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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2024-10-01
(45)【発行日】2024-10-09
(54)【発明の名称】方向性電磁鋼板および方向性電磁鋼板の製造方法
(51)【国際特許分類】
C21D 8/12 20060101AFI20241002BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20241002BHJP
C22C 38/00 20060101ALI20241002BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20241002BHJP
H01F 1/147 20060101ALI20241002BHJP
【ＦＩ】
C21D8/12 B
C21D9/46 501A
C22C38/00 303U
C22C38/60
H01F1/147 183
【請求項の数】
5
(21)【出願番号】P 2020073031
(22)【出願日】2020-04-15
(65)【公開番号】P2021169648
(43)【公開日】2021-10-28
【審査請求日】2022-12-05
(73)【特許権者】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100099759
【弁理士】
【氏名又は名称】青木 篤
(74)【代理人】
【識別番号】100123582
【弁理士】
【氏名又は名称】三橋 真二
(74)【代理人】
【識別番号】100187702
【弁理士】
【氏名又は名称】福地 律生
(74)【代理人】
【識別番号】100162204
【弁理士】
【氏名又は名称】齋藤 学
(74)【代理人】
【識別番号】100144417
【弁理士】
【氏名又は名称】堂垣 泰雄
(72)【発明者】
【氏名】村上 健一
(72)【発明者】
【氏名】森重 宣郷
(72)【発明者】
【氏名】新井 聡
(72)【発明者】
【氏名】久保 祐治
(72)【発明者】
【氏名】水上 和実
(72)【発明者】
【氏名】竹林 聖記
(72)【発明者】
【氏名】本間 穂高
(72)【発明者】
【氏名】難波 英一
(72)【発明者】
【氏名】山縣 龍太郎
【審査官】河口 展明
(56)【参考文献】
【文献】国際公開第２００８／０６２８５３（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２００６／１２６６６０（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２００８－１２７６３４（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１６－１４５４１９（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００４－１６２１１２（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１８－０５３３４６（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２１Ｄ ８／１２
Ｃ２１Ｄ ９／４６
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２３Ｃ ２２／００－２２／８６
Ｈ０１Ｆ １／１４７
Ｃ０１Ｆ ５／０２
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｓｉ：２．５～４．５％、Ｃ：０．０２～０．１０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｎ：０．００３～０．０２％、Ｓ＋０．４・Ｓｅ：０．００３～０．０４％、Ｍｎ：０．０４～０．２０％、Ｂｉ及びＰｂの一種以上の合計：０．０００５～０．０５％、さらに、Ｔｅ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｄ、Ｐｔ、及びＨｇからなる群から選択される少なくとも二種以上の合計：０．００１～０．２４０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなるスラブを、１０００～１４５０℃に加熱し、熱間圧延で熱延板とし、該熱延板に焼鈍を施し、次いで、酸洗の後、一回又は焼鈍を挟む二回の冷間圧延で冷延板とし、該冷延板に脱炭焼鈍を施し、必要に応じて該焼鈍中又は焼鈍後に窒化処理を施し、続いて、酸化マグネシウム粉末を主成分とする焼鈍分離剤であって、
該焼鈍分離剤の酸化マグネシウム粉末は、不純物元素としてＣａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｅｕ，及びＧｄからなる群から選択される少なくとも一種以上の元素の合計存在量が，該酸化マグネシウム粉末中のＭｇの存在量に対して０．０２～０．８％の存在比で含有し，
さらに前記焼鈍分離剤は酸化マグネシウム粉末以外にＣａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｅｕ，及びＧｄからなる群から選択される少なくとも一種以上の元素を含む添加剤を、それぞれの元素の合計存在量が、焼鈍分離剤の中に含まれるＭｇの存在量に対して０．２～５．０％の存在比となるように含有し，
さらに、前記焼鈍分離剤中のＣａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｅｕ，及びＧｄの総量に対する、前記焼鈍分離剤中の酸化マグネシウム粉末中の不純物元素としてのＣａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｅｕ，及びＧｄの総量の割合が、０．０２～０．６６である焼鈍分離剤を鋼板表裏面に塗布・乾燥したのち、
最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項2】
前記スラブは、Ｔｅ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｚｎ、及びＧａからなる群から選択される少なくとも一種以上の合計：０．０００５％以上、かつ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｄ、Ｐｔ、及びＨｇからなる群から選択される少なくとも一種以上の合計：０．０００５％以上を含有する、請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項3】
質量％で、Ｓｉ：２．５～４．５％、Ｍｎ：０．０４～０．２０％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる母材鋼板と、前記母材鋼板の表面に、質量％で、Ｔｅ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｄ、Ｐｔ、及びＨｇからなる群から選択される少なくとも二種以上の合計：０．０２～０．５０％、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、及びＧｄからなる群から選択される少なくとも一種以上の合計：０．０２～０．５０％、Ｂｉ及びＰｂの一種以上の合計：０．００５％以下を含有し、フォルステライトを主体とする被膜が存在する、方向性電磁鋼板。
【請求項4】
母材鋼板表面に、Ｔｅ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｚｎ、及びＧａからなる群から選択される少なくとも一種以上の合計：０．０１％以上、かつＡｕ、Ａｇ、Ｐｄ、Ｐｔ、及びＨｇからなる群から選択される少なくとも一種以上の合計：０．０１％以上、を含有するフォルステライトを主体とする被膜が存在し、請求項３に記載の方向性電磁鋼板。
【請求項5】
母材鋼板表面に、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、及びＧｄからなる群のうち、最大の含有量の元素の板厚方向深さと、ＳおよびＳｅからなる群から選択される元素のうち、最大の含有量の元素の板厚方向深さの差が±１．５μｍ以内の範囲である，フォルステライトを主体とする被膜が存在し、請求項３または４に記載の方向性電磁鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、磁気特性の良好な方向性電磁鋼板および方向性電磁鋼板を安定的に製造する方法に関する。
【背景技術】
【0002】
方向性電磁鋼板は、Ｓｉを２～５％程度含有し、結晶粒の方位が｛１１０｝＜００１＞方位に高度に集積した鋼板であり、主に変圧器等の静止誘導器の鉄心材料として使用されている。結晶粒方位の高度な集積は、二次再結晶というカタストロフィックな粒成長現象を制御して達成される。
【0003】
二次再結晶を制御する方法として、二次再結晶時にインヒビターとして機能する化合物を、熱間圧延前に十分に固溶させ、その後、熱間圧延、及び、後の焼鈍で、微細析出させる方法がある。特許文献１の方法では、ＭｎＳとＡｌＮをインヒビターとして用い、特許文献２及び３の方法では、ＭｎＳとＭｎＳｅをインヒビターとして用いている。
【0004】
また、二次再結晶を制御する方法として、熱間圧延前の鋼片を１２８０℃未満に加熱し、冷間圧延後の窒化処理でＡｌＮを形成し、インヒビターとして用いる方法が例えば、特許文献４及び５に開示されている。
【0005】
以上の二次再結晶制御を基本として優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板が開発されてきたが、近年、省エネルギーの機運が高まり、さらなる磁気特性の向上が求められている。
【0006】
方向性電磁鋼板の磁気特性の代表的な指標としては磁束密度が挙げられる。磁束密度を高くするには、結晶粒方位を、｛１１０｝＜００１＞方位に、より高度に集積させることが必要であるが、その方法の一つは、インヒビターの作用を強化する補助的な添加元素を利用することである。特許文献６及び７には、Ｂｉを利用する方法が、特許文献８には、Ｐｂを利用する方法が開示され、特許文献９～１４には、Ｔｅを利用することに加え、Ｉｎ、Ａｇ、Ｚｎなどの補助元素が有効に作用することが開示されている。
【0007】
また、Ａｇは、電磁鋼板の二次再結晶工程で一次粒の成長を抑制し、二次再結晶を促進する作用を有することが特許文献１５に開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0008】
【文献】特公昭４０－０１５６４４号公報
【文献】特公昭５１－０１３４６９号公報
【文献】特開平０６－１９２７３５号公報
【文献】特公昭６２－０４５２８５号公報
【文献】特開平０２－０７７５２５号公報
【文献】特開平０６－０８９８０５号公報
【文献】特開平０８－２６９５５２号公報
【文献】特開２０１７－１８６５８７号公報
【文献】特開平０６－１８４６４０号公報
【文献】特開平０６－２０７２２０号公報
【文献】特開２００６－２９９２９７号公報
【文献】特開２００８－１９６０１６号公報
【文献】特開２００８－２６１０１３号公報
【文献】特開２００９－２３５５７４号公報
【文献】特公昭３７－９３０５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0009】
本発明者らは、Ｂｉ，Ｐｂ，Ｉｎ，Ｔｅ等のインヒビター補強元素を活用した方向性電磁鋼板のさらなる磁束密度向上を目的とし、様々な元素の複合添加について検討した。その結果、方向性電磁鋼板用スラブにＢｉ，Ｐｂ，Ｉｎ，Ｔｅ等を添加しても最終製品での磁束密度が十分に向上しない場合があることに気付いた。この原因を調査したところ、特性向上が不十分な場合は、二次再結晶で細粒が発生しやすく、特性のばらつきが大きくなっていた。また、Ｂｉ，Ｐｂ，Ｉｎ，Ｔｅ等の添加により熱延性が低下し、熱延板エッジのトリムが必要になる場合が生じるなど、生産性や歩留りを低下させる傾向があることが判明した。さらに検討を進め、添加元素をいくつかの群に分け、各群に分類される元素を適切に組み合わせて含有させることで、熱延性を改善し、二次再結晶での細粒発生を抑制し、最終製品で高い磁束密度を安定的に得られる技術に到達した。具体的には、Ｂｉ及び／又はＰｂを含む方向性電磁鋼板用スラブに、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇを単独で添加した場合、熱間圧延性が極めて劣位となるが、所要量のＴｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇを複数種類添加すると、熱延性を改善できるとともに、二次再結晶での細粒発生が抑制され、最終製品で高い磁束密度を安定的に得ることができた。しかし、これにより得られる鋼板は、厳しい加工条件において被膜密着性が不足する場合があり、被膜密着性のさらなる改善の余地があった。
【0010】
本発明は、前述した、Ｂｉ，Ｐｂ，Ｉｎ，Ｔｅ等のインヒビター補強元素の活用に係る技術的課題に鑑み、該課題を解決し、良好な磁気特性と被膜密着性を備える方向性電磁鋼板と、該方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【0011】
本発明者らは、Ｂｉ，Ｐｂ，Ｉｎ，Ｔｅ等のインヒビター補強元素を活用する場合の被膜密着性向上について鋭意検討した。その結果、Ｂｉ及び／又はＰｂを含む方向性電磁鋼板用スラブに、所要量のＴｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇを複数種類添加することで、熱延性を改善できるとともに、最終製品で高く安定した磁束密度が得られ、さらに、仕上焼鈍前に塗布・乾燥する焼鈍分離剤についてＣａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｅｕ，及びＧｄの添加量を制御することで良好な被膜密着性を確保できることが判明した。
【0012】
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。
【課題を解決するための手段】
【0013】
[１]
質量％で、Ｓｉ：２．５～４．５％、Ｃ：０．０２～０．１０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｎ：０．００３～０．０２％、Ｓ＋０．４・Ｓｅ：０．００３～０．０４％、Ｍｎ：０．０４～０．２０％、Ｂｉ及びＰｂの一種以上の合計：０．０００５～０．０５％、さらに、Ｔｅ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｄ、Ｐｔ、及びＨｇからなる群から選択される少なくとも二種以上の合計：０．００１～０．５００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなるスラブを、１０００～１４５０℃に加熱し、熱間圧延で熱延板とし、該熱延板に焼鈍を施し、次いで、酸洗の後、一回又は焼鈍を挟む二回の冷間圧延で冷延板とし、該冷延板に脱炭焼鈍を施し、必要に応じて該焼鈍中又は焼鈍後に窒化処理を施し、続いて、
酸化マグネシウム粉末を主成分とする焼鈍分離剤であって、
該焼鈍分離剤の酸化マグネシウム粉末は、不純物元素としてＣａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｅｕ，及びＧｄからなる群から選択される少なくとも一種以上の元素の合計存在量が，該酸化マグネシウム粉末中のＭｇの存在量に対して０．０２～０．８％の存在比で含有し，
さらに前記焼鈍分離剤は酸化マグネシウム粉末以外にＣａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｅｕ，及びＧｄからなる群から選択される少なくとも一種以上の元素を含む添加剤を、それぞれの元素の合計存在量が、焼鈍分離剤の中に含まれるＭｇの存在量に対して０．２～５．０％の存在比となるように含有し，
さらに、前記焼鈍分離剤中のＣａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｅｕ，及びＧｄの総量に対する、前記焼鈍分離剤中の酸化マグネシウム粉末中の不純物元素としてのＣａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｅｕ，及びＧｄの総量の割合が、０．０２～０．６６である焼鈍分離剤を鋼板表裏面に塗布・乾燥したのち、
最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
[２]
前記スラブは、Ｔｅ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｚｎ、及びＧａからなる群から選択される少なくとも一種以上の合計：０．０００５％以上、かつ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｄ、Ｐｔ、及びＨｇからなる群から選択される少なくとも一種以上の合計：０．０００５％以上を含有する、[１]に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
[３]
質量％で、Ｓｉ：２．５～４．５％、Ｍｎ：０．０４～０．２０％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる母材鋼板と、前記母材鋼板の表面に、質量％で、Ｔｅ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｄ、Ｐｔ、及びＨｇからなる群から選択される少なくとも二種以上の合計：０．０２～０．５０％、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、及びＧｄからなる群から選択される少なくとも一種以上の合計：０．０２～０．５０％、Ｂｉ及びＰｂの一種以上の合計：０．００５％以下を含有し、フォルステライトを主体とする被膜が存在する、方向性電磁鋼板。
[４]
母材鋼板表面に、
Ｔｅ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｚｎ、及びＧａからなる群から選択される少なくとも一種以上の合計：０．０１％以上、かつＡｕ、Ａｇ、Ｐｄ、Ｐｔ、及びＨｇからなる群から選択される少なくとも一種以上の合計：０．０１％以上、を含有するフォルステライトを主体とする被膜が存在し、[３]に記載の方向性電磁鋼板。
[５]
母材鋼板表面に、
Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、及びＧｄからなる群のうち、最大の含有量の元素の板厚方向深さと、ＳおよびＳｅからなる群から選択される元素のうち、最大の含有量の元素の板厚方向深さの差が±１．５μｍ以内の範囲である，フォルステライトを主体とする被膜が存在し、[３]または[４]に記載の方向性電磁鋼板。
質量％で、Ｓｉ：２．５～４．５％、Ｃ：０．０２～０．１０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｎ：０．００３～０．０２％、Ｓ＋０．４・Ｓｅ：０．００３～０．０４％、Ｍｎ：０．０４～０．２０％、Ｂｉ及びＰｂの一種以上の合計：０．０００５～０．０５％、さらに、Ｔｅ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｄ、Ｐｔ、及びＨｇからなる群から選択される少なくとも二種以上の合計：０．００１～０．５００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなるスラブを、１０００～１４５０℃に加熱し、熱間圧延で熱延板とし、該熱延板に焼鈍を施し、次いで、酸洗の後、一回又は焼鈍を挟む二回の冷間圧延で冷延板とし、該冷延板に脱炭焼鈍を施し、必要に応じて該焼鈍中又は焼鈍後に窒化処理を施し、続いて、
酸化マグネシウム粉末を主成分とする焼鈍分離剤であって、
該焼鈍分離剤の酸化マグネシウム粉末は、不純物元素としてＣａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｅｕ，及びＧｄからなる群から選択される少なくとも一種以上の元素の合計存在量が，該酸化マグネシウム粉末中のＭｇの存在量に対して０．０２～０．８％の存在比で含有し，
さらに前記焼鈍分離剤は酸化マグネシウム粉末以外にＣａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｅｕ，及びＧｄからなる群から選択される少なくとも一種以上の元素を含む添加剤を、それぞれの元素の合計存在量が、焼鈍分離剤の中に含まれるＭｇの存在量に対して０．２～５．０％の存在比となるように含有し，
さらに、前記焼鈍分離剤中のＣａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｅｕ，及びＧｄの総量に対する、前記焼鈍分離剤中の酸化マグネシウム粉末中の不純物元素としてのＣａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｅｕ，及びＧｄの総量の割合が、０．０２～０．６６である焼鈍分離剤を鋼板表裏面に塗布・乾燥したのち、
最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
[２]
前記スラブは、Ｔｅ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｚｎ、及びＧａからなる群から選択される少なくとも一種以上の合計：０．０００５％以上、かつ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｄ、Ｐｔ、及びＨｇからなる群から選択される少なくとも一種以上の合計：０．０００５％以上を含有する、[１]に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
[３]
質量％で、Ｓｉ：２．５～４．５％、Ｍｎ：０．０４～０．２０％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる母材鋼板と、前記母材鋼板の表面に、質量％で、Ｔｅ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｄ、Ｐｔ、及びＨｇからなる群から選択される少なくとも二種以上の合計：０．０２～０．５０％、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、及びＧｄからなる群から選択される少なくとも一種以上の合計：０．０２～０．５０％、Ｂｉ及びＰｂの一種以上の合計：０．００５％以下を含有し、フォルステライトを主体とする被膜が存在する、方向性電磁鋼板。
[４]
母材鋼板表面に、
Ｔｅ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｚｎ、及びＧａからなる群から選択される少なくとも一種以上の合計：０．０１％以上、かつＡｕ、Ａｇ、Ｐｄ、Ｐｔ、及びＨｇからなる群から選択される少なくとも一種以上の合計：０．０１％以上、を含有するフォルステライトを主体とする被膜が存在し、[３]に記載の方向性電磁鋼板。
[５]
母材鋼板表面に、
Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、及びＧｄからなる群のうち、最大の含有量の元素の板厚方向深さと、ＳおよびＳｅからなる群から選択される元素のうち、最大の含有量の元素の板厚方向深さの差が±１．５μｍ以内の範囲である，フォルステライトを主体とする被膜が存在し、[３]または[４]に記載の方向性電磁鋼板。
【発明の効果】
【0014】
本発明によれば、安定した高い磁束密度と優れた被膜密着性を備える方向性電磁鋼板を、良好な熱延性で安定的に製造することができる。
【発明を実施するための形態】
【0015】
以降の説明において、化学組成についての％はすべて質量％を意味する。
【0016】
本発明は、インヒビター機能を補強する補助元素としてＢｉ及び／又はＰｂを０．０００５～０．０５％含有する方向性電磁鋼板用のスラブに、さらに、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇからなる群から選択される少なくとも二種以上の合計：０．００１～０．５００％を含有せしめ、後段で詳述する、所定の製造手順で製造すること、そこで焼鈍分離剤を所定の化学組成に制御することを特徴とする。
【0017】
そして最終製品である方向性電磁鋼板においては、母材鋼板の表面に、Ｔｅ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｄ、Ｐｔ、及びＨｇからなる群から選択される少なくとも二種以上の合計：０．０２～０．５０％と、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、及びＧｄからなる群から選択される少なくとも一種以上の合計：０．０２～０．５０％、Ｂｉ及びＰｂの一種以上の合計：０．００５％以下を含有するフォルステライトを主体とする被膜が形成されていることを特徴とする。
【0018】
（方向性電磁鋼板用スラブ）
まず、スラブ組成について説明する。
なお、この説明においては、Ｂｉ、Ｐｂ、さらに、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇ以外の元素については、一般的な事項であり、公知の範囲で適宜調整が可能である。
まず、スラブ組成について説明する。
なお、この説明においては、Ｂｉ、Ｐｂ、さらに、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇ以外の元素については、一般的な事項であり、公知の範囲で適宜調整が可能である。
【0019】
Ｓｉは、電気抵抗を高め，鉄損を下げる作用をなす重要な元素である。２．５％未満の添加では、鉄損低下効果が発現しない。一方、４．５％を超えると、冷間圧延時に、圧延材が割れ易くなり、圧延不能となることがある。鉄損特性の向上、及び、圧延時の割れ回避の点で、２．８～３．８％が好ましい。
【0020】
Ｃは、強度向上および結晶方位制御に有効な元素であり、所要量添加する。後工程の脱炭焼鈍で脱炭するので、少ないほど、焼鈍時間は短くてすみ、生産性の点で好ましいが、０．０２％未満であると、スラブ加熱時に、結晶粒が粗大化して、磁気特性が低下する。一方、０．１０％を超えると、脱炭焼鈍時間が長くなり、生産性が低下するだけでなく、脱炭が不充分になり易い。強度維持、結晶方位制御及び、脱炭促進の点から、０．０４～０．０８％が好ましい。
【0021】
酸可溶性ＡｌとＮは、インヒビターとして機能するＡｌＮ、又は、（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎを形成するのに必要な元素である。
【0022】
酸可溶性Ａｌが０．０１％未満、又は、Ｎが０．００３％未満であると、ＡｌＮ、又は、（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎの生成量が少なく、充分なインヒビター機能を確保することができなく、所期の二次再結晶が発現しない。一方、酸可溶性Ａｌが０．０５％を超えるか、又は、Ｎが０．０２％を超えると、過剰なインヒビターのため二次再結晶温度が高くなり過ぎて、二次再結晶不良が生じる。適正量のインヒビター確保の点で、酸可溶性Ａｌは、０．０２～０．０３５％が好ましく、Ｎは、０．００６～０．０１％が好ましい。製造法との関連で後述するが、製造過程で窒化を行いインヒビター効果を制御する製造法を適用する場合は、Ｎの上限はより低く設定し、上限を０．０１５％、好ましい上限を０．００８％とすることもできる。
【0023】
Ｍｎは、Ｍｎ化合物（一般的にはＭｎＳ又はＭｎＳｅ）を主たるインヒビターとして活用する、スラブを比較的高温で加熱する製造方法において、インヒビターを形成するのに必要な元素である。
【0024】
Ｍｎが０．０４％未満であると、Ｍｎ化合物の生成量が少なく、充分なインヒビター機能が得られなく、所期の二次再結晶が発現しない。一方、Ｍｎが０．２０％を超えると、Ｍｎ化合物を溶体化するスラブ加熱の加熱温度を高くするか、又は、加熱時間を長くせざるを得ず、操業上の負荷が増大する。完全な溶体化処理、及び、適正量のインヒビター確保の点で、Ｍｎは、０．０６～０．０９％が好ましい。
【0025】
なお、インヒビターを熱間圧延後の窒化により形成されるＡｌＮで補強し、スラブを比較的低温で加熱する製造方法においては、Ｍｎ化合物のインヒビター機能を担保するための溶体化状況にも尤度が生じて多少の溶け残りが許容されるので、好ましいＭｎ範囲は０．０６～０．２０％とでき、さらに好ましくは０．０８～０．１５％となる。
【0026】
ＳおよびＳｅは、Ｍｎ化合物（一般的にはＭｎＳ又はＭｎＳｅ）を主たるインヒビターとして活用する、スラブを比較的高温で加熱する製造方法において、インヒビターを形成するのに必要な元素である。
【0027】
この場合、ＳとＳｅは単独または複合して添加できるが、添加量は合計含有量で規定すれば事足り、（Ｓ＋０．４・Ｓｅ）で、０．００３～０．０４％添加する。ここで、式中の０．４は、Ｓの原子量／Ｓｅの原子量で、Ｓｅの作用効果をＳの作用効果に換算する係数である。Ｍｎ化合物のインヒビターとしてＭｎＳのみを活用する場合を考えれば、Ｓ：０．００３～０．０４％に相当する。また、Ｍｎ化合物のインヒビターとしてＭｎＳｅのみを活用する場合を考えれば、Ｓｅ：０．００７５～０．１％に相当する。
【0028】
（Ｓ＋０．４・Ｓｅ）が０．００３％未満であると、充分なインヒビター機能を確保することができず、所期の二次再結晶が発現しない。一方、（Ｓ＋０．４・Ｓｅ）が０．０４％を超えると、Ｍｎ量にもよるが、Ｍｎ化合物を溶体化するスラブ加熱の加熱温度を高くするか、又は、加熱時間を長くする必要があり、操業上の負荷が増大する。適正量のインヒビター確保の点で、（Ｓ＋０．４・Ｓｅ）は、０．００７～０．０１２％が好ましい。
【0029】
なお、インヒビターを熱間圧延後の窒化により形成されるＡｌＮで補強し、スラブを比較的低温で加熱する製造方法においては、Ｍｎ化合物のインヒビター機能は強くなくてもよいので、（Ｓ＋０．４・Ｓｅ）は０．００３～０．０２％とでき、好ましい範囲は０．００３～０．０１０％となる。
【0030】
本発明の製造法で使用するスラブにおいては、磁束密度を高めるためのインヒビター補強元素として、Ｂｉ及び／又はＰｂを含有する。以降、本明細書では、Ｂｉ及びＰｂをまとめて「Ｂ群元素」と記述することがある。Ｂ群元素は、いずれかを単独で含有してもよいし、複合して含有してもよく、本発明ではＢ群元素の合計含有量で規定し、Ｂｉ及びＰｂの一種以上の合計：０．０００５～０．０５％である。
【0031】
Ｂ群元素の合計が０．０００５％未満であると、磁束密度向上効果が得られない。一方、０．０５％を超えると、磁束密度向上効果は飽和するとともに、熱延性を低下させる。Ｂ群元素の添加効果を確実に得るには、０．００１～０．００２％の添加が好ましい。
【0032】
本発明のスラブにおいては、以上の成分組成に加え、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇからなる群から選択される２種以上の元素を合計で０．００１～０．５００％含有する。以降、本明細書では、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇをまとめて「Ｘ群元素」と記述することがある。Ｘ群元素はＢ群元素と同時に添加することで格段に磁束密度を高めるが、１種類のみの含有では熱延性がきわめて劣化するとともに、二次再結晶を不安定化にし磁束密度のばらつきを大きくすることにつながる。しかし、２種以上を添加することで熱延性の向上、二次再結晶の安定化による磁束密度のばらつき抑制が可能となる。０．００１％未満の場合では、上記作用が発現しない。一方、０．５００％を超えると、上記磁束密度改善効果は飽和するばかりでなく熱延性を劣化させる場合がある。また添加コストが上昇するため本発明の対象外とする。Ｘ群元素から選択される２種以上の元素の合計は、好ましくは０．００２～０．２４０％、さらに好ましくは０．００４～０．１２０％である。
【0033】
Ｘ群元素が上記作用を発現させるメカニズムは明確ではないが、以下のように考えられる。Ｂ群元素は、一般的に本発明鋼板およびスラブの組織の主相であるαＦｅ相には固溶しにくい元素であり、インヒビターを強化することで磁束密度向上効果を発現する。そして、Ｂ群元素と親和性の強いＸ群を添加することでインヒビターはより強化され、さらに高い磁束密度の実現が期待できるようになる。一方で、Ｘ群元素は、単独で粒界などに偏析しやすい元素でもある。このため、不用意に添加すると熱延性を低下させるとともに、二次再結晶を不安定にし磁束密度のばらつきを大きくすることにもつながる。Ｘ群元素を単独でなく２種類以上含有させることで、粒界への偏析を抑制しつつ、Ｂ群元素との協働効果を強く発現させ、熱延性の低下を回避しつつ効率的にインヒビター強化機能のみを享受できるようになると考えられる。
【0034】
また、上記作用を顕著に発現させる観点から、Ｘ群元素を２つに分類し、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，ＺｎおよびＧａからなる群とＡｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇからなる群からそれぞれ少なくとも１種類ずつ組み合わせて含有することが望ましい。以降、本明細書では、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，ＺｎおよびＧａをまとめて「Ｃ類元素」、Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇをまとめて「Ｄ類元素」と記述することがある。本発明のスラブにおいては、Ｃ類元素から選択される少なくとも一種以上の合計：０．０００５％以上、Ｄ類元素から選択される少なくとも一種以上の合計：０．０００５％以上を満足することで上記作用がより顕著に発揮される。（ただし、前述のとおり、Ｘ群の合計は０．５００％以下とする。）Ｃ類元素またはＤ類元素のどちらか一方または両方が０．０００５％未満では顕著な効果が得られない。Ｃ類およびＤ類の各々について、０．００１～０．１２０％が好ましく、０．００２～０．０６０％がより好ましい。なお、Ｃ類元素の合計とＤ類元素の合計は、同じ量である必要はないが、Ｘ群元素の合計含有量が一定であれば、同程度の含有量とすることで効果はより顕著になる。同程度とは、一方の類の元素の量に対して、他方の類の元素の量が０．５～１．５倍、より好ましくは０．８～１．２倍であることを指す。
【0035】
このメカニズムは明確ではないが、Ｃ類元素はＤ類元素との親和性が高く、この両方が共存することで、Ｂ群元素を含めた相互作用が複雑化するのみならず、各類元素による安定化合物が形成し、二次再結晶における微細粒の残存や熱延性の低下を回避する効果が増長することに加え、インヒビター効果が安定化すると考えられる。
【0036】
さらに、本発明のスラブには、他のインヒビター構成元素として、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ等の１種又は２種以上を、公知の範囲内で添加してもよい。一般的な合計量は、０．０００５～０．５％である。
【0037】
スラブの化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物である。不純物とは、スラブを工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入する元素を意味する。また、公知の効果を期待して、Ｆｅを公知の元素で本発明効果を消失させない範囲で置き換えて添加することを除外するものではない。
【0038】
（方向性電磁鋼板）
次に方向性電磁鋼板について説明する。
なお、この説明においては、Ｂｉ、Ｐｂ；Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇ；ならびにＣａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、およびＧｄ以外の元素については、一般的な事項であり、公知の範囲で適宜調整が可能である。
次に方向性電磁鋼板について説明する。
なお、この説明においては、Ｂｉ、Ｐｂ；Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇ；ならびにＣａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、およびＧｄ以外の元素については、一般的な事項であり、公知の範囲で適宜調整が可能である。
【0039】
方向性電磁鋼板の母材鋼板の化学組成は基本的には素材である上述のスラブ組成に準じたものになる。しかし、一般的な方向性電磁鋼板の製造においては製造過程で脱炭焼鈍および純化焼鈍により含有元素の一部が系外に排出されるため、素材であるスラブと最終製品である方向性電磁鋼板の母材鋼板の化学組成は明確に異なるものとなる。以下の説明はこれを念頭にしたものである。
【0040】
また、方向性電磁鋼板の製造過程の仕上焼鈍において、母材鋼板の表面には一般的に「グラス被膜」、「一次被膜」と呼ばれるフォルステライトを主体とする被膜が形成される。本発明の方向性電磁鋼板は、この被膜にＸ群元素、Ｂ群元素、さらにＣａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、及びＧｄからなる群から選択される少なくとも一種以上が含有されることを大きな特徴としている。
【0041】
まず母材鋼板の化学組成について説明する。
【0042】
Ｓｉは、電気抵抗を高め，鉄損を下げる作用をなす重要な元素である。２．５％未満の添加では、鉄損低下効果が発現しない。一方、４．５％を超えると、冷間圧延時に、圧延材が割れ易くなり、圧延不能となることがある。鉄損特性の向上、及び、圧延時の割れ回避の点で、２．８～３．８％が好ましい。
【0043】
Ｍｎは、製造過程での系外への排出を考慮したとしても、前述のインヒビター制御の観点からスラブに添加されたものの少なからざる量が最終製品に含有される元素である。最終製品での含有量が、０．０４％未満となるほどの純化焼鈍を実施することはコスト的に不利であり、困難である。スラブに添加されたものの大部分が最終製品に残存する場合として、上限を０．２０％とする。
【0044】
スラブ組成において必須元素であったＣ、酸可溶性Ａｌ、Ｎ、ＳおよびＳｅは、製品においては選択元素となる。
【0045】
Ｃは製造過程の脱炭焼鈍で系外に排出され、スラブ組成から明確に低減される。最終製品においては含有される必要はなく、時効により磁気特性を阻害することもあるため、基本的には低減すべき元素であり、ゼロでも構わない。実用的な脱炭焼鈍能力を考慮すれば、０．００５％以下とすべきである。一方で脱炭焼鈍のコストを考慮すると、０．０００１％未満とすることは困難である。
【0046】
酸可溶性ＡｌとＮは前述の通り、製造過程においてインヒビターとして活用される元素であるが、最終製品において含有される必要はない。これら元素は製造過程の純化焼鈍において多くの割合が系外に排出される。Ａｌは飽和磁束密度を低下させ、Ｎは磁気時効を引き起こすためゼロでも構わない。実用的な純化焼鈍能力とコストを考慮すると、酸可溶性Ａｌ：０．０００１～０．００５％、Ｎ：０．０００１～０．００５％となる。
【0047】
ＳおよびＳｅも前述の通り、製造過程においてインヒビターとして活用される元素であるが、最終製品において含有される必要はなくゼロでも構わない。これら元素は製造過程の純化焼鈍において多くの割合が系外に排出される。実用的な純化焼鈍能力とコストを考慮すると、Ｓ、Ｓｅとも０．０００１～０．００５％となる。
【0048】
注意を要するのは、スラブで必須元素となっているＢ群元素およびＸ群元素である。これらは高温での純化焼鈍を伴う一般的な方向性電磁鋼板の製造方法においては、母材鋼板からほぼ完全に排除され、製品板において母材鋼板の化学組成として検出することは非常に困難となる。このため本発明では、方向性電磁鋼板の母材鋼板の化学組成としては、Ｂ群元素およびＸ群元素は規定せず、後述の一次被膜の化学組成において規定している。ただし、本発明の方向性電磁鋼板は、Ｂ群元素およびＸ群元素を検出される量で含有する母材鋼板を除外するものではない。
【0049】
方向性電磁鋼板の母材鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物である。不純物とは、母材鋼板を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入する元素を意味する。また、公知の効果を期待して、Ｆｅを公知の効果を発現させる元素により本発明効果を消失させない範囲で置き換えて添加することを除外するものではない。
【0050】
次に本発明の方向性電磁鋼板の最大の特徴とも言える被膜の組成について説明する。ここで対象となる「被膜」は、前述のとおり一般的に「グラス被膜」、「一次被膜」と呼ばれる被膜である。その形成機構自体は、方向性電磁鋼板において良く知られたものであり、特別なものではない。つまり、仕上焼鈍前にいわゆる「焼鈍分離剤」として鋼板表面に塗布された酸化物が、仕上焼鈍中に母材鋼板と反応して形成された酸化物が主体となり鋼板表面を覆った酸化物層である。この反応過程では、母材鋼板から様々な元素が系外に排出されるが、その際に鋼板表面の焼鈍分離剤起因の酸化物や雰囲気中の酸素と反応する。仕上焼鈍後、その一部は自然剥落、または水洗や軽酸洗等で除去されるが、一部は母材鋼板表面との複雑な凹凸界面の形成により固着して保持される。反応に際しては、母材鋼板側から仕上焼鈍雰囲気に亘る元素の拡散が起きて厚さ方向に大きな組成変化が生じるため、最終的に母材鋼板表面に固着して残存する「一次被膜」の化学組成は焼鈍分離剤の化学組成とは全く異なったものとなる。一般的にはフォルステライトを主体としており、例えば、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）、スピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）、または、コーディエライト（Ｍｇ２Ａｌ４Ｓｉ５Ｏ１６）などの複合酸化物によって構成されるものである。また、鋼板や焼鈍分離剤から由来する金属の化合物として、比較的少量のＭｎ等の硫化物、Ｔｉ等の窒化物が分散することもある。以降、本発明でＸ群元素を含有すべきフォルステライトを主体とする被膜を単に「一次被膜」と記述することがある。
【0051】
本発明の方向性電磁鋼板は、純化焼鈍により母材鋼板から排出されたＸ群元素が一次被膜に取り込まれ、製品板の一次被膜の化学組成に特徴が現れる。本発明の方向性電磁鋼板は、母材鋼板の表面にＸ群元素から選択される少なくとも二種以上の合計で０．０２～０．５０％を含有する被膜が形成されている。これにより、本発明の方向性電磁鋼板は、磁束密度が高く、かつその変動が小さく安定した特性を有する方向性電磁鋼板となる。好ましくは０．０３～０．４０％、さらに好ましくは０．０５～０．３０％である。
【0052】
また、スラブ組成で説明したのと同様に、高い磁束密度の安定化効果を顕著に発現させる観点から、本発明の方向性電磁鋼板で規定される上記一次被膜は、Ｃ類元素とＤ類元素からそれぞれ少なくとも１種類ずつを組み合わせて含有することが望ましい。上記一次被膜においては、Ｃ類元素から選択される少なくとも一種以上の合計：０．０１％以上、かつＤ類元素から選択される少なくとも一種以上の合計：０．０１％以上を満足することで上記効果がより顕著に発揮される。（ただし、前述のとおり、Ｘ群の合計は０．５０％以下とする。）Ｃ類元素またはＤ類元素のどちらか一方または両方が０．０１％未満では効果が得られない。Ｃ類およびＤ類の各々について、０．０２～０．２０％が好ましく、０．０３～０．１５％がより好ましい。なお、Ｃ類元素の合計とＤ類元素の合計は、同じ量である必要はないが、Ｘ群元素の合計含有量が一定であれば、同程度の含有量とすることで効果はより顕著になる。同程度とは、一方の類の元素の量に対して、他方の類の元素の量が０．５～１．５倍、より好ましくは０．８～１．２倍であることを指す。
【0053】
さらに上記一次被膜には、Ｂ群元素が含有されても良い。ただしＢ群元素は純化焼鈍における蒸発により、母材鋼板に固着する一次被膜中には残存しにくい。これはＢ群元素の蒸気圧が高いためと考えられる。このため、一次被膜の分析においてＢ群元素の含有量は検出限界以下、すなわちゼロとなることも多いが、わずかに検出されることもある。この場合の検出量は、Ｂ群元素の一種以上の合計で０．００５％以下であるが、この検出は、製造過程でＢ群元素がインヒビター補強元素として活用されていたことの証左とも言え、これを考慮して本発明の特徴の一つとして規定するものである。
【0054】
さらに上記一次被膜には、Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｅｕ及びＧｄからなる群から選択される少なくとも一種以上の合計が０．０２～０．５０％で含有される。以降、本明細書では、Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｅｕ及びＧｄをまとめて「Ｙ群元素」と記述することがある。一次被膜にＹ群元素を上記範囲で含有させることで、方向性電磁鋼板の被膜密着性が向上する。その理由は明確ではないが、以下のように考えられる。
【0055】
まず、本発明が対象とするＸ群元素を含有する鋼板において被膜密着性が不十分となる原因を説明する。Ｘ群元素が粒界に偏析しやすい元素であることは前述のとおりであるが、このような偏析は方向性電磁鋼板の製造過程において鋼板表面に一次被膜が形成する過程での鋼板と一次被膜の界面においても生じる。Ｘ群元素が単独元素として上記界面に濃化し酸化層に固溶すると酸化物である一次被膜の融点を著しく低下させる。このため、一次被膜の形成過程において界面凹凸が消失し、一般的に母鋼板と被膜の密着性の主因子となっている界面凹凸によるアンカー効果が働くなり、密着性が低下する。
【0056】
このような状況にある鋼板において、Ｙ群元素が存在することにより被膜密着性が向上する原因は以下のように考えられる。Ｙ群元素はＭｎＳよりも安定な硫化物を形成する傾向が強く、Ｍｎが硫化物として化合物を形成することを回避させる。このため、ＭｎはＸ群元素との化合物を形成するようになる。あるいはＹ群元素はＸ群元素との化合物として存在する。このため、Ｘ群元素が母材鋼板と一次被膜の界面に偏析したとしても酸化層に固溶しないため界面凹凸の消失は回避され、被膜密着性への悪影響は抑制される。０．０２％以下であると、その効果は発揮されず、０．５０％以上であると、被膜と地鉄の界面の凹凸が発達しすぎて磁気特性が劣化する。ここで、硫化物がもっとも無害化されている（言い換えると、Ｙ群元素がＭｎＳよりも安定な硫化物を形成して、ＭｎとＸ群元素が化合物を形成することにより、Ｘ群元素による被膜密着性への悪影響が抑制されている）状況の場合、Ｙ群元素はＳ及びＳｅと同じ板厚深さの領域に濃化する。Ｙ群元素の深さとＳ及びＳｅの深さの差が±１．５μｍ以下であれば、Ｙ群元素が鋼中で分解されづらい硫化物を形成しており、被膜密着性の改善効果が十分に発揮されている状態である。
上記の状態を確認する場合、測定を容易に行なう観点から、Ｙ群元素（Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、及びＧｄ）のうち最大の含有量の元素の板厚方向深さと、ＳおよびＳｅからなる群から選択される元素のうち、最大の含有量の元素の板厚方向深さの差が±１．５μｍ以内の範囲であることを確認してもよい。
上記の状態を確認する場合、測定を容易に行なう観点から、Ｙ群元素（Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、及びＧｄ）のうち最大の含有量の元素の板厚方向深さと、ＳおよびＳｅからなる群から選択される元素のうち、最大の含有量の元素の板厚方向深さの差が±１．５μｍ以内の範囲であることを確認してもよい。
【0057】
ここで注意すべきは、Ｙ群元素の添加方法である。例えば、素材であるスラブにＹ群元素を添加し、製造工程を経て最終的に一次被膜にＹ群元素が含有されるようにすることも考えられる。しかし、本発明鋼板は前述のようにＸ群元素をＢ群元素と協働させて熱延性の低下や磁気特性向上を図るものであるため、鋼材全体でＸ群元素がＭｎまたはＹ群元素と化合物を形成してしまうのは好ましい形態ではない。このため、Ｙ群元素は焼鈍分離剤に添加し、母鋼板と一次被膜の界面近傍領域だけで上記の作用が起きるようにすることが好ましい。これについては製造方法との関連で後述する。
【0058】
上記の一次被膜は母材鋼板の表面に形成されている。母材鋼板の両面はもちろん、片面のみに形成されている場合も、本発明の対象とする。また、表面の全面が覆われている必要はなく、部分的な被覆状態であっても本発明の対象とする。
【0059】
注意を要するのは、一次被膜は仕上焼鈍後に形成していたとしても、その後の処理、例えば研削や酸洗などの化学処理で完全に除去できることである。つまり、本発明のスラブおよび製造方法を利用して製造され、本発明の効果を享受した方向性電磁鋼板であっても、仕上焼鈍後に形成されていた一次被膜が完全に除去されてしまえば、方向性電磁鋼板としては本発明の範囲外の鋼板になってしまう。この点で、方向性電磁鋼板としての本発明は、本発明効果を享受した鋼板への権利行使の備えが十分とは言えない面がある。ただしこれは逆に見ると、母材鋼板の一部にでも本発明が規定する一次被膜が形成（残存）していれば、本発明の効果を享受した本発明の範囲内にある鋼板との判断を可能とすることの根拠にもなっている。
【0060】
（製造法）
次に本発明の製造方法について説明する。
次に本発明の製造方法について説明する。
【0061】
本発明は、Ｓｉ：２．５～４．５％、Ｃ：０．０２～０．１０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｎ：０．００３～０．０２％、Ｓ＋０．４・Ｓｅ：０．００３～０．０４％、Ｍｎ：０．０４～０．２０％、Ｂｉ及びＰｂの一種以上の合計：０．０００５～０．０５％、さらに、Ｔｅ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｄ、Ｐｔ、及びＨｇからなる群から選択される少なくとも二種以上の合計：０．００１～０．５００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを、１０００～１４５０℃に加熱し、熱間圧延で熱延板とし、該熱延板に焼鈍を施し、次いで、酸洗の後、一回又は焼鈍を挟む二回の冷間圧延で冷延板とし、該冷延板に脱炭焼鈍を施し、必要に応じて該焼鈍中又は焼鈍後に窒化処理を施し、続いて、所定の焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする。
【0062】
この製造法においては、スラブにＢ群元素、Ｘ群元素を所定の条件で含有させること、焼鈍分離剤にＹ群元素を所定の条件で含有させること以外は、公知の条件に準ずるものであり、特別な条件である必要はない。以下、この前提で説明する。
【0063】
上記化学組成のスラブは、通常の溶解－鋳造方法で製造することができる。
【0064】
Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇは、Ｆｅに固溶し難い元素であるが、例えば、溶鋼を攪拌しながら、各金属を添加して、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇ：０．００１～０．５００％を含むスラブを製造することができる。
【0065】
インヒビター構成元素を、鋼のマトリックス中に溶体化するため、鋳造したスラブを、１０００～１４５０℃に加熱する、後の工程で、ＡｌＮ（インヒビター）を導入する窒化処理を行う場合は、スラブの加熱温度を１２５０℃未満とできることは公知の通りである。
【0066】
スラブ加熱に続く工程における条件は、通常の条件でよい。
【0067】
加熱されたスラブを熱間圧延して熱延板に仕上る。熱延板の板厚は、特に限定されないが、後の冷間圧延の圧下率との関係で、通常は、１．８～３．５ｍｍとする。熱延板に、通常、７５０～１２００℃、３０秒～１０分の焼鈍を施した後、酸洗に次いで、冷間圧延に供する。
【0068】
冷間圧延は、１回行うか、又は、焼鈍を挟んで２回に分けて行う。１回の冷間圧延は、焼鈍を途中に含まず、１回又は複数回の冷間圧延を行うことを意味する。いずれの冷間圧延においても、最終圧下率を８０～９５％とするのが好ましい。
【0069】
冷間圧延を、焼鈍を挟んで２回に分けて行う場合、焼鈍は、７５０～１２００℃で、３０秒～１０分間、行うのが好ましい。
【0070】
冷間圧延が１回であると、電磁鋼板の幅方向及び長手方向における磁気特性が不均一になり易い。冷間圧延を２回に分けて行うと、磁気特性は均一化するが、到達磁束密度は低下する傾向がある。冷間圧延の回数は、所望の磁気特性と製造コストを勘案して、適宜、選択する。
【0071】
冷間圧延の後、冷延板を脱炭焼鈍する。脱炭焼鈍は、通常、水素と窒素を含む湿潤雰囲気中で、８００～９００℃で行い、Ｃを０．００２％以下に低減する。
【0072】
脱炭焼鈍における昇温速度は８０℃／ｓ以上とすることが好ましい。この理由は昇温速度８０℃／ｓ以上で鉄損が低減するためである。上限は特に設けないが、２００℃／ｓもあれば十分な効果が発揮される。
【0073】
スラブを１２５０℃未満で加熱し、脱炭焼鈍中又は脱炭焼鈍後、窒化処理を行う場合、窒化処理は、例えば、アンモニア等の窒化能を有するガスを含む雰囲気中で行う。
【0074】
脱炭焼鈍又は窒化処理の後、鋼板に、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して、仕上焼鈍を施す。本発明において、仕上焼鈍工程で使用される焼鈍分離剤は、酸化マグネシウム粉末と、添加剤とを含有する。酸化マグネシウム粉末は焼鈍分離剤の主成分であり、「主成分」とはある物質（例えば、焼鈍分離剤）に５０％以上含まれている成分のことを言い、好ましくは７０％以上、より好ましくは８０％以上である。焼鈍分離剤の鋼板への付着量は、片面あたり、例えば、２ｇ／ｍ２以上１０ｇ／ｍ２以下が好ましい。焼鈍分離剤の鋼板への付着量が２ｇ／ｍ２未満である場合、仕上焼鈍において、鋼板同士が焼き付いてしまうので好ましくない。焼鈍分離剤の鋼板への付着量が１０ｇ／ｍ２超である場合、製造コストが増大するので好ましくない。焼鈍分離剤の塗布は、水性スラリーによる塗布の代わりに、静電塗布などでも構わない。
酸化マグネシウム粉末とは、ＭｇＯを主成分とする粉末であり、不純物としてＣａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｅｕ，及びＧｄからなる群から選択される金属（Ｙ群元素）を少なくとも1種以上含有し、その合計含有量は、酸化マグネシウム粉末中のＭｇの存在量に対し、０．０２～０．８％の範囲である。０．０２％未満となると、被膜の形成が促進されず、被膜密着性が劣位となる。一方、０．８％を超えると、鋼板と被膜の界面で硫化物を形成し、インヒビターの分解を早めるので、磁気特性が劣位となる。
添加剤は、Ｙ群元素を少なくとも1種以上含有する化合物であり、その合計添加量は、焼鈍分離剤中のＭｇの存在量に対し、０．２～５．０％の存在比となるように含有する。０．２％未満となると、被膜密着性改善効果が得られず、５．０％超となると、フォルステライト形成反応を促進しすぎて、インヒビターの分解が遅くなり、細粒が発生するなどして磁気特性が安定的に得られなくなる。
また、全焼鈍分離剤中に含まれるＹ群元素の合計存在量に対する，前記酸化マグネシウム粉末中のＹ群元素の合計存在量の割合は０．０５～０．６６である。０．０５未満であると、ＭｇＯの反応が十分促進されず、インヒビターの分解が遅くなり、細粒が発生するなどして、磁気特性が安定的に得られなくなる。また、０．６６超であると、被膜が形成しすぎて、磁気特性が劣化する。
酸化マグネシウム粉末とは、ＭｇＯを主成分とする粉末であり、不純物としてＣａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｅｕ，及びＧｄからなる群から選択される金属（Ｙ群元素）を少なくとも1種以上含有し、その合計含有量は、酸化マグネシウム粉末中のＭｇの存在量に対し、０．０２～０．８％の範囲である。０．０２％未満となると、被膜の形成が促進されず、被膜密着性が劣位となる。一方、０．８％を超えると、鋼板と被膜の界面で硫化物を形成し、インヒビターの分解を早めるので、磁気特性が劣位となる。
添加剤は、Ｙ群元素を少なくとも1種以上含有する化合物であり、その合計添加量は、焼鈍分離剤中のＭｇの存在量に対し、０．２～５．０％の存在比となるように含有する。０．２％未満となると、被膜密着性改善効果が得られず、５．０％超となると、フォルステライト形成反応を促進しすぎて、インヒビターの分解が遅くなり、細粒が発生するなどして磁気特性が安定的に得られなくなる。
また、全焼鈍分離剤中に含まれるＹ群元素の合計存在量に対する，前記酸化マグネシウム粉末中のＹ群元素の合計存在量の割合は０．０５～０．６６である。０．０５未満であると、ＭｇＯの反応が十分促進されず、インヒビターの分解が遅くなり、細粒が発生するなどして、磁気特性が安定的に得られなくなる。また、０．６６超であると、被膜が形成しすぎて、磁気特性が劣化する。
【0075】
仕上焼鈍は、｛１１０｝＜００１＞方位の結晶粒を二次再結晶させる工程であり、磁束密度を高めるために重要な工程である。通常、窒素と水素の混合雰囲気中、１１００～１２００℃への昇温過程で、二次再結晶を発現させ、その後、上記雰囲気を水素雰囲気に切り替え、１１００～１２００℃で２０時間程度の焼鈍を行う。この焼鈍は一般的に純化焼鈍と呼ばれ、Ｎ、Ｓ、Ｓｅ等を、鋼板から排出し、磁気特性を良好なものとする。
【0076】
二次再結晶の安定的進行、及び、磁束密度の向上の点で、仕上焼鈍の昇温平均速度は遅いほうがよいが、生産性の点から、３℃／ｈ以上が好ましく、より好ましくは、５～２０℃／ｈである。
【0077】
なお、７５０℃までの昇温速度は、特に限定されないが、通常、１５～１００℃／ｈであり、生産性の点で、速いほうが望ましい。
【0078】
仕上焼鈍後の鋼板に、例えば、リン酸アルミニウムとコロイダルシリカを主成分とする被膜液を塗布して焼き付け、絶縁被膜を形成する。
【0079】
（化学組成の測定）
【0080】
母材鋼板の成分は、熱アルカリおよび酸などに浸漬し、製品鋼板上に形成する絶縁被膜や一次被膜を除去し、ＩＣＰ―ＭＳ、ＮＤＩＲなどの分析方法を適宜用いて測定する。
【0081】
また、一次被膜の成分は、熱アルカリに浸漬し、製品鋼板上に形成する絶縁被膜を除去するか、絶縁被膜塗布前の一次被膜付き鋼板に対し、アセチルアセトン系の電解液中で鋼板を電解し、一次被膜を電解残渣として抽出し、ＸＲＦにより測定し、質量％で、一次被膜の重量を１００％としたときの、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇならびにＣａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｅｕ、およびＧｄ量を測定する。
【0082】
（特定成分の板厚深さ位置の測定）
母材鋼板被膜中の特定成分の濃化位置の測定は、熱アルカリに浸漬し、製品鋼板上に形成する絶縁被膜を除去するか、絶縁被膜塗布前の一次被膜付き鋼板に対し、ＧＤＳ分析を行い、対象とする特定成分元素の、最も高い発光強度の位置を特定して行う。ただし、表層から０．０５μｍ以内は酸洗で除去できなかった焼鈍分離剤または絶縁被膜の残存物であるため除外し、表層から０．０５μｍより深い位置にあるもっとも高い発光強度の位置を採用する。
母材鋼板被膜中の特定成分の濃化位置の測定は、熱アルカリに浸漬し、製品鋼板上に形成する絶縁被膜を除去するか、絶縁被膜塗布前の一次被膜付き鋼板に対し、ＧＤＳ分析を行い、対象とする特定成分元素の、最も高い発光強度の位置を特定して行う。ただし、表層から０．０５μｍ以内は酸洗で除去できなかった焼鈍分離剤または絶縁被膜の残存物であるため除外し、表層から０．０５μｍより深い位置にあるもっとも高い発光強度の位置を採用する。
【実施例】
【0083】
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例の条件は、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。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。
なお、以下の表において、「－」の記載は、意図的な添加を行っていない元素に関する項目であり、測定を実施していないことを示し、不可避不純物レベルでの含有を除外するものではない。
また、素材において意図的に添加した元素であっても、製造過程の純化により検出限界以下の含有量となったものは、「＜」を用いた数値で示す。
なお、以下の表において、「－」の記載は、意図的な添加を行っていない元素に関する項目であり、測定を実施していないことを示し、不可避不純物レベルでの含有を除外するものではない。
また、素材において意図的に添加した元素であっても、製造過程の純化により検出限界以下の含有量となったものは、「＜」を用いた数値で示す。
【0084】
（実施例１）
真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ：０．０９％、Ｓｉ：３．１％、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．０１％、Ｓ：０．０３％、Ｍｎ：０．０８％、Ｃｕ，Ｓｎ、Ｓｂ：０．２～０．３％、Ｂｉ，Ｐｂ添加量および、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇの添加量を種々変えて含有するスラブを作製した。この化学組成は表１に示す。このスラブに、加熱条件を１３５０℃、１時間とした熱間圧延を施し、板厚２．０ｍｍの熱延板に仕上げた。
真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ：０．０９％、Ｓｉ：３．１％、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．０１％、Ｓ：０．０３％、Ｍｎ：０．０８％、Ｃｕ，Ｓｎ、Ｓｂ：０．２～０．３％、Ｂｉ，Ｐｂ添加量および、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇの添加量を種々変えて含有するスラブを作製した。この化学組成は表１に示す。このスラブに、加熱条件を１３５０℃、１時間とした熱間圧延を施し、板厚２．０ｍｍの熱延板に仕上げた。
【0085】
上記熱延板に、１０８０℃、１２０秒の焼鈍を施し、次いで、酸洗の後、冷間圧延で板厚０．２３ｍｍの冷延板に仕上げた。この冷延板に、水素を含む湿潤雰囲気中にて、昇温速度３００℃／ｓで８４０℃、１１０秒の脱炭焼鈍を施し、その後、表２に記載の焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布し、次いで、１２００℃、２０時間の仕上焼鈍を施した。
【0086】
仕上焼鈍後の鋼板を水洗した後、磁気測定用の単板サイズに剪断し、リン酸アルミニウムとコロイダルシリカを主成分とする被膜液を塗布して焼き付け、絶縁被膜付き方向性電磁鋼板を作製した。
【0087】
作製した方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８を測定した。Ｂ８は、磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度であり、Ｗ６０ｍｍ×Ｌ３００ｍｍの単板で評価した。溶解成分毎に、測定用の単板を５枚用意し、Ｂ８を測定した。５枚のＢ８測定値のうち、最高値をＢ８ｍａｘとし、最低値をＢ８ｍｉｎとし、その差をΔＢ８として、磁気特性の変動幅を示す指標とした。
【0088】
また熱延性は、熱延板のエッジ部を目視で観察し、クラックの発生頻度により以下の３段階で評価した。
良好・・・・熱延板のエッジ（板幅端部）を圧延方向に１０００ｍｍにわたり目視観察し、板幅方向の長さが２０ｍｍ以上のクラックの個数が１個以下であること
可・・・・・熱延板のエッジ（板幅端部）を圧延方向に１０００ｍｍにわたり目視観察し、板幅方向の長さが２０ｍｍ以上のクラックの個数が２個以上であること
割れ・・・・熱間圧延中に破断すること
なお、ここでのクラックは鋼板エッジに発生するもののうち、板厚を貫通したものである。また、クラックの板幅方向の長さは板厚を貫通した部位の幅方向の長さである。
良好・・・・熱延板のエッジ（板幅端部）を圧延方向に１０００ｍｍにわたり目視観察し、板幅方向の長さが２０ｍｍ以上のクラックの個数が１個以下であること
可・・・・・熱延板のエッジ（板幅端部）を圧延方向に１０００ｍｍにわたり目視観察し、板幅方向の長さが２０ｍｍ以上のクラックの個数が２個以上であること
割れ・・・・熱間圧延中に破断すること
なお、ここでのクラックは鋼板エッジに発生するもののうち、板厚を貫通したものである。また、クラックの板幅方向の長さは板厚を貫通した部位の幅方向の長さである。
【0089】
表３に、測定結果を示す。スラブ中で所定のＢｉおよびＰｂの一種以上を含むとき、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇ量の増加に伴い、磁気特性の変動幅を示す指標ΔＢ８は小さくなる。特に、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，ＺｎおよびＧａからなる群とＡｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇからなる群からそれぞれ１種類以上を組み合わせて、合計０．００１％以上添加した試料符号７～１３、１５,１６,１９,２０は、ΔＢ８＜０．０４Ｔであり、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇ添加の効果が大きいことを示している。また、スラブ中でＴｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇ量が０．５００％を超える試料符号１７および、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇを１種類しか添加しない試料符号２４，２５,２７～３０,３２～４１の場合、熱延性が劣位となった。
【0090】
表４に各試料の一次被膜の分析結果を示す。スラブにＸ群元素を２種以上含み、合計で０．００１～０．５００％含有する場合、被膜中のＴｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇ量が範囲内であった。
【0091】
【表1】
【0092】
【表2】
【0093】
ここで、酸化マグネシウム粉末中の不純物元素としてのＹ群元素の存在量の割合ＲＹ、焼鈍分離剤中の添加剤中の存在量の割合Ｒ’Ｙとその比は次のようにして求める。
酸化マグネシウム粉末中に不純物として含まれるＹ群元素の濃度（％濃度）をＷＹ、Ｙ群元素以外の不純物元素の濃度（％濃度）をＷＸとすると、該酸化マグネシウム粉末単位重量あたりのＭｇの存在量ＸＭｇ（ｍｏｌ／ｇ）および該酸化マグネシウム粉末単位重量当たりのＹの存在量ＸＹ（ｍｏｌ／ｇ）は
ＸＭｇ＝（１００－ＷＹ－ＷＸ）／１００／ＭｇＯ分子量
＝（１００－ＷＹ－ＷＸ）／１００／（Ｍｇの原子量＋Ｏの原子量）
ＸＹ＝ＷＹ／１００／（Ｙ群元素の原子量）
であり、
該酸化マグネシウム粉末中のＭｇの存在量に対するＹ群元素の存在量の割合ＲＹ（％）は、
ＲＹ＝（ＸＹ／ＸＭｇ）・１００
である。
ただし、酸化マグネシウム粉末に２種類以上のＹ群元素が不純物として含まれる場合、上記と同様の手順で、Ｙ群元素すべてにつきＸＹを求め、合計した値ΣＸＹを用いて、
ＲＹ＝（ΣＸＹ／ＸＭｇ）・１００
とする。
また、該酸化マグネシウム粉末を主成分として調製される焼鈍分離剤に添加されるＹ群元素化合物分子におけるＹ群元素の化学量論係数をＺ、該Ｙ群元素化合物の酸化マグネシウム粉末に対する添加割合（％）をＡＹとすると、単位重量の酸化マグネシウム粉末と、単位重量の酸化マグネシウム粉末に対して添加された添加剤とからなる焼鈍分離剤中の添加剤に含まれるＹ群元素の存在量Ｘ‘Ｙは、
Ｘ‘Ｙ＝（ＡＹ／１００）・Ｚ／（Ｙ群元素化合物の分子量）
であり、
該焼鈍分離剤中の酸化マグネシウム中のＭｇの存在量に対する、添加剤中のＹ群元素の含有量の比Ｒ‘Ｙは、
Ｒ‘Ｙ＝（Ｘ’Ｙ／ＸＭｇ）・１００
である。
ただし、添加剤に含まれるＹ群元素が２種類以上である場合もしくは添加剤種が２種類以上である場合、上記と同様の手順で、すべての添加剤に含まれるＹ群元素すべてにつきＸ‘Ｙを求め、合計した値ΣＸ‘Ｙを用いて、
Ｒ‘Ｙ＝（ΣＸ’Ｙ／ＸＭｇ）・１００
である。
また、該焼鈍分離剤中のＹ群元素の合計存在量に対する、前記酸化マグネシウム粉末中のＹ群元素の合計存在量の比は、
ＸＹ／（Ｘ‘Ｙ＋ＸＹ）
＝｛（ＸＹ／ＸＭｇ）・１００｝/｛（Ｘ’Ｙ／ＸＭｇ）・１００＋（ＸＹ／ＸＭｇ）・１００｝＝ＲＹ／（Ｒ‘Ｙ＋ＲＹ）
で表される。
酸化マグネシウム粉末中に不純物として含まれるＹ群元素の濃度（％濃度）をＷＹ、Ｙ群元素以外の不純物元素の濃度（％濃度）をＷＸとすると、該酸化マグネシウム粉末単位重量あたりのＭｇの存在量ＸＭｇ（ｍｏｌ／ｇ）および該酸化マグネシウム粉末単位重量当たりのＹの存在量ＸＹ（ｍｏｌ／ｇ）は
ＸＭｇ＝（１００－ＷＹ－ＷＸ）／１００／ＭｇＯ分子量
＝（１００－ＷＹ－ＷＸ）／１００／（Ｍｇの原子量＋Ｏの原子量）
ＸＹ＝ＷＹ／１００／（Ｙ群元素の原子量）
であり、
該酸化マグネシウム粉末中のＭｇの存在量に対するＹ群元素の存在量の割合ＲＹ（％）は、
ＲＹ＝（ＸＹ／ＸＭｇ）・１００
である。
ただし、酸化マグネシウム粉末に２種類以上のＹ群元素が不純物として含まれる場合、上記と同様の手順で、Ｙ群元素すべてにつきＸＹを求め、合計した値ΣＸＹを用いて、
ＲＹ＝（ΣＸＹ／ＸＭｇ）・１００
とする。
また、該酸化マグネシウム粉末を主成分として調製される焼鈍分離剤に添加されるＹ群元素化合物分子におけるＹ群元素の化学量論係数をＺ、該Ｙ群元素化合物の酸化マグネシウム粉末に対する添加割合（％）をＡＹとすると、単位重量の酸化マグネシウム粉末と、単位重量の酸化マグネシウム粉末に対して添加された添加剤とからなる焼鈍分離剤中の添加剤に含まれるＹ群元素の存在量Ｘ‘Ｙは、
Ｘ‘Ｙ＝（ＡＹ／１００）・Ｚ／（Ｙ群元素化合物の分子量）
であり、
該焼鈍分離剤中の酸化マグネシウム中のＭｇの存在量に対する、添加剤中のＹ群元素の含有量の比Ｒ‘Ｙは、
Ｒ‘Ｙ＝（Ｘ’Ｙ／ＸＭｇ）・１００
である。
ただし、添加剤に含まれるＹ群元素が２種類以上である場合もしくは添加剤種が２種類以上である場合、上記と同様の手順で、すべての添加剤に含まれるＹ群元素すべてにつきＸ‘Ｙを求め、合計した値ΣＸ‘Ｙを用いて、
Ｒ‘Ｙ＝（ΣＸ’Ｙ／ＸＭｇ）・１００
である。
また、該焼鈍分離剤中のＹ群元素の合計存在量に対する、前記酸化マグネシウム粉末中のＹ群元素の合計存在量の比は、
ＸＹ／（Ｘ‘Ｙ＋ＸＹ）
＝｛（ＸＹ／ＸＭｇ）・１００｝/｛（Ｘ’Ｙ／ＸＭｇ）・１００＋（ＸＹ／ＸＭｇ）・１００｝＝ＲＹ／（Ｒ‘Ｙ＋ＲＹ）
で表される。
【表3】
【表4】
【0094】
（実施例２）
真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ：０．０９％、Ｓｉ：３．１％、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．０１％、Ｓ＋０．４Ｓｅ：０．０３％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓｎ：０．１または０．３％、Ｂｉ，Ｐｂ添加量および、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇの添加量を種々変えて含有するスラブを作製した。この化学組成は表５に示す。このスラブに、加熱条件を１３５０℃、１時間とした熱間圧延を施し、板厚２．０ｍｍの熱延板に仕上げた。
真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ：０．０９％、Ｓｉ：３．１％、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．０１％、Ｓ＋０．４Ｓｅ：０．０３％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓｎ：０．１または０．３％、Ｂｉ，Ｐｂ添加量および、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇの添加量を種々変えて含有するスラブを作製した。この化学組成は表５に示す。このスラブに、加熱条件を１３５０℃、１時間とした熱間圧延を施し、板厚２．０ｍｍの熱延板に仕上げた。
【0095】
上記熱延板に、１０８０℃、１２０秒の焼鈍を施し、次いで、酸洗の後、冷間圧延で板厚０．２３ｍｍの冷延板に仕上げた。この冷延板に、水素を含む湿潤雰囲気中にて、昇温速度３００℃／ｓで８４０℃、１１０秒の脱炭焼鈍を施し、その後、表６に示す酸化マグネシウム粉末を主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布し、次いで、１２００℃、２０時間の仕上焼鈍を施した。
【0096】
仕上焼鈍後の鋼板を水洗した後、磁気測定用の単板サイズに剪断し、リン酸アルミニウムとコロイダルシリカを主成分とする被膜液を塗布して焼き付け、絶縁被膜付き方向性電磁鋼板を作製した。
【0097】
作製した方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８を測定した。Ｂ８は、磁化力８００Ａ／ｍにおける磁束密度であり、Ｗ６０ｍｍ×Ｌ３００ｍｍの単板で評価した。溶解成分毎に、測定用の単板を５枚用意し、Ｂ８を測定した。５枚のＢ８測定値のうち、最高値をＢ８ｍａｘとし、最低値をＢ８ｍｉｎとし、その差をΔＢ８として、磁気特性の変動幅を示す指標とした。
【0098】
また熱延性は、熱延板のエッジ部を目視で観察し、クラックの発生頻度により以下の３段階で評価した。
良好・・・・熱延板のエッジ（板幅端部）を圧延方向に１０００ｍｍにわたり目視観察し、板幅方向の長さが２０ｍｍ以上のクラックの個数が１個以下であること
可・・・・・熱延板のエッジ（板幅端部）を圧延方向に１０００ｍｍにわたり目視観察し、板幅方向の長さが２０ｍｍ以上のクラックの個数が２個以上であること
割れ・・・・熱間圧延中に破断すること
なお、ここでのクラックは鋼板エッジに発生するもののうち、板厚を貫通したものである。また、クラックの板幅方向の長さは板厚を貫通した部位の幅方向の長さである。
良好・・・・熱延板のエッジ（板幅端部）を圧延方向に１０００ｍｍにわたり目視観察し、板幅方向の長さが２０ｍｍ以上のクラックの個数が１個以下であること
可・・・・・熱延板のエッジ（板幅端部）を圧延方向に１０００ｍｍにわたり目視観察し、板幅方向の長さが２０ｍｍ以上のクラックの個数が２個以上であること
割れ・・・・熱間圧延中に破断すること
なお、ここでのクラックは鋼板エッジに発生するもののうち、板厚を貫通したものである。また、クラックの板幅方向の長さは板厚を貫通した部位の幅方向の長さである。
【0099】
表７に、測定結果を示す。Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，ＺｎおよびＧａからなる群とＡｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇからなる群からそれぞれ１種類以上を組み合わせて、合計０．００１％以上添加した試料符号９～１４は、ΔＢ８＜０．０４Ｔであり、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇ添加の効果が大きいことを示している。Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇを１種類しか添加しない試料符号２５～３４の場合、熱延性が劣位となった。スラリー成分中の添加剤中のＹ群元素の存在量に対する、酸化マグネシウム粉末中不純物におけるＹ群元素の存在量の比が範囲外であったスラリー１５、１６を用いた試料符号７、８、１９および２０の場合、耐錆性が劣位となった。また、酸化マグネシウム粉末中不純物におけるＹ群元素の存在量が範囲外であったスラリー１１、１２を用いた試料符号１５および１６の場合、耐錆性が劣位となった。また、焼鈍分離剤の添加剤におけるＹ群元素の存在量が範囲外であったスラリー１３、１４を用いた試料符号１７および１８の場合、耐錆性が劣位となった。
【0100】
表８に各試料の一次被膜の分析結果を示す。スラブにＸ群元素を２種以上含み、合計で０．００１～０．５００％含有する場合、被膜中のＴｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇ量が範囲内であった。
【0101】
【表5】
【表6】
【0102】
【表7】
【表8】
【0103】
（実施例３）
真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ：０．０９％、Ｓｉ：３．５％、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．０１％、Ｓ＋０．４Ｓｅ：０．００９％、Ｍｎ：０．０８％、Ｂｉ：０．００３０％を含有し、さらに、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇから選ばれる２種類以上の元素を０．００１～０．０５％の範囲で種々変えて含有するスラブを作製した。この化学組成は表９に示す。このスラブに、加熱条件を１１５０℃、１時間とした熱間圧延を施し、板厚２．０ｍｍの熱延板に仕上げた。
真空溶解炉にて、質量％で、Ｃ：０．０９％、Ｓｉ：３．５％、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．０１％、Ｓ＋０．４Ｓｅ：０．００９％、Ｍｎ：０．０８％、Ｂｉ：０．００３０％を含有し、さらに、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇから選ばれる２種類以上の元素を０．００１～０．０５％の範囲で種々変えて含有するスラブを作製した。この化学組成は表９に示す。このスラブに、加熱条件を１１５０℃、１時間とした熱間圧延を施し、板厚２．０ｍｍの熱延板に仕上げた。
【0104】
上記熱延板に、１０５０℃、１２０秒の焼鈍を施し、次いで、酸洗の後、冷間圧延で板厚０．２３ｍｍの冷延板に仕上げた。この冷延板に、水素を含む湿潤雰囲気中にて、昇温速度１００℃／ｓで８５０℃、１２０秒の脱炭焼鈍を施し、その後、アンモニアを含有する雰囲気にて、７５０℃、６０秒の焼鈍を施し、鋼中の窒素量を増加させた。
【0105】
焼鈍後の冷延板に、不純物元素としてＣａを０．２％含有する酸化マグネシウム粉末を主成分とし、前記酸化マグネシウム粉末の重量に対して２．０％の硫酸カルシウム半水和物を添加剤として加え、さらに、前記酸化マグネシウム粉末の重量に対して５．０％のＴｉＯ２を添加剤として加えた混合粉末と純水とを混合、撹拌して調製した水スラリーを鋼板表裏面に塗布・乾燥させた。このとき、酸化マグネシウム粉末の不純物元素としてＣａが、該酸化マグネシウム粉末中のＭｇの存在量に対して０．２０％の存在比で含有されており、
また、前記焼鈍分離剤は酸化マグネシウム粉末以外の添加剤に含まれるＣａ元素の存在量が、焼鈍分離剤の中の酸化マグネシウム粉末に含まれるＭｇの存在量に対して０．５６％の存在比となるように含有されており，
またさらに、前記焼鈍分離剤中のＣａの総量に対する、前記焼鈍分離剤中の酸化マグネシウム粉末中の不純物元素としてのＣａの割合が、０．２６である。
その後、１２００℃、２０時間の仕上焼鈍を施した。仕上焼鈍後の鋼板を水洗した後、磁気測定用の単板サイズに剪断し、リン酸アルミニウムとコロイダルシリカを主成分とする被膜液を塗布して焼き付け、絶縁被膜付き方向性電磁鋼板を作製した。
また、前記焼鈍分離剤は酸化マグネシウム粉末以外の添加剤に含まれるＣａ元素の存在量が、焼鈍分離剤の中の酸化マグネシウム粉末に含まれるＭｇの存在量に対して０．５６％の存在比となるように含有されており，
またさらに、前記焼鈍分離剤中のＣａの総量に対する、前記焼鈍分離剤中の酸化マグネシウム粉末中の不純物元素としてのＣａの割合が、０．２６である。
その後、１２００℃、２０時間の仕上焼鈍を施した。仕上焼鈍後の鋼板を水洗した後、磁気測定用の単板サイズに剪断し、リン酸アルミニウムとコロイダルシリカを主成分とする被膜液を塗布して焼き付け、絶縁被膜付き方向性電磁鋼板を作製した。
【0106】
表１０に、測定結果を示す。Ｂ８ｍａｘ、Ｂ８ｍｉｎ、及び、ΔＢ８および熱延性の定義または評価は、実施例１と同様である。Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇ量の増加に伴い、概して磁気特性の変動幅を示す指標ΔＢ８は小さくなる。特に、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，ＺｎおよびＧａからなる群とＡｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇからなる群からそれぞれ１種類以上を組み合わせて、合計０．００１％以上添加した試料符号７～１１は、ΔＢ８≦０．０１７Ｔかつ、熱延性が良好であり、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇ添加の効果が大きいことを示している。
【0107】
表１１に各試料の一次被膜の分析結果を示す。スラブにＴｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇを０．００１～０．０５％の範囲で添加した試料符号１～１１は、Ｔｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇ添加の効果が顕著に発現していることを示し、被膜中のＴｅ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ，ＰｔおよびＨｇ量が範囲内であった。
【0108】
【表9】
【0109】
【表10】
【0110】
【表11】
【産業上の利用可能性】
【0111】
本発明によれば、良好な磁気特性と良好な被膜密着性を備える方向性電磁鋼板を、工業的な規模で、安定的に製造することができる。したがって、本発明は、電磁鋼板製造産業において利用可能性が大きいものである。