方向性电磁钢板的制作方法

本发明涉及适于发动机或发电机等回转机械的分裂型铁芯、或变压器·电抗器等静态机械的叠铁芯的方向性电磁钢板。特别是涉及具有与以往相同程度的L方向的高频磁特性、且优选提高了C方向的高频磁特性的方向性电磁钢板。

本申请基于2014年9月1日在日本申请的特愿2014-177136号而主张优先权，将其内容援引于此。

背景技术：

结晶方位在被称为高斯方位的{110}<001>方位高度集积的方向性电磁钢板由于在轧制方向具有优异的磁特性，所以作为变压器、发电机、发动机等的铁芯材料被广泛使用。但是，受到近年来的功率电子学的进展，在发动机·发电机等回转机械、或变压器·电抗器等静态机械中，作为其驱动频率，直至超过以往的商用周波域的高频域进行充分利用的情况变多。因此，对于方向性电磁钢板，进一步改善高频域中的铁损特性的需求提高。

此外，在作为混合动力汽车(HEV)或电动汽车(EV)使用采用分裂铁芯的驱动发动机的情况下，期望在该分裂铁芯中，在分裂铁芯的齿及后轭的两个方向，高频域中的铁损特性优异。因此，对于方向性电磁钢板，除了高频域中的轧制方向(L方向)的铁损特性以外，还进一步改善高频域中的与轧制方向成直角方向即板宽方向(C方向)的铁损特性的需求提高。即，在方向性电磁钢板中，要求除了L方向的高频铁损(L方向铁损)优异以外，而且要求作为L方向及C方向的平均的高频铁损(LC平均铁损)也优异。

其中，所谓分裂铁芯是构成配置在发动机的转子的外周的定子的部件。该分裂铁芯按照发动机旋转轴的径向与电磁钢板的轧制方向(L方向)大致平行、发动机旋转轴的周向与电磁钢板的轧制直角方向(C方向)大致平行的方式由电磁钢板冲裁而成。即，在分裂铁芯中，一般而言磁特性重要的齿变得与电磁钢板的轧制方向大致平行，后轭变得与轧制直角方向大致平行。另外，在后轭的磁特性变得重要的定子的情况下，有时也按照后轭与电磁钢板的轧制方向大致平行的方式对分裂铁芯进行冲裁。

此外，所谓“铁损”是指在电的能量与磁的能量相互转换时产生的能量损耗。该铁损的值越低越优选。方向性电磁钢板的铁损可以分为磁滞损耗、涡流损耗这两个损耗成分。特别是为了降低高频铁损，通过将钢进行高合金化而使钢的电阻增加、使涡流损耗下降是有效的。另外，通过将电磁钢板进行薄壁化也能够使涡流损耗下降，但在进行电磁钢板的薄壁化时，不能避免因冷轧、退火等的能效下降而引起的制造成本增高。

以往的方向性电磁钢板由于作为集合组织控制的结果被赋予磁各向异性，所以L方向的磁特性极为优异，但C方向的磁特性显著差。因此，将以往的方向性电磁钢板应用于要求L方向铁损与LC平均铁损兼顾的分裂铁芯并不合适。

此外，如上述那样，钢的高合金化对于高频铁损的降低是有效的。但是，若比以往多更多地添加作为电磁钢板的主要添加元素即Si，则使钢板脆化而难以进行冷轧。此外，Al与Si相比为难以使钢脆化的添加元素，但若添加大量Al到钢中，则控制在利用二次再结晶的结晶方位控制中发挥重要作用的抑制剂AlN的分散状态变得困难。

专利文献1中，提出了通过对含有Si：2.0～4.0％、Mn：0.5％以下、sol.Al：0.003～0.020％等的钢板坯进行热轧、热轧板退火、夹有中间退火的二次的冷轧、一次再结晶退火、及二次再结晶退火，来制造L方向及C方向的磁特性的平衡优异的电磁钢板的方法。

专利文献2中，提出了通过对含有Si：2.5～4.0％、Mn：2.0～4.0％、酸可溶性Al：0.003～0.030％等的钢板坯进行热轧、热轧原样或热轧板退火、冷轧、一次再结晶退火、及二次再结晶退火，来制造L方向及C方向的磁特性的平衡优异的电磁钢板的方法。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平11-350032号公报

专利文献2：日本特开平7-18334号公报

技术实现要素：

发明所要解决的问题

在通过专利文献1中公开的制造方法而制造的电磁钢板中，合金添加量少，无法充分地降低高频铁损。

此外，在专利文献2中，仅考虑了50～60Hz的商用频率域中的铁损，在专利文献2所述的电磁钢板中，无法充分地降低高频铁损。此外，在专利文献2中公开的制造方法中，二次再结晶容易变得不稳定，因此，电磁钢板的稳定的制造困难。

本发明是鉴于上述问题而进行的。本发明的目的是提供L方向的高频磁特性和作为L方向及C方向的平均的高频磁特性这两者优异的方向性电磁钢板。

用于解决问题的方法

本发明人们发现，通过根据Si含量而使钢中大量地含有与Al同样难以使钢脆化的Mn，控制钢中的Sn及Sb的合计含量，且严密地控制制造条件，可以得到具有与以往相同程度的L方向的高频磁特性、且优选提高了C方向的高频磁特性的电磁钢板。

另外，在本发明的一方式所述的方向性电磁钢板中，板厚变成0.1～0.40mm，轧制方向的磁通密度B8变成1.60～1.77T。当轧制方向的磁通密度B8变成1.60～1.77T时，L方向铁损与LC平均铁损被均衡地控制。本发明人们发现，在轧制方向的磁通密度B8低于1.60T时，L方向铁损不充分，另一方面，在轧制方向的磁通密度B8超过1.77T时，虽然L方向铁损优异，但C方向铁损恶化而使LC平均铁损大幅地恶化。

本发明的主旨如下所述。

(1)本发明的一方式所述的方向性电磁钢板具备钢层和配置于上述钢层上的绝缘被膜，上述钢层以质量％计含有C：0.0003～0.005％、Si：2.9～4.0％、Mn：2.0～4.0％、sol.Al：0.003～0.018％、S：0.005％以下、Sn：0～0.20％、Sb：0～0.20％作为化学成分，剩余部分包含Fe及杂质，上述钢层的上述化学成分中的硅含量和锰含量以质量％计满足1.2％≤Si-0.5×Mn≤2.0％，上述钢层的上述化学成分中的锡含量和锑含量以质量％计满足0.005％≤Sn+Sb≤0.20％，上述绝缘被膜与上述钢层直接相接地配置。

(2)在上述(1)所述的方向性电磁钢板中，上述钢层也可以以质量％计含有Sn：0.004～0.20％、Sb：0.001～0.20％作为化学成分。

(3)上述(1)或(2)所述的方向性电磁钢板的制造方法具有铸造工序、热轧工序、冷轧工序、一次再结晶退火工序、退火分离剂涂布工序、二次再结晶退火工序和绝缘被膜形成工序，在上述铸造工序中，铸造下述钢，所述钢以质量％计含有C：0.0003～0.005％、Si：2.9～4.0％、Mn：2.0～4.0％、sol.Al：0.003～0.018％、N：0.001～0.01％、S：0.005％以下、Sn：0～0.20％、Sb：0～0.20％作为化学成分，剩余部分包含Fe及杂质，上述化学成分中的硅含量和锰含量以质量％计满足1.2％≤Si-0.5×Mn≤2.0％，上述化学成分中的锡含量和锑含量以质量％计满足0.005％≤Sn+Sb≤0.20％；在上述一次再结晶退火工序中，对上述钢，在将升温过程中的升温速度平均设定为100℃/秒～5000℃/秒、将上述升温过程中的气氛设定为H₂：10～100vol％且H₂+N₂＝100vol％、将均热温度设定为800～1000℃、将均热时间设定为5秒～10分钟、将均热过程中的气氛设定为H₂：10～100vol％且H₂+N₂＝100vol％且露点-10℃以下的条件下进行一次再结晶退火；在上述退火分离剂涂布工序中，对上述钢，仅涂布含有氧化铝作为主要成分的退火分离剂；在上述二次再结晶退火工序中，对上述钢，在将升温过程中的气氛设定为N₂：0～80vol％且H₂+N₂＝100vol％、将上述升温过程中的500℃以上的温度域设定为露点0℃以下、将均热温度设定为850～1000℃、将均热时间设定为4～100小时、将均热过程中的气氛设定为N₂：0～80vol％且H₂+N₂＝100vol％且露点0℃以下的条件下进行二次再结晶退火。

(4)在上述(3)所述的方向性电磁钢板的制造方法中，在上述铸造工序中，上述钢也可以以质量％计含有Sn：0.004～0.20％、Sb：0.001～0.20％作为化学成分。

(5)在上述(3)或(4)所述的方向性电磁钢板的制造方法中，在上述二次再结晶退火工序中，也可以在上述升温过程中在使上述升温速度恒定的状态下使上述钢升温至上述均热温度。

发明效果

根据本发明的上述方式，能够提供L方向的高频磁特性和作为L方向及C方向的平均的高频磁特性这两者优异的方向性电磁钢板。

附图说明

图1是本发明的一个实施方式所述的方向性电磁钢板的截面示意图。

图2是表示以往的方向性电磁钢板的截面示意图。

具体实施方式

以下，对本发明的优选实施方式进行详细说明。但是，本发明并不仅限制于本实施方式中公开的构成，在不脱离本发明的主旨的范围内可以进行各种变更。此外，在下述的数值限定范围内，下限值及上限值包含于该范围内。表示为“超过”或“低于”的数值，该值不包含在数值范围内。

以下对本实施方式所述的方向性电磁钢板进行详细说明。

本发明人们通过彻底重新研究钢的化学组成、及制造条件，成功得到L方向及C方向的高频铁损的平衡优异的方向性电磁钢板。

本实施方式所述的方向性电磁钢板具备钢层(基底铁)和配置于该钢层上的绝缘被膜，上述钢层以质量％计含有C：0.0003～0.005％、Si：2.9～4.0％、Mn：2.0～4.0％、sol.Al：0.003～0.018％、S：0.005％以下、Sn：0～0.20％、Sb：0～0.20％作为化学成分，剩余部分包含Fe及杂质，上述钢层的上述化学成分中的硅含量和锰含量以质量％计满足1.2％≤Si-0.5×Mn≤2.0％，上述钢层的上述化学成分中的锡含量和锑含量以质量％计满足0.005％≤Sn+Sb≤0.20％，上述绝缘被膜与上述钢层直接相接地配置。此外，优选上述方向性电磁钢板的板厚为0.1～0.40mm，上述方向性电磁钢板的轧制方向的磁通密度B8为1.60～1.77T。

图1中表示由板厚方向与切断方向变得平行的截面看时的本实施方式所述的方向性电磁钢板。本实施方式所述的方向性电磁钢板中，绝缘被膜2与上述钢层(基底铁)1直接相接地配置。图2中表示由板厚方向与切断方向变得平行的截面看时的以往的方向性电磁钢板。在以往的方向性电磁钢板中，在钢层(基底铁)1上配置玻璃被膜(镁橄榄石被膜)3，在玻璃被膜(镁橄榄石被膜)3上配置绝缘被膜2。

(1)关于钢层(基底铁)的化学组成

对本实施方式所述的方向性电磁钢板的钢层的化学组成进行详细说明。另外，以下只要没有特别说明，各元素的含量的“％”表示“质量％”。

本实施方式所述的方向性电磁钢板的钢层的化学成分中，C、Si、Mn、Al为基本元素。

[C：0.0003～0.005％]

C(碳)为钢中包含的基本元素，但是引起铁损劣化的元素。因此，C的含量越少越好。因此，在本实施方式所述的方向性电磁钢板中，将C的含量的上限设定为0.005％。若C的含量变得超过0.005％，则方向性电磁钢板的铁损劣化，无法得到良好的磁特性。C的含量的上限优选为0.004％，更优选为0.003％。另一方面，C的含量的下限没有特别限制，但设定为0.0003％。为了使C的含量降低至低于0.0003％，制钢工艺耗费成本，在操作上并不现实。

[Si：2.9～4.0％]

Si(硅)具有使钢的电阻上升而使涡流损耗降低、改善高频铁损的效果。为了有效地发挥该效果，将Si的含量的下限设定为2.9％。Si的含量的下限优选为3.0％。另一方面，将Si的含量的上限设定为4.0％。若Si的含量变得超过4.0％，则加工性显著劣化而冷轧变得困难。Si的含量的上限优选为3.8％。

[Mn：2.0～4.0％]

Mn(锰)具有不使钢的加工性劣化而使钢的电阻上升并降低涡流损耗、改善高频铁损的效果。为了有效地发挥其效果，将Mn的含量的下限设定为2.0％。Mn的含量低于2.0％时，高频铁损的降低效果不充分。Mn的含量的下限优选为2.2％，更优选为2.6％。另一方面，将Mn的含量的上限设定为4.0％。在Mn的含量变得超过4.0％的情况下，磁通密度大大下降。Mn的含量的上限优选为3.8％，更优选为3.4％。

[Si-0.5×Mn：1.2～2.0％]

进而，本实施方式中，彼此关联地规定Si及Mn的含量。为了产生稳定的二次再结晶，必须使热轧钢板的结晶组织均匀微细化。因此，本实施方式中，充分利用α(铁素体)-γ(奥氏体)相变。在以往的方向性电磁钢板中，在热轧钢板的阶段，含有作为奥氏体形成元素的C，但本实施方式所述的电磁钢板中，在热轧钢板的阶段，C为低含量。因此，本实施方式所述的电磁钢板中，α-γ相变主要受到作为铁素体形成元素的Si的含量与作为奥氏体形成元素的Mn的含量的平衡的影响。因此，必须彼此关联地规定Si及Mn的含量。

具体而言，将以(Si的含量)-0.5×(Mn的含量)表示的值的上限设定为2.0％。在该值变得超过2.0％时，不会产生充分的α-γ相变，热轧钢板的结晶组织没有均匀微细化，二次再结晶变得不稳定。“Si-0.5×Mn”的上限优选为1.8％，更优选为1.75％。另一方面，“Si-0.5×Mn”的下限没有特别限制，但设定为1.2％。为了产生稳定的二次再结晶，“Si-0.5×Mn”的下限优选为1.6％。在Si及Mn的含量满足上述条件时，能够优选得到L方向及C方向的高频铁损的平衡优异的方向性电磁钢板。

[sol.Al：0.003～0.018％]

sol.Al(酸可溶性铝)形成在利用二次再结晶的结晶方位控制中发挥重要作用的抑制剂。该抑制剂为作为析出物的氮化物、例如(Al、Si、Mn)复合氮化物。本实施方式中，将sol.Al的含量的下限设定为0.003％。在sol.Al的含量低于0.003％的情况下，无法得到充分的抑制剂效果。另一方面，将sol.Al的含量的上限设定为0.018％。在sol.Al的含量变得超过0.018％的情况下，氮化物的分散状态变得不恰当，不产生稳定的二次再结晶。sol.Al的含量的上限优选为0.016％。

本实施方式所述的方向性电磁钢板的钢层含有杂质作为化学成分。另外，所谓“杂质”是指在工业上制造钢时从作为原料的矿石、废铁、或制造环境等混入的物质。关于这些杂质中的S，为了充分地发挥本实施方式的效果，优选如以下那样限制。此外，由于杂质的含量优选少，所以没有必要限制下限值，杂质的下限值也可以为0％。

[S：0.005％以下]

S(硫)为杂质。S与钢中的Mn结合而形成MnS，使磁特性恶化。因此，S的含量限制为0.005％以下。S的含量的上限优选为0.004％，更优选为0.003％。

如上述那样，本实施方式所述的方向性电磁钢板的钢层含有基本元素和作为剩余部分的Fe及杂质。但是，本实施方式所述的方向性电磁钢板的钢层含有Sn或Sb中的至少1种来代替上述作为剩余部分的Fe的一部分。

[Sn：0～0.20％]、

[Sb：0～0.20％]、且

[Sn+Sb：0.005～0.20％]

Sn(锡)及Sb(锑)是稳定地产生二次再结晶、同时将二次再结晶粒径微细化而使高频铁损降低的元素。为了得到这些效果，将Sn的含量设定为0～0.20％，将Sb的含量设定为0～0.20％，且将Sn+Sb的合计含量设定为0.005～0.20％。由于在钢层中包含Sn或Sb中的一种时，剩下的一种不一定需要包含于钢层中，所以Sn及Sb的各含量的下限值也可以为0％。但是，将Sn+Sb的合计含量的下限设定为0.005％。Sn+Sb的合计含量的下限优选为0.01％。另一方面，将Sn+Sb的合计含量的上限设定为0.20％。在Sn+Sb的合计含量变得超过0.20％的情况下，上述效果饱和。Sn+Sb的合计含量的上限优选为0.15％，更优选为0.13％。

如上述那样，只要使钢层中包含Sn或Sb中的一种即可。但是，优选使钢层中同时包含Sn及Sb这两者。例如，优选Sn的含量的下限为0.004％，且Sb的含量的下限为0.001％。即，本实施方式所述的方向性电磁钢板的钢层优选同时含有Mn和Sn和Sb。在满足该条件时，作为L方向及C方向的平均的高频铁损优选地提高。

另外，本实施方式所述的方向性电磁钢板的特征在于，如上述那样，作为钢层的化学成分，同时提高Mn含量和Sn+Sb的合计含量。通过提高Mn含量，钢的电阻上升而涡流损耗降低，其结果是，能够提高作为L方向及C方向的平均的高频磁特性(铁损)。此外，通过提高Sn+Sb的合计含量，二次再结晶粒微细化而异常涡流损耗降低，其结果是，能够提高作为L方向及C方向的平均的高频磁特性(铁损)。

但是，在以往的方向性电磁钢板中，同时提高Mn含量和Sn+Sb的合计含量不一定容易。特别是在提高了Mn含量的基础上，同时含有Sn和Sb不一定容易。在以往的方向性电磁钢板中，在同时含有Mn和Sn和Sb时，产生绝缘被膜的密合性显著下降的问题。本发明人们认为，上述问题起因于在一次再结晶退火中及二次再结晶退火中产生的钢层的表面附近的过度的氧化。

在以往的方向性电磁钢板中，通常，钢板坯含有在退火温度及热轧温度下使奥氏体稳定化的量的C，以低于100℃/秒的升温速度实施一次再结晶退火中的升温，在湿润气氛(脱碳气氛)中实施一次再结晶退火，作为退火分离剂使用氧化镁系分离剂，然后实施二次再结晶退火。在一次再结晶退火中，由于气氛为湿润(脱碳气氛)，所以在钢板(钢层)中除了脱碳以外，氧化也被促进。此外，氧化镁退火分离剂由于涂布于钢板(钢层)上，所以若浆料化，则退火分离剂中的MgO变化成Mg(OH)₂，所以容易使钢板(钢层)氧化。然后，在二次再结晶退火中，氧化镁退火分离剂与钢板(钢层)表面的氧化层(二氧化硅)发生化学反应而形成玻璃被膜(镁橄榄石被膜)。

认为在对这样的以往的制造方法应用同时提高了Mn含量和Sn+Sb的合计含量的钢板(钢层)时，起因于钢的特异的化学成分，钢层的表面附近被过度氧化。认为其结果是，产生绝缘被膜的密合性显著下降的问题。本实施方式中，通过严密地控制钢层的化学成分和制造条件，同时提高Mn含量和Sn+Sb的合计含量变得可能。特别是能够在提高了Mn含量的基础上，同时含有Sn和Sb。制造条件的详细情况在后面叙述，但本实施方式中，将钢板坯中的C设定为低含量，在一次再结晶退火的升温过程中进行以往以上的急速加热，在干燥气氛(非脱碳气氛)中实施一次再结晶退火，作为退火分离剂使用氧化铝系分离剂，且在干燥气氛中实施二次再结晶退火。

在本实施方式所特有的制造条件下制造的方向性电磁钢板中，由于一次再结晶退火在干燥气氛(非脱碳气氛)中实施，作为退火分离剂使用氧化铝系分离剂，且二次再结晶退火在干燥气氛中实施，所以在钢层上不具有玻璃被膜(镁橄榄石被膜)。即，在本实施方式所述的方向性电磁钢板中，绝缘被膜与钢层直接相接地配置。

通过应用本实施方式所特有的制造条件，即使是在同时提高钢层的Mn含量和Sn+Sb的合计含量的情况下，特别是在提高了Mn含量的基础上同时含有Sn和Sb的情况下，由于钢层的表面附近的过度的氧化得到抑制，所以能够抑制绝缘被膜的密合性的下降。其结果是，能够比以往更优选地提高作为L方向及C方向的平均的高频磁特性(铁损)。

此外，在本实施方式所述的方向性电磁钢板中，即使是在提高了Mn含量的基础上提高Sn+Sb的合计含量的情况下，也能够优选抑制冲裁加工性的下降。

Sn、Sb为容易使钢脆化的元素。对于加工性本质上不足的Si钢(钢层)，虽然难以将钢脆化但在大量含有Mn的基础上提高Sn+Sb的合计含量时，有可能使钢的加工性显著下降。

详细情况不清楚，但认为在Si钢(钢层)含有高含量的Mn时，在钢层的表面附近，除了Si氧化物以外还容易形成Mn氧化物，在这样的Si氧化物或Mn氧化物的附近，Sn、Sb容易偏析，其结果是，冲裁加工性变得容易下降。因此，在以往的方向性电磁钢板中，同时提高Mn含量和Sn+Sb的合计含量不一定容易。特别是在提高了Mn含量的基础上，同时含有Sn和Sb不一定容易。

在本实施方式所特有的制造条件下，在一次再结晶退火中钢层的表面附近的Mn氧化被抑制，且在二次再结晶退火中不形成玻璃被膜。由于Mn氧化被抑制而不形成玻璃被膜，所以钢层的表面附近的氧化物少。特别是在除了本实施方式所特有的制造条件以外，而且钢同时含有Sn及Sb、且作为退火分离剂使用氧化铝系分离剂的情况下，氧化层更加变薄。于是，Sn、Sb的偏析也被抑制。其结果是，冲裁加工性的下降被优选地抑制。认为也许是由于通过钢层的表面附近的氧化层变薄，以表面附近作为起点的(以钢层与绝缘被膜的界面作为起点的)脆性破坏被抑制的缘故。

具体而言，在本实施方式所述的方向性电磁钢板的钢层(除去了绝缘被膜的钢层整体)中，优选O(氧)的含量以质量％计成为0.03％(300ppm)以下。此外，当将从与绝缘被膜的界面开始向着钢层侧深度为10μm为止的区域设定为钢层的表面区域时，在除该表面区域以外的钢层的本体区域中，O的含量以质量％计优选为低于0.01％(100ppm)。若钢层整体中的O含量为0.03％(300ppm)以下，则冲裁加工性的下降被优选地抑制。钢层整体中的O含量优选为0.02％(200ppm)以下，进一步优选为0.01％(100ppm)以下。另外，钢层整体中的O含量的下限没有特别限制，但也可以将其下限设定为0.001％(10ppm)。钢层的O含量只要使用例如不活泼气体熔化-非分散型红外线吸收法进行测定即可。

本实施方式所述的方向性电磁钢板的钢层中除了上述说明的元素以外，还可以含有选择元素。例如，代替上述作为剩余部分的Fe的一部分，也可以含有N、P、Ni、Cr、Cu、Mo中的至少1种作为选择元素。这些选择元素只要根据其目的而含有即可。因此，没有必要限制这些选择元素的下限值，下限值也可以为0％。此外，即使这些选择元素作为杂质含有，也不会损害上述效果。

[N：0～0.01％]

N(氮)形成作为抑制剂的氮化物。因此，在钢板坯中优选含有0.0010％以上。但是，若N大量地残留在作为最终制品的方向性电磁钢板的钢层中，则有可能对磁特性给予不良影响。因此，N的含量的上限优选为0.0100％，进一步优选为0.0050％。

[P：0～0.15％]

P(磷)具有提高钢的电阻而使涡流损耗降低的效果。因此，也可以将P的含量设定为0～0.15％。P的含量的下限优选为0.0001％。

[Ni：0～0.3％]

Ni(镍)具有提高钢的电阻而使涡流损耗降低、此外使磁通密度提高的效果。因此，也可以将Ni的含量设定为0～0.3％。Ni的含量的下限优选为0.0001％。

[Cr：0～0.3％]

Cr(铬)具有提高钢的电阻而使涡流损耗降低的效果。因此，也可以将Cr的含量设定为0～0.3％。Cr的含量的下限优选为0.0001％。

[Cu：0～0.3％]

Cu(铜)具有提高钢的电阻而使涡流损耗降低的效果。因此，也可以将Cu的含量设定为0～0.3％。Cu的含量的下限优选为0.0001％。

[Mo：0～0.3％]

Mo(钼)具有提高钢的电阻而使涡流损耗降低的效果。因此，也可以将Mo的含量设定为0～0.3％。Mo的含量的下限优选为0.0001％。

上述的钢层的化学成分只要通过钢的一般的分析方法进行测定即可。例如，钢层的化学成分只要使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry，电感耦合等离子体原子发射光谱法)进行测定即可。具体而言，可以从被膜除去后的钢层的中央的位置采集粒状的试验片，在基于预先制作的标准曲线的条件下进行化学分析来确定。另外，C及S只要使用燃烧-红外线吸收法，N使用不活泼气体熔化-热导率法，O使用不活泼气体熔化-非分散型红外线吸收法进行测定即可。

(2)关于方向性电磁钢板的板厚

接着，对本实施方式所述的方向性电磁钢板的优选的板厚进行说明。

在本实施方式所述的方向性电磁钢板中，只要将板厚的上限设定为0.40mm即可。在板厚变得超过0.40mm时，有可能涡流损耗增大，高频铁损劣化。另一方面，板厚的下限没有特别限制，但只要设定为0.1mm即可。在板厚低于0.1mm时，由于生产率下降，所以不优选。

(3)关于方向性电磁钢板的磁特性

接着，对本实施方式所述的方向性电磁钢板的优选的磁特性进行说明。

在本实施方式所述的方向性电磁钢板中，轧制方向(L方向)的磁通密度B8的下限优选为1.60T。在轧制方向的磁通密度B8变得低于1.60T的情况下，有可能L方向铁损、及LC平均铁损均发生恶化。轧制方向的磁通密度B8的下限优选为1.62T。另一方面，轧制方向的磁通密度B8的上限优选为1.77T。在轧制方向的磁通密度B8变得超过1.77T时，虽然L方向铁损优异，但有可能C方向的铁损恶化而使LC平均铁损大幅恶化。轧制方向的磁通密度B8的上限优选为1.76T。

此外，在本实施方式所述的方向性电磁钢板中，L方向的铁损W10/400优选为13.0W/kg以下。并且，作为L方向及C方向的平均的铁损W10/400优选为14.5W/kg以下。另外，铁损特性由于其值越低越优选，所以下限没有特别限制。而且，C方向的铁损W10/400优选与L方向的铁损W10/400相比为1.0～2.0倍。在满足上述条件时，作为L方向及C方向的平均的高频铁损优选地提高。

其中，磁通密度或铁损等磁特性例如只要通过JIS C 2550中规定的基于爱泼斯坦试验的方法、JIS C 2556中规定的单板磁特性试验法(Single Sheet Tester：SST)等公知的方法进行测定即可。另外，磁通密度B8是指800A/m的磁场中的磁通密度，铁损W10/400是指在最大磁通密度为1.0T且频率为400Hz的条件下产生的铁损。

接着，对本实施方式所述的方向性电磁钢板的制造方法进行详细说明。

本实施方式所述的方向性电磁钢板的制造方法具有铸造工序、热轧工序、冷轧工序、一次再结晶退火工序、退火分离剂涂布工序、二次再结晶退火工序和绝缘被膜形成工序。此外，根据需要，还可以在热轧工序后且冷轧工序前具有热轧板退火工序。另外，在冷轧工序中，只要进行1次或夹有中间退火的2次以上的冷轧即可。

[铸造工序]

在铸造工序中，铸造下述铸片(板坯)，所述铸片(板坯)以质量％计含有C：0.0003～0.005％、Si：2.9～4.0％、Mn：2.0～4.0％、sol.Al：0.003～0.018％、N：0.001～0.01％、S：0.005％以下、Sn：0～0.20％、Sb：0～0.20％作为化学成分，剩余部分包含Fe及杂质，上述化学成分中的硅含量和锰含量以质量％计满足1.2％≤Si-0.5×Mn≤2.0％，上述化学成分中的锡含量和锑含量以质量％计满足0.005％≤Sn+Sb≤0.20％。例如，只要通过通常的连续铸造法、钢锭法、薄板坯铸造法等铸造方法来铸造板坯即可。另外，在连续铸造的情况下，可以将钢一度冷却至低温(例如室温)，再加热后，将该钢进行热轧，也可以将刚铸造后的钢(铸造板坯)连续地进行热轧。

在上述的铸片(板坯)中，只要含有Sn或Sb中的一种即可。但是，优选在该板坯中同时含有Sn及Sb这两者。例如，优选Sn的含量的下限为0.004％，且Sb的含量的下限为0.001％。即，在本实施方式所述的方向性电磁钢板的制造方法中，优选在铸造工序中板坯同时含有Mn和Sn和Sb。

[热轧工序]

在热轧工序中，将铸造工序后的板坯加热至1050～1400℃后，对该板坯实施热轧，在700～950℃的范围内结束热轧。在热轧工序中，只要按照得到具有1.8～3.5mm的厚度的热轧钢板的方式实施热轧即可。

[热轧板退火工序]

在热轧工序后，根据需要进行热轧板退火。在热轧板退火工序中，只要对热轧工序后的热轧钢板，在连续退火时以750～1200℃实施10秒到10分钟的均热、在箱式退火时以650～950℃实施30分钟～24小时的均热即可。

[冷轧工序]

在冷轧工序中，对热轧工序后的热轧钢板、或热轧板退火工序后的热轧退火板实施冷轧。在冷轧工序中，只要按照得到具有0.1～0.4mm的厚度的冷延钢板的方式实施冷轧即可。在进行夹有中间退火的2次以上的冷轧时，只要在中间退火前的冷轧中将压下率设定为40～70％、在中间退火后在最终的冷轧中将压下率设定为40～90％即可。中间退火只要在与上述的热轧板退火同样的均热条件下进行退火即可。

[一次再结晶退火工序]

在一次再结晶退火工序中，对冷轧工序的冷延钢板实施一次再结晶退火。在该一次再结晶退火工序中，在升温过程中进行急速加热。通过急速地进行一次再结晶退火的升温过程，能够缩短加热时间，其结果是，能够抑制升温过程中的表面氧化。进而，在干燥气氛(非脱碳气氛)中实施均热。具体而言，关于升温过程，将升温过程中的升温速度平均设定为100℃/秒～5000℃/秒，将升温过程中的气氛设定为H₂：10～100vol％且H₂+N₂＝100vol％，更优选将升温过程的气氛的露点设定为0℃以下。关于均热过程，只要将均热温度设定为800～1000℃、将均热时间设定为5秒～10分钟、将均热过程中的气氛设定为H₂：10～100vol％且H₂+N₂＝100vol％且露点-10℃以下即可。另外，升温过程中的升温速度优选为100℃/秒～2000℃/秒。

升温过程中的气氛优选H₂为低于50vol％，进一步优选H₂为低于25vol％。均热过程中的气氛也优选H₂为低于50vol％，进一步优选H₂为低于25vol％。在满足上述条件时，作为L方向及C方向的平均的高频铁损优选提高。

[退火分离剂涂布工序]

在退火分离剂涂布工序中，对一次再结晶退火工序后的一次再结晶退火板仅涂布含有氧化铝(Al₂O₃)作为主要成分的退火分离剂。不使用含有在涂布时发生氢氧化而带入的氧变多的氧化镁(MgO)作为主要成分的退火分离剂。通过使用氧化铝系分离剂，能够抑制二次再结晶退火中的钢层的表面附近的过度的氧化。

[二次再结晶退火工序]

在二次再结晶退火工序中，对退火分离剂涂布工序后的分离剂涂布钢板实施二次再结晶退火。在该二次再结晶退火工序中，在升温过程中进行气氛控制，在干燥气氛中实施均热。具体而言，只要将升温过程中的气氛设定为N₂：0～80vol％且H₂+N₂＝100vol％、将升温过程中的500℃以上的温度域设定为露点0℃以下、将均热温度设定为850～1000℃、将均热时间设定为4～100小时、将均热过程中的气氛设定为N₂：0～80vol％且H₂+N₂＝100vol％且露点0℃以下即可。另外，均热过程中的气氛优选为N₂：0～50vol％。

在升温过程中，只要在使升温速度大致恒定的状态下(不进行2阶段均热)，将钢板升温至850～1000℃即上述的均热温度范围内即可。该升温速度优选在800℃以上时平均为10～50℃/小时。升温过程中的气氛优选N₂为低于30vol％，进一步优选N₂为低于20vol％。此外，均热过程中的气氛优选为100％H₂。在满足上述条件时，作为L方向及C方向的平均的高频铁损优选地提高。

[绝缘被膜形成工序]

在绝缘被膜形成工序中，相对于二次再结晶退火工序后的二次再结晶退火板，形成绝缘被膜。例如，只要将丙烯酸等树脂与磷酸盐等无机物混合而得到的混合物、或含有胶态二氧化硅及磷酸盐的绝缘涂布液涂布于钢板的表面，在含有有机成分的情况下在250～400℃的温度范围内实施热处理、在仅无机成分时在840～920℃的温度范围内实施热处理即可。

如上述那样制造的方向性电磁钢板具备钢层(基底铁)和配置于该钢层上的绝缘被膜，上述钢层以质量％计含有C：0.0003～0.005％、Si：2.9～4.0％、Mn：2.0～4.0％、sol.Al：0.003～0.018％、S：0.005％以下、Sn：0～0.20％、Sb：0～0.20％作为化学成分，剩余部分包含Fe及杂质，上述钢层的上述化学成分中的硅含量和锰含量以质量％计满足1.2％≤Si-0.5×Mn≤2.0％，上述钢层的上述化学成分中的锡含量和锑含量以质量％计满足0.005％≤Sn+Sb≤0.20％，上述绝缘被膜与上述钢层直接相接地配置。

在通过严密且综合地控制上述的各制造条件而制造的方向性电磁钢板中，即使是同时提高钢层的Mn含量和Sn+Sb的合计含量的情况下，特别是在提高了Mn含量的基础上同时含有Sn和Sb的情况下，由于钢层的表面附近的过度的氧化被抑制，所以能够抑制绝缘被膜的密合性的下降，且能够提高作为L方向及C方向的平均的高频磁特性(铁损)。

[实施例1]

接着，通过实施例对本发明的一个方式的效果更具体地进行详细说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例，本发明并不限制于该一个条件例。只要不脱离本发明的主旨且达成本发明的目的，本发明可以采用各种条件。

(实施例1)

将以下的表1中所示的组成且剩余部分包含Fe及杂质的钢板坯加热至1250℃后，利用热轧精轧成2.6mm厚度。接着，在冷轧中制成1.2mm厚度，将中间退火以900℃进行30秒后，精轧成最终板厚0.30mm，以920℃进行15秒的一次再结晶退火，进而涂布退火分离剂，在最高温度为940℃的二次再结晶退火之后，进行绝缘被膜涂布。

另外，在一次再结晶退火中，将升温过程中的升温速度设定为400℃/秒，将升温过程中的气氛设定为20％H₂+80％N₂，将均热过程中的气氛设定为20％H₂+80％N₂且露点-20℃。退火分离剂使用氧化铝系分离剂。在二次再结晶退火工序中，将800℃以上的升温过程中的升温速度设定为20℃/小时，在使升温速度大致恒定的状态下升温至940℃，将升温过程中的气氛设定为85％H₂+15％N₂，将升温过程中的500℃以上的温度域中设定为露点-10℃，将均热时间设定为10小时，将均热过程中的气氛设定为100％H₂且露点-30℃。另外，任一钢板的绝缘被膜均与钢层直接相接地配置，具有充分的密合性。

表1

※下划线所示的数值表示为本发明的范围外。

之后，冲裁成55mm见方，以750℃实施2小时的消除应力退火，通过单板磁测定(SST)评价L方向及C方向的磁特性(磁通密度B8及铁损W10/400)。并且，将L方向的磁通密度B8为1.60～1.77T的钢板判断为合格，将L方向的铁损W10/400为13.0W/kg以下的钢板判断为合格，将作为L方向及C方向的平均的铁损W10/400为14.5W/kg以下的钢板判断为合格。另外，为了与以往的方向性电磁钢板比较，JIS标准30P105级的市售材料的磁特性也一并进行了评价。将所得到的结果示于以下的表2中。

如表2中所示的那样，在作为sol.Al含有材料的本发明例的钢种B、D、E、F(No.2、4、5、6)中，在试样整面中产生2次再结晶，L方向铁损及LC平均铁损的W10/400优异。另一方面，在sol.Al低于下限的钢种A(No.1)及超过上限的钢种C和G(No.3、7)中，没有产生充分的2次再结晶，磁通密度B8差，L方向及LC平均的高频铁损W10/400差。

接着，若将作为本发明例的钢种B、D、E、F(No.2、4、5、6)的铁损W10/400与JIS标准的30P105级市售材料(No.8)的铁损W10/400比较，则L方向为大致同等的高频铁损，但LC平均的高频铁损大幅优异。

(实施例2)

将以下的表3中所示的组成且剩余部分包含Fe及杂质的钢板坯加热至1200℃后，利用热轧精轧至2.1mm厚度。接着，以900℃进行30秒的热轧板退火后，在冷轧中精轧至0.35mm厚度，以920℃进行15秒的一次再结晶退火，进而涂布退火分离剂，在最高温度为940℃的二次再结晶退火之后，进行绝缘被膜涂布。此外，为了评价制品板厚的效果，还制作了在冷轧中精轧成0.50mm厚度的钢板，但除精轧板厚以外的制造条件相同。

另外，在一次再结晶退火中，将升温过程中的升温速度设定为200℃/秒，将升温过程中的气氛设定为25％H₂+75％N₂，将均热过程中的气氛设定为25％H₂+75％N₂且露点-20℃。退火分离剂使用氧化铝系分离剂。在二次再结晶退火工序中，将800℃以上的升温过程中的升温速度设定为15℃/小时，在使升温速度大致恒定的状态下升温至940℃，将升温过程中的气氛设定为90％H₂+10％N₂，将升温过程中的500℃以上的温度域中设定为露点-30℃，将均热时间设定为10小时，将均热过程中的气氛设定为100％H₂且露点-40℃。另外，任一钢板的绝缘被膜均与钢层直接相接地配置，具有充分的密合性。

表3

※下划线所示的数值表示为本发明的范围外。

之后，冲裁成55mm见方，以750℃实施2小时的消除应力退火，通过单板磁测定(SST)评价L方向及C方向的磁特性(磁通密度B8及铁损W10/400)。并且，将L方向的磁通密度B8为1.60～1.77T的钢板判断为合格，将L方向的铁损W10/400为13.0W/kg以下的钢板判断为合格，将作为L方向及C方向的平均的铁损W10/400为14.5W/kg以下的钢板判断为合格。将所得到的结果示于以下的表4中。

如表4中所示的那样，在作为本发明例的钢种H、I、J、K的0.35mm厚材(No.9、10、12、13)中，在试样整面中产生2次再结晶，L方向铁损及LC平均铁损的W10/400优异。另一方面，即使是钢种I，在板厚脱离上限的0.5mm厚度的情况(No.11)下，L方向铁损及LC平均铁损的W10/400也显示显著大的值。此外，在Si-0.5×Mn的值超过上限的钢种L、M(No.14、15)中，由于在许多部分中产生线状的2次再结晶不良，所以磁通密度B8差，L方向铁损及LC平均铁损的W10/400差。

(实施例3)

将以下的表5中所示的组成且剩余部分包含Fe及杂质的钢板坯加热至1250℃后，利用热轧制成2.8mm厚度。接着，在第1次的冷轧中制成1.4mm厚度，将中间退火以950℃进行30秒后，在第2次的冷轧中精轧成最终板厚0.23mm，以920℃进行15秒的一次再结晶退火，进一步涂布退火分离剂，在最高温度为940℃的二次再结晶退火之后，进行绝缘被膜涂布。

另外，在一次再结晶退火中，将升温过程中的升温速度设定为1000℃/秒，将升温过程中的气氛设定为15％H₂+85％N₂，将均热过程中的气氛设定为15％H₂+85％N₂且露点-30℃。退火分离剂使用氧化铝系分离剂。在二次再结晶退火工序中，将800℃以上的升温过程中的升温速度设定为20℃/秒，在使升温速度大致恒定的状态下升温至940℃，将升温过程中的气氛设定为95％H₂+5％N₂，将升温过程中的500℃以上的温度域中设定为露点-20℃，将均热时间设定为15小时，将均热过程中的气氛设定为100％H₂且露点-40℃。另外，任一钢板的绝缘被膜均与钢层直接相接地配置，具有充分的密合性。

表5

※下划线所示的数值表示为本发明的范围外

之后，冲裁成55mm见方，以750℃实施2小时的消除应力退火，通过单板磁测定(SST)评价L方向及C方向的磁特性(磁通密度B8及铁损W10/400)。并且，将L方向的磁通密度B8为1.60～1.77T的钢板判断为合格，将L方向的铁损W10/400为13.0W/kg以下的钢板判断为合格，将作为L方向及C方向的平均的铁损W10/400为14.5W/kg以下的钢板判断为合格。另外，为了与以往的方向性电磁钢板比较，JIS标准23P95级的市售材料的磁特性也一并进行了评价。将所得到的结果示于以下的表6中。

如表6中所示的那样，在作为本发明例的钢种N、O、P(No.16、17、18)中，产生2次再结晶，L方向铁损及LC平均铁损的W10/400优异。接着，若将作为本发明例的钢种N、O、P(No.16、17、18)的铁损W10/400与JIS标准的23P95级市售材料(No.19)的铁损W10/400比较，则L方向为大致同等的高频铁损，但LC平均的高频铁损大幅优异。

(实施例4)

将以下的表7中所示的组成且剩余部分包含Fe及杂质的钢板坯加热至1230℃后，利用热轧精轧成2.0mm厚度。接着，以920℃进行30秒的热轧板退火后，在冷轧中精轧成0.30mm厚度，以930℃进行15秒的一次再结晶退火，进一步涂布退火分离剂，在最高温度940℃的二次再结晶退火之后，进行绝缘被膜涂布。

另外，在一次再结晶退火中，将升温过程中的升温速度设定为120℃/秒，将升温过程中的气氛设定为20％H₂+80％N₂，将均热过程中的气氛设定为20％H₂+80％N₂且露点为-25℃、-10℃、0℃、30℃的4个条件。退火分离剂使用氧化铝系分离剂。在二次再结晶退火工序中，将800℃以上的升温过程中的升温速度设定为20℃/秒，在使升温速度大致恒定的状态下升温至940℃，将升温过程中的气氛设定为85％H₂+15％N₂，将升温过程中的500℃以上的温度域中设定为露点0℃，将均热时间设定为5小时，将均热过程中的气氛设定为100％H₂且露点-30℃。试验No.20、21的钢板中，绝缘被膜与钢层直接相接地配置，具有充分的密合性。另一方面，试验No.22、23的钢板中，在绝缘被膜与钢层之间形成氧化物，密合性不充分。

表7

※下划线所示的数值表示为本发明的范围外

之后，冲裁成55mm见方，以750℃实施2小时的消除应力退火，通过单板磁测定(SST)评价L方向及C方向的磁特性(磁通密度B8及铁损W10/400)。并且，将L方向的磁通密度B8为1.60～1.77T的钢板判断为合格，将L方向的铁损W10/400为13.0W/kg以下的钢板判断为合格，将作为L方向及C方向的平均的铁损W10/400为14.5W/kg以下的钢板判断为合格。将所得到的结果示于以下的表8中。

如表8中所示的那样，在作为本发明例的试验No.20、21中，在试样整面中产生2次再结晶，L方向铁损及LC平均铁损的W10/400优异。此外，在作为本发明例的试验No.20、21中，若通过不活泼气体熔化-非分散型红外线吸收法来测定钢层的O含量，则为0.03％(300ppm)以下。

另一方面，在作为比较例的试验No.22、23中，钢层的O含量超过0.03％(300ppm)，在钢层的表面存在厚的氧化层且绝缘被膜的密合性显著下降，无法进行磁特性等的评价。此外，在作为比较例的R、S、T(No.24～26)中，磁通密度B8、铁损W10/400不充分。

产业上的可利用性

根据本发明的上述方式，能够提供L方向的高频磁特性和作为L方向及C方向的平均的高频磁特性这两者优异的方向性电磁钢板。因此，产业上的可利用性高。

符号的说明

1 钢层(基底铁)

2 绝缘被膜

3 玻璃被膜(镁橄榄石被膜)