たす温度Ｔ３℃で、５秒以上、５００秒以下保持する二段目焼鈍を行うことができる。
Ｐ３＜Ｐ２ ・・・式（５）
Ｔ２＋５０≦Ｔ３≦１０００ ・・・式（６）

Ｍｎ_２ＳｉＯ_４の形成が重要なことは前述のとおりであるが、脱炭焼鈍工程は前段を低温、後段を高温で焼鈍するような、二段階焼鈍を実施する場合がある。このとき、一段階目と二段階目の高温焼鈍温度およびの制御が必要となる。

脱炭改善の観点から、例えば、一段階目焼鈍において焼鈍温度Ｔ２（板温）は７００℃以上９００℃以下、好ましくは７８０℃以上８６０℃以下とし、１０秒以上保持する。なお、焼鈍時間が長時間化すること自体は脱炭の観点から問題はないが、生産性の観点から、焼鈍時間の上限は１０００秒以下である。実用鋼板の製造においては、好ましくは５０秒以上３００秒以下とする。

Ｍｎ_２ＳｉＯ_４の形成量確保の観点から、一段階目の焼鈍時の酸素ポテンシャルＰ２は昇温時の酸素ポテンシャルＰ１に比べて高くすることができる。十分な酸素ポテンシャルが得られると、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４がＳｉＯ_２に置き換わることを防止することができる。また、脱炭反応を十分に進行させることができる。ただし、Ｐ２が大きすぎると、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４はＦｅ_２ＳｉＯ_４に置き換わってしまう場合がある。Ｆｅ_２ＳｉＯ_４はグラス皮膜の密着性を劣化させる。したがって、Ｐ２を０．１以上１．０以下の範囲に制御することができる。好ましくは０．２以上０．８以下とする。

一段目焼鈍においてＦｅ_２ＳｉＯ_４の生成を完全に抑制することはできない。そのため、好ましくは二段階目の焼鈍においては焼鈍温度Ｔ３（板温）をＴ２＋５０℃以上１０００℃以下、好ましくはＴ２＋１００℃以上１０００℃以下とし、５秒以上保持する。この温度域であれば、一段階目の焼鈍時にＦｅ_２ＳｉＯ_４が生成されたとしても、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４に還元されるからである。焼鈍時間が５００秒を超えるとＭｎ_２ＳｉＯ_４がＳｉＯ_２に還元されてしまうため、焼鈍時間の上限を５００秒とする。好ましくは１０秒以上１００秒以下である。

なお還元雰囲気にするため、二段階目の焼鈍における酸素ポテンシャルＰ３を、Ｐ２よりも小さく設定することができる。例えば、Ｐ３自体の酸素ポテンシャルを０．００００１以上０．１以下に制御できれば、より良好な密着性が得られる。

５．仕上焼鈍工程
次に、得られた脱炭焼鈍後の冷延鋼板（脱炭焼鈍鋼板）に仕上焼鈍を施す。ここで、仕上げ焼鈍は、一般に鋼板をコイル状に巻いた状態において長時間で行われる。したがって、仕上焼鈍に先立ち、鋼板の巻きの内と外との焼付きの防止を目的として、焼鈍分離剤を脱炭焼鈍鋼板に塗布し、乾燥させる。焼鈍分離剤としては、マグネシア（ＭｇＯ）を主成分として含有する焼鈍分離剤を用いることができる。

次いで、仕上焼鈍の条件は特に限定されず、公知の条件を適宜採用して行うことができる。例えば９００℃以上１４００℃以下の温度域まで加熱を行って、同温度を１０時間以上１００時間以下保持することにより仕上げ焼鈍を行うことができる。また、仕上げ焼鈍時の雰囲気は、例えば酸素ポテンシャルを０.０００２以上、０．２以下とすることができる。

仕上焼鈍中に二次再結晶が｛１１０｝＜００１＞方位に集積し、圧延方向に磁化容易軸の揃った粗大な結晶粒が生成する結果、優れた磁気特性が得られる。同時に、鋼板表面においては焼鈍分離剤中のＭｇＯと脱炭焼鈍が反応してグラス皮膜が形成される。
なお、本工程終了後、冷延鋼板の表面を水洗または酸洗して、除粉を行ってもよい。

６． 絶縁皮膜形成工程
絶縁皮膜形成工程では、仕上焼鈍工程後の冷延鋼板の両面に張力付与絶縁皮膜を形成する。例えば、アクリル等の樹脂とリン酸塩等の無機物とを混合した絶縁コーティング液、またはコロイダルシリカ及びリン酸塩を含有する絶縁コーティング液を鋼板の表面に塗布し、熱処理を実施することで、鋼板の表面に張力付与絶縁皮膜を形成することができる。熱処理は、絶縁コーティング液が有機物を含有する場合、例えば２５０℃～４００℃の温度範囲で実施すればよく、絶縁コーティング液が無機物のみを含有する場合、例えば８４０℃～９２０℃の温度範囲で実施すればよい。
以上の工程により、一方向性電磁鋼板を製造することができる。

７． 一方向性電磁鋼板
最後に、上述した方法によって得られた一方向性電磁鋼板について説明する。
上述した方法によって製造された一方向性電磁鋼板は、脱炭焼鈍工程においてＳｉＯ_２に加え、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４が鋼板表面に形成している。そして、このＭｎ_２ＳｉＯ_４が焼鈍分離材であるＭｇＯと反応し、Ｍｇ（Ｓｉ、Ｍｎ）Ｏ_４を形成することで、密着性に優れた強固なグラス皮膜が生成されている。したがって、上述した本実施形態に係る方法によって製造された一方向性電磁鋼板は、グラス皮膜の密着性に優れている。さらに、上述した方法は、従来の方法と比較して、特段磁気特性を損なうものではない。すなわち、得られた一方向性電磁鋼板は、十分に優れた磁気特性を有している。

本実施形態に係る一方向性電磁鋼板は、例えば、製品板厚が０．１８ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下であることができる。また、本発明においては、一方向性電磁鋼板が最終板厚が薄い材料（以下、薄手材）である場合に、効果が顕著である。具体的には、一方向性電磁鋼板の製品板厚が０．１８ｍｍ以上０．２２ｍｍ未満、特に０．１８ｍｍ以上０．２０ｍｍ以下である場合に、効果が顕著である。

すなわち、本発明において脱炭焼鈍においてＭｎ_２ＳｉＯ_４を生成させる必要がある。なお、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４の形成は、鋼中Ｍｎの板厚表面への拡散により律速される。薄手材では表面積が占める割合が厚手材に比べ大きいため、鋼板内部から鋼板表面へ至るまでのＭｎの拡散距離は短くて済む。すなわち薄手材ではＭｎの実質的な拡散速度が速い。これにより薄手材では、５００～６００℃という低温域でありながらも、効率的にＭｎ_２ＳｉＯ_４を生成することが可能となるためと考えている。

なお、一方向性電磁鋼板の示す各種の磁気特性は、ＪＩＳ Ｃ２５５０に規定されたエプスタイン法や、ＪＩＳ Ｃ２５５６に規定された単板磁気特性測定法（Ｓｉｎｇｌｅ Ｓｈｅｅｔ Ｔｅｓｔｅｒ：ＳＳＴ）に則して、測定することが可能である。

以下、本発明の実施例を挙げて、本発明の技術的内容について、さらに説明する。なお、以下に示す実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。また本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

＜実施例１＞
表１に示す成分組成の珪素鋼を１２８０℃以上１４５０℃以下に加熱して熱間圧延に供し、板厚２．３～２．８ｍｍの熱延鋼板とし、該熱延鋼板に９００～１２００℃で焼鈍を施し、その後、一回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を施して、最終板厚０．２２ｍｍの冷延鋼板とした。なお、各珪素鋼について、表１中に記載される成分以外の残部は、鉄および不純物である。

最終板厚０．２２ｍｍの冷延鋼板に、脱炭焼鈍を施し、その後、マグネシア（ＭｇＯ）を主体とする焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃で仕上げ焼鈍を施し、次いで、仕上げ焼鈍板を作製した。なお、本実験の脱炭焼鈍工程の昇温においては、温度域５００～７００℃の加熱速度、および酸素ポテンシャルを制御した(Ｓ１＝８００℃／秒、Ｓ２＝１０００℃／秒、Ｐ１＝０．２０)。また脱炭焼鈍においては、酸素ポテンシャルは０．５の湿潤水素雰囲気にて８５０℃でおよそ１５０秒の保持を行った。
その後、鋼板表面に絶縁皮膜形成用塗布液を塗布して焼き付け、張力付与性絶縁皮膜を形成し、該絶縁皮膜の皮膜密着性を評価するとともに、磁気特性（磁束密度）を評価した。

磁気特性は、ＪＩＳ Ｃ ２５５０に準じて評価した。磁束密度は、Ｂ８を用いて評価した。Ｂ８は、磁界の強さ８００Ａ／ｍにおける磁束密度で、二次再結晶の良否の判断基準となる。Ｂ８＝１．８９Ｔ以上を、二次再結晶したものと判断した。なお、比較鋼ｂ４は、冷延工程で、比較鋼ｂ１１は熱延工程で、それぞれ破断が生じたため、磁気特性を評価しなかった。

張力付与性絶縁皮膜の皮膜密着性は、評価用試料を、直径２０ｍｍの円筒に巻き付け、１８０°曲げた時の皮膜残存面積率で評価した。評価は、鋼板から剥離せず、皮膜残存面積率が９５％以上の場合をＶＧ（非常に優れる）、９０％以上９５％未満の場合をＧ（優れる）、８０％以上９０％未満の場合をＦ（効果がある）、８０％未満をＢ（効果がない）とした。圧延中に破断したもの、二次再結晶不良のものについては皮膜密着性は未評価とした。一連の評価結果を表２に示す。

発明鋼Ｂ１～２４は、いずれも優れた皮膜密着性と、磁気特性を示した。特に、発明鋼Ｂ１８～Ｂ２４では、選択元素であるＳｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｂｉの１種類または２種類以上が添加されているため、発明鋼Ｂ１～Ｂ１１に比べ良好な皮膜密着性を示す。一方で、いずれかの必須元素の含有量が本願発明の範囲外である比較鋼ｂ１～ｂ１１においては、十分な磁気特性が得られないか、圧延中に破断が生じた。

＜実施例２＞
表１に示す成分組成の珪素鋼を１２８０℃以上１４５０℃以下に加熱して熱間圧延に供し、板厚２．３～２.８ｍｍの熱延鋼板とし、該熱延鋼板に９００～１２００℃で焼鈍を施し、その後、一回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を施して、最終板厚０．１９～０．２２ｍｍの冷延鋼板とした。

上記冷延鋼板に、表３に示す条件で脱炭焼鈍を施し、その後、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃で仕上げ焼鈍を施し、次いで、仕上げ焼鈍板の表面に絶縁皮膜形成用塗布液を塗布して焼き付け、張力付与性絶縁皮膜を形成し、該絶縁皮膜の密着性を評価するとともに、磁気特性（磁束密度）を評価した。なお脱炭焼鈍においては、酸素ポテンシャルは０．４の湿潤水素雰囲気にて８３０℃でおよそ１８０秒の保持を行った。

表３に皮膜密着性および磁気特性の評価結果を示す。いずれの測定方法、評価方法も、実施例１に準じて行った。

発明鋼Ｃ１～Ｃ７について、昇温速度Ｓ１、Ｓ２、Ｓ２／Ｓ１およびＰ１はいずれも本発明における範囲に制御されているため、良好な皮膜密着性を示した。発明鋼Ｃ８～Ｃ１４についても、昇温速度Ｓ１、Ｓ２、Ｓ２／Ｓ１が好ましい範囲に制御されているため、良好な皮膜密着性を示した。特にＣ１０、Ｃ１２、Ｃ１３は板厚が薄いため、Ｃ８、Ｃ９、Ｃ１１、Ｃ１４に比べて良好な皮膜密着性を示した。発明鋼Ｃ１５～Ｃ１９については、昇温速度Ｓ１、Ｓ２、Ｓ２／Ｓ１およびＰ１が好ましい範囲に制御されおり、かつ板厚も薄いことから、皮膜密着性は特に良好な結果だった。これに対し、比較鋼ｃ１はＳ２／Ｓ１が本発明における範囲を外れており、皮膜密着性が劣っていた。比較鋼ｃ２～ｃ４はＳ１またはＳ２の何れか一方が本発明における範囲を外れていたため、皮膜密着性が劣っていた。比較鋼ｃ５については脱炭焼鈍の昇温時の酸素ポテンシャルが本発明における範囲を外れていたため、皮膜密着性が劣っていた。

＜実施例３＞
表１に示す成分組成の珪素鋼を１２８０℃以上１４５０℃以下に加熱して熱間圧延に供し、板厚２．３～２.８ｍｍの熱延鋼板とし、該熱延鋼板に９００～１２００℃で焼鈍を施し、その後、一回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を施して、最終板厚０．１９～０．２２ｍｍの冷延鋼板とした。

上記冷延鋼板に、表４に示す条件で二段階の脱炭焼鈍を施し、その後、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃で仕上げ焼鈍を施し、次いで、仕上げ焼鈍板の表面に絶縁皮膜形成用塗布液を塗布して焼き付け、張力付与性絶縁皮膜を形成し、該絶縁皮膜の密着性を評価するとともに、磁気特性（磁束密度）を評価した。

なお、本実験の脱炭焼鈍の昇温工程においてはＳ１＝１７００℃／秒、Ｓ２＝２５００℃／秒、Ｐ１＝０．１０に制御した。表４に皮膜密着性および磁気特性の評価結果を示す。いずれの測定方法、評価方法も、実施例１に準じて行った。

発明鋼Ｄ１１～Ｄ１６については、一段目焼鈍の条件が制御されているため、発明鋼Ｄ１～Ｄ１０に比べ、皮膜密着性は良好だった。また、Ｄ１７～Ｄ２２は二段目焼鈍の条件が制御されているため、発明鋼Ｄ１～Ｄ１０に比べ、皮膜密着性は良好だった。発明鋼Ｄ２３～Ｄ２６は、一段目焼鈍および二段目焼鈍の条件が共に好ましい条件に制御されていたため、特に良好な皮膜密着性を示す。

＜実施例４＞
表１に示す成分組成の珪素鋼を１２８０℃以上１４５０℃以下で加熱して熱間圧延に供し、板厚２．３～２．８ｍｍの熱延鋼板とし、該熱延鋼板に９００～１２００℃で焼鈍を施し、その後、一回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を施して、最終板厚０．１９ｍｍの冷延鋼板とした。

冷延鋼板に、脱炭焼鈍を施し、その後、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃で仕上げ焼鈍を施し、次いで、仕上げ焼鈍板を作製した。なお、本実験の脱炭焼鈍工程においては、温度域５００～７００℃の加熱速度、および温度域５００～６００℃の酸素ポテンシャルＰ１を制御した（Ｓ１＝９００℃／秒、Ｓ２＝１２００℃／秒、Ｐ１＝０．０３）。その後、鋼板表面に絶縁皮膜形成用塗布液を塗布して焼き付け、張力付与性絶縁皮膜を形成し、該絶縁皮膜の皮膜密着性を評価するとともに、磁気特性（磁束密度）を評価した。なお脱炭焼鈍においては、酸素ポテンシャルは０．３の湿潤水素雰囲気にて８５０℃でおよそ１５０秒の保持を行った。

表５に皮膜密着性および磁気特性の評価結果を示す。いずれの測定方法、評価方法も、実施例１に準じて行った。なお、比較鋼ｂ４は、冷延工程で、比較鋼ｂ１１は熱延工程で、それぞれ破断が生じたため、磁気特性を評価しなかった。
発明鋼Ｅ１～Ｅ２４は、いずれも優れた皮膜密着性と、磁気特性を示した。特に、発明鋼Ｅ１２～Ｅ２４では、選択元素であるＳｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｂｉの１種類または２種類以上が添加されているため、発明鋼Ｅ１～Ｅ１１に比べ良好な皮膜密着性を示す。一方で、いずれかの必須元素の含有量が本願発明の範囲外である比較鋼ｅ１～ｅ１１においては、十分な磁気特性が得られないか、圧延中に破断が生じた。

＜実施例５＞
表１に示す成分組成の珪素鋼を１２８０℃以上１４５０℃以下で加熱して熱間圧延に供し、板厚２．３～２．８ｍｍの熱延鋼板とし、該熱延鋼板に９００～１２００℃で焼鈍を施し、その後、一回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を施して、最終板厚０．２２ｍｍの冷延鋼板とした。

冷延鋼板に、表６に示す条件で脱炭焼鈍を施し、その後、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃で仕上げ焼鈍を施し、次いで、仕上げ焼鈍板を作製した。

なお、本実験の脱炭焼鈍は、二段階焼鈍とし、一段階目は酸素ポテンシャルが０．３の湿潤水素雰囲気にて８５０℃で１５０秒保持し、二段階目は酸素ポテンシャルが０．０１の乾燥水素雰囲気にて９５０℃で２０秒保持した。その後、仕上げ焼鈍板表面に絶縁皮膜形成用塗布液を塗布して焼き付け、張力付与性絶縁皮膜を形成し、該絶縁皮膜の皮膜密着性を評価するとともに、磁気特性（磁束密度）を評価した。結果を表６に示す。

表６に示すように、発明鋼Ｆ１～Ｆ１６について、二段階焼鈍の条件がいずれも本発明の好ましい範囲に制御されているため、良好な皮膜密着性を示した。一方、比較鋼ｆ１は、Ｓ２／Ｓ１の比率が本発明範囲外だったため、皮膜密着性は劣っていた。比較鋼ｆ２～ｆ４はＳ１またはＳ２の何れか一方が本発明における範囲を外れていたため、皮膜密着性が劣っていた。比較鋼ｆ５については脱炭焼鈍の昇温時の酸素ポテンシャルが本発明における範囲を外れていたため、皮膜密着性が劣っていた。

以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

前述したように本発明によれば、皮膜密着性に優れるグラス皮膜を磁気特性とその安定性を損なわずに形成することができる。特に本技術は、製品板厚が０．２２ｍｍ未満の一方向性電磁鋼板において特にその効果が発揮される。以上より、本発明は、電磁鋼板製造産業及び電磁鋼板利用産業において利用可能性が高いものである。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．２０％以下、Ｓｉ：２．５０％以上４．０％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１０％以上０．０７％以下、Ｍｎ：０．０１０％以上０．５０％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以上０．０８％以下、Ｂｉ：０％以上０．０２％以下、Ｓｎ：０％以上０．５０％以下、Ｃｒ：０％以上０．５０％以下、Ｃｕ：０％以上１．０％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を１２００℃以上１６００℃以下の温度で加熱した後に熱間圧延し、熱延鋼板を得る熱延工程と、
   前記熱延鋼板を焼鈍する熱延鋼板焼鈍工程と、
   前記熱延鋼板に一回の冷間圧延または焼鈍を介した複数の冷間圧延を施して冷延鋼板を得る冷延工程と、
   前記冷延鋼板に脱炭焼鈍を施す脱炭焼鈍工程と、
   焼鈍分離剤を前記冷延鋼板に塗布し、当該冷延鋼板に仕上焼鈍を施す仕上焼鈍工程と、
   前記冷延鋼板に張力付与絶縁皮膜を形成する絶縁皮膜形成工程と、を有し、
   前記脱炭焼鈍工程の昇温時において、５００℃以上６００℃以下の温度域における昇温速度Ｓ１（℃／秒）と６００℃以上７００℃以下の温度域における昇温速度Ｓ２（℃／秒）とが下記式（１）～式（３）を満たし、かつ前記昇温時の５００℃以上６００℃以下の温度域における雰囲気中の酸素ポテンシャルＰ１が下記式（４）を満たす、一方向性電磁鋼板の製造方法。
   １．０＜Ｓ２／Ｓ１≦１０．０ ・・・式（１）
   ３００≦Ｓ１≦２０００ ・・・式（２）
   ３００＜Ｓ２≦４０００ ・・・式（３）
   ０．００００１≦Ｐ１≦０．５０ ・・・式（４）
2. 前記鋼片が、質量％で、Ｂｉ：０．００１％以上０．０２％以下を含有する、請求項１に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
3. 前記鋼片が、質量％で、Ｓｎ：０．００５％以上０．５０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上１．０％以下の１種又は２種以上を含有する、請求項１または２に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
4. 前記脱炭焼鈍工程において、０．１以上１．０以下の酸素ポテンシャルＰ２の雰囲気中、７００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２℃で１０秒以上１０００秒以下保持する一段目焼鈍に続き、下記式（５）を満たす酸素ポテンシャルＰ３の雰囲気中、下記式（６）を満たす温度Ｔ３℃で、５秒以上、５００秒以下保持する二段目焼鈍を行う、請求項１～３のいずれか一項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
   Ｐ３＜Ｐ２ ・・・式（５）
   Ｔ２＋５０≦Ｔ３≦１０００ ・・・式（６）
5. 前記一方向性電磁鋼板の製品板厚が０．１８ｍｍ以上０．２２ｍｍ未満である、請求項１～４のいずれか一項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。