CN111655886B

CN111655886B - 方向性电磁钢板

Info

Publication number: CN111655886B
Application number: CN201980009355.8A
Authority: CN
Inventors: 安田雅人; 高桥克; 牛神义行; 矢野慎也
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2018-01-25
Filing date: 2019-01-24
Publication date: 2022-08-30
Anticipated expiration: 2039-01-24
Also published as: EP3744870B1; KR20200097346A; EP3744870A1; JP7010305B2; US20210027922A1; US11469017B2; BR112020014283A2; WO2019146694A1; CN111655886A; EP3744870A4; PL3744870T3; RU2740749C1; JPWO2019146694A1; KR102438155B1

Abstract

该方向性电磁钢板具备：母材钢板；于上述母材钢板上相接触地形成的下层被膜；和于上述下层被膜上相接触地形成、且以磷酸盐和胶体状二氧化硅作为主体的绝缘被膜。母材钢板含有规定的化学成分，并且以1×10～1×10⁶个/mm³的个数密度含有长轴长度为1μm～20μm的B化合物。上述下层被膜为镁橄榄石为主体的玻璃被膜或氧化硅为主体的中间层。

Description

方向性电磁钢板

技术领域

本发明涉及作为变压器或发电机等的铁心材料而使用的高磁通密度且极低铁损的方向性电磁钢板。

本申请基于2018年1月25日在日本申请的特愿2018-010203号而主张优先权，并将其内容援引于此。

背景技术

方向性电磁钢板为软磁性材料，被用于变压器(transformer)等电气设备的铁心等中。方向性电磁钢板是含有7质量％以下左右的Si、晶粒高度集中于以密勒指数计的{110}<001>取向的钢板。在方向性电磁钢板的制造中，控制晶粒的取向是重要的工艺，利用二次再结晶这样的异常晶粒生长现象来进行控制。

为了准确地控制二次再结晶，下述事项是重要的：适当地形成二次再结晶前的一次再结晶中得到的组织(一次再结晶组织)；及适当地调整抑制剂这样的微细析出物或晶界偏析元素。

由于抑制剂具有在二次再结晶中抑制一次再结晶组织中的{110}<001>取向以外的晶粒的生长、使{110}<001>取向的晶粒优先生长的功能，因此抑制剂的种类和量的调整是特别重要的。

关于抑制剂，公开了许多研究结果。其中，作为特征性的技术，有将B作为抑制剂来利用的技术。例如在专利文献1及2中公开了作为抑制剂发挥功能的固溶B对{110}<001>取向的发达是有效的。

在专利文献3及4中公开了下述事项：通过对添加了B的材料在冷轧以后的工序中进行氮化处理来形成微细的BN；和所形成的微细的BN作为抑制剂发挥功能，有助于{110}<001>取向的发达。

在专利文献5中公开了下述事项：在热轧中极力抑制BN的析出，另一方面，在之后的退火的升温过程中使极微细的BN析出；和像这样地操作而析出的微细的BN作为抑制剂发挥功能。

在专利文献6及7中公开了一种方法，其通过在热轧工序中控制B的析出形态，从而使其发挥作为抑制剂的功能。

在这些文献中公开了添加B作为钢成分并作为抑制剂来利用的技术。在这些文献中公开了：通过这些技术，从而在二次再结晶后，{110}<001>取向高度发达，由此磁滞损耗变小，因此可获得低铁损的方向性电磁钢板。然而，在这些文献中，关于通过控制二次再结晶后的B的析出状态来兼顾高磁通密度和极低铁损并未作任何公开。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：美国专利第3905842号说明书

专利文献2：美国专利第3905843号说明书

专利文献3：日本特开平01-230721号公报

专利文献4：日本特开平01-283324号公报

专利文献5：日本特开平10-140243号公报

专利文献6：国际公开第11/007771号

专利文献7：国际公开第11/007817号

发明内容

发明所要解决的课题

就现有技术文献中公开的以往技术而言，由于无法充分控制二次再结晶后的钢板内部的B的析出形态，因此因B析出物而导致磁滞损耗增大，难以获得极低铁损的方向性电磁钢板。

本发明鉴于以往技术的现状，课题是在将B化合物作为抑制剂来利用的方向性电磁钢板中的高磁通密度化及极低铁损化，目的是提供解决该课题的方向性电磁钢板。

用于解决课题的手段

为了添加B作为钢成分、并稳定地制造高磁通密度且极低铁损的方向性电磁钢板，通过二次再结晶使晶粒在{110}<001>取向上高度取向来提高磁通密度、并且适当地控制钢板中的B的析出形态是重要的。

在使用BN作为抑制剂的情况下，如果成品退火后的B的析出形态是微细的，则在钢板中析出微细的BN，因此高磁通密度与极低铁损的兼顾是困难的，特别是由于因微细的BN引起的磁滞损耗的增大而导致难以实现极低铁损。

本发明人们鉴于以上的情况，对解决上述课题的方法进行了深入研究。其结果发现：如果将成品退火后的B的析出形态设定为Fe₃B和/或Fe₂B，则能够极力减少对磁滞损耗的影响，因此能够获得兼顾了高磁通密度和极低铁损的方向性电磁钢板。

本发明是基于上述见解而进行的，其主旨如下所述。

(1)本发明的一个方案的方向性电磁钢板具备：母材钢板；于上述母材钢板上相接触地形成的下层被膜；和于上述下层被膜上相接触地形成、且以磷酸盐和胶体状二氧化硅作为主体的绝缘被膜，

上述母材钢板作为化学成分以质量％计含有：

C：0.085％以下；

Si：0.80～7.00％；

Mn：0.05～1.00％；

Al：0.010～0.065％；

N：0.0040％以下；

Seq＝S+0.406·Se：0.015％以下；

B：0.0005～0.0080％；

剩余部分包含Fe及杂质，

上述母材钢板以1×10～1×10⁶个/mm³的个数密度含有长轴长度为1μm～20μm的B化合物，

上述下层被膜为镁橄榄石为主体的玻璃被膜或氧化硅为主体的中间层。

(2)根据上述(1)所述的方向性电磁钢板，其中，上述下层被膜为上述玻璃被膜，将上述绝缘被膜及上述玻璃被膜除去后对上述母材钢板通过辉光放电发光分析进行测定，将上述母材钢板的比板厚中心更靠上述玻璃被膜的一侧分成上述玻璃被膜侧的表层区域和上述表层区域与上述板厚中心之间的中心区域这两个区域，将到达至上述中心区域为止的溅射时间设定为t(center)、将到达至上述表层区域为止的溅射时间设定为t(surface)时，上述时间t(center)时的B的发光强度I_{B_t(center)}与上述时间t(surface)时的B的发光强度I_{B_t(surface)}也可以满足下述式(1)。

I_{B_t(center)}>I_{B_t(surface)} (1)

(3)根据上述(1)所述的方向性电磁钢板，其中，上述下层被膜为上述中间层，将上述母材钢板与上述中间层的合计厚度设定为d，通过辉光放电发光分析(GDS)从上述中间层的表面对B的发光强度进行测定时的距离上述中间层的上述表面为d/2的深度位置处的B的发光强度I_B(d/2)与距离上述中间层的上述表面为d/10的深度位置处的B的发光强度I_B(d/10)也可以满足下述式(2)。

I_B(d/2)>I_B(d/10) (2)

(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的方向性电磁钢板，其中，上述B化合物也可以为Fe₂B和Fe₃B中的至少一者。

发明效果

根据本发明，在将B化合物作为抑制剂来利用的方向性电磁钢板中，由于通过适当地控制B化合物的析出形态而能够减小磁滞损耗，因此能够在工业上稳定地提供兼顾了高磁通密度和极低铁损的方向性电磁钢板。

附图说明

图1是表示第1实施方式的方向性电磁钢板的层构成的示意图。

图2是表示对第1实施方式的方向性电磁钢板进行GDS的情况的结果的一个例子的曲线图。

具体实施方式

本发明的方向性电磁钢板(以下有时称为“本发明的电磁钢板”)具备：母材钢板；于上述母材钢板上相接触地形成的下层被膜；和于上述下层被膜上相接触地形成、且以磷酸盐和胶体状二氧化硅作为主体的绝缘被膜，

上述母材钢板作为化学成分以质量％计含有：

C：0.085％以下；

Si：0.80～7.00％；

Mn：0.05～1.00％；

Al：0.010～0.065％；

N：0.012％以下；

Seq＝S+0.406·Se：0.015％以下；

B：0.0005～0.0080％；

剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，

上述母材钢板以1×10～1×10⁶个/mm³的个数密度含有平均长轴长度为1μm～20μm的B化合物，

另外，本发明的电磁钢板中，上述下层被膜为上述玻璃被膜，在上述方向性电磁钢板中，关于通过辉光放电发光分析(GDS)对除去玻璃被膜的钢板进行测定而得到的B的发光强度I_B，在将到达至板厚中心的溅射时间设定为t(center)、将除去玻璃被膜的钢板表层的溅射时间设定为t(surface)时，上述时间t(center)时的B的发光强度I_{B_t(center)}与上述时间t(surface)时的B的发光强度I_{B_t(surface)}也可以满足下述式(1)。

I_{B_t(center)}>I_{B_t(surface)} (1)

另外，本发明的电磁钢板在上述下层被膜为上述中间层的情况下，将上述母材钢板与上述中间层的合计厚度设定为d，通过辉光放电发光分析(GDS)从上述中间层的表面对B的发光强度进行测定时的距离上述中间层的上述表面为d/2的深度位置处的B的发光强度I_B(d/2)与距离上述中间层的上述表面为d/10的深度位置处的B的发光强度I_B(d/10)也可以满足下述式(2)。

I_B(d/2)>I_B(d/10) (2)

另外，本发明的电磁钢板中，上述B化合物也可以为Fe₂B和/或Fe₃B。

以下，对本发明的电磁钢板进行说明。

[第1实施方式]

第1实施方式的方向性电磁钢板具备：母材钢板；于上述母材钢板上相接触地形成、且以镁橄榄石为主体的玻璃被膜；和于上述玻璃被膜上相接触地形成、且以磷酸盐和胶体状二氧化硅作为主体的绝缘被膜。上述母材钢板作为化学成分以质量％计含有：

C：0.085％以下；

Si：0.80～7.00％；

Mn：0.05～1.00％；

Al：0.010～0.065％；

N：0.012％以下；

Seq＝S+0.406·Se：0.015％以下；

B：0.0005～0.0080％；

剩余部分包含Fe及杂质，

上述母材钢板以1×10～1×10⁶个/mm³的个数密度含有长轴长度为1μm～20μm的B化合物。

另外，本实施方式的方向性电磁钢板在将上述母材钢板的比板厚中心更靠玻璃被膜的一侧分成上述玻璃被膜侧的表层区域和上述表层区域与上述板厚中心之间的中心区域这两个区域时，关于通过辉光放电发光分析(GDS)对除去上述绝缘被膜及上述玻璃被膜的母材钢板进行测定而得到的B的发光强度I_B，在将到达至上述中心区域为止的溅射时间设定为t(center)、将到达至上述表层区域为止的溅射时间设定为t(surface)时，上述时间t(center)时的B的发光强度I_{B_t(center)}与上述时间t(surface)时的B的发光强度I_{B_t(surface)}也可以满足下述式(3)。

I_{B_t(center)}>I_{B_t(surface)} (3)

<母材钢板的成分组成(化学成分)>

首先，对本发明的电磁钢板的母材钢板的成分组成的限定理由进行说明。以下，只要没有特别说明，则“％”是指“质量％”。

<成分组成>

C：0.085％以下

C是对于控制一次再结晶组织而言有效的元素，但由于会对磁特性造成不良影响，因此是在成品退火前通过脱碳退火来除去的元素。如果C超过0.085％，则脱碳退火时间延长，生产率降低，因此是不优选的。C量优选为0.070％以下，更优选为0.050％以下。

C的下限包含0％，但如果将C降低至低于0.0001％，则制造成本大幅上升，因此在实用钢板方面，0.0001％为实质性的下限。

Si：0.80～7.00％

Si是提高钢板的电阻、改善铁损特性的元素。Si低于0.80％时，在成品退火时产生γ相变，钢板的晶体取向受损，因此是不优选的。Si量优选为1.50％以上，更优选为2.50％以上。

另一方面，如果Si量超过7.00％，则加工性降低，在轧制时产生开裂，因此是不优选的。Si量优选为5.50％以下，更优选为4.50％以下。

Mn：0.05～1.00％

Mn是防止热轧时的开裂、并且与S和/或Se结合而形成作为抑制剂发挥功能的MnS和/或MnSe的元素。Mn量低于0.05％时添加效果不会充分地表现出来，因此是不优选的。Mn量优选为0.07％以上，更优选为0.09％以上。

另一方面，如果Mn量超过1.00％，则MnS和/或MnSe的析出分散变得不均匀，得不到所需的二次再结晶组织，磁通密度降低，因此是不优选的。Mn量优选为0.80％以下，更优选为0.60％以下。

酸可溶性Al：0.010～0.065％

酸可溶性Al是与N结合而生成作为抑制剂发挥功能的(Al、Si)N的元素。酸可溶性Al量低于0.010％时，添加效果不会充分地表现出来，二次再结晶不会充分地进行，因此是不优选的。酸可溶性Al量优选为0.015％以上，更优选为0.020％以上。

另一方面，如果酸可溶性Al量超过0.065％，则(Al、Si)N的析出分散变得不均匀，得不到所需的二次再结晶组织，磁通密度降低，因此是不优选的。酸可溶性Al量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。

N：0.012％以下

N有可能会因生成氮化物而导致铁损劣化，因此设定为0.012％以下。虽然会在下文中进行叙述，但板坯成分中的N是与Al结合而形成作为抑制剂发挥功能的AlN的元素，但另一方面，N也是在冷轧时在钢板中形成泡疤(空孔)的元素。N量低于0.004％时，AlN的形成变得不充分，因此是不优选的。N量优选为0.006％以上，更优选为0.007％以上。

另一方面，如果N量超过0.012％，则有可能在冷轧时在钢板中生成泡疤(空孔)，因此是不优选的。N量优选为0.010％以下，更优选为0.009％以下。

Seq＝S+0.406·Se：0.015％以下

S及Se由于有可能因生成硫化物而导致铁损劣化，因此Seq设定为0.015％以下。虽然会在下文中进行叙述，但在板坯成分中，S及Se是与Mn结合而形成作为抑制剂发挥功能的MnS和/或MnSe的元素。添加量是考虑S与Se的原子量比而以Seq＝S+0.406·Se来进行规定。

如果Seq低于0.003％，则添加效果不会充分地表现出来，因此是不优选的。Seq优选为0.005％以上，更优选为0.007％以上。另一方面，如果Seq超过0.015％，则MnS和/或MnSe的析出分散变得不均匀，得不到所需的二次再结晶组织，磁通密度降低，因此是不优选的。Seq优选为0.013％以下，更优选为0.011％以下。

B：0.0005～0.0080％

B是与N结合并与MnS或MnSe复合析出而形成作为抑制剂发挥功能的BN的元素。

B量低于0.0005％时，添加效果不会充分地表现出来，因此是不优选的。B量优选为0.0010％以上，更优选为0.0015％以上。另一方面，如果B量超过0.0080％，则BN的析出分散变得不均匀，得不到所需的二次再结晶组织，磁通密度降低，因此是不优选的。B量优选为0.0060％以下，更优选为0.0040％以下。

在母材钢板中，除上述元素以外的剩余部分为Fe及杂质。杂质为从钢原料中和/或在炼钢过程中不可避免地混入的元素，在不阻碍本发明方向性电磁钢板的特性的范围内被包含的情况下是被允许的。

另外，本发明的电磁钢板在不阻碍磁特性、且可提高其他特性的范围内也可以含有Cr：0.30％以下、Cu：0.40％以下、P：0.50％以下、Ni：1.00％以下、Sn：0.30％以下、Sb：0.30％以下及Bi：0.01％以下中的1种或2种以上。

接下来，对本发明的电磁钢板中作为特征的B化合物进行说明。

<B化合物的形态>

关于B化合物，种类没有限定，但关于形态，将平均长轴长度设定为1μm～20μm。

如果长轴长度低于1μm，则析出频率变高，磁滞损耗增大，因此是不优选的。平均长轴长度优选为4μm以上，更优选为8μm以上。

另一方面，B化合物的形态在降低析出频率的方面优选为粗大的形态，但为了使长轴长度为20μm以上的B化合物析出，需要显著减慢纯化退火中的降温速度，在工业生产上是困难的，因此是不优选的。因此，B化合物的平均长轴长度设定为20μm以下。平均长轴长度优选为17μm以下，更优选为10μm以下。

<B化合物的个数密度>

B化合物的个数密度设定为1×10～1×10⁶个/mm³。如果个数密度超过1×10⁶个/mm³，则B化合物变小，长轴长度低于1μm的B化合物的析出频率变高，铁损增大，因此是不优选的。个数密度优选为0.5×10⁶个/mm³以下，更优选为1×10⁵个/mm³以下。

另外，如果B化合物的个数密度低于1×10个/mm³，则B会显著不均匀地析出，不会作为控制二次再结晶的抑制剂发挥功能，因此是不优选的。B化合物的个数密度优选为1×10个/mm³以上，更优选为1×10²个/mm³以上。

B化合物的个数密度的定量评价例如在研磨至板厚中心部的钢板中，对试样Z面(与轧制方向垂直的面)利用EPMA实施B测绘(mapping)来进行。此外，还可列举出对试样的截面进行研磨并通过EPMA实施B测绘来进行的方法。

<B化合物：Fe₂B或Fe₃B>

B化合物优选为Fe₂B或Fe₃B。B化合物是作为抑制剂发挥功能的BN在纯化退火中分解并在降温中进行再析出而得到的化合物。

如果在高温下固溶的N没有被放出到大气中而在钢板内部以过饱和状态存在，则在纯化退火中的降温中，固溶B与固溶N结合，BN会微细且高频率地再析出，使磁滞损耗增大。如果在纯化退火中、退火温度为高温、固溶N被放出到体系外，则Fe₂B或Fe₃B会以粗大且低频率地析出，对铁损的不良影响减少。

Fe₂B和/或Fe₃B的鉴定除了可以利用EPMA来分析以外，还可以使用利用透射电子显微镜的电子射线衍射来进行。Fe₂B和/或Fe₃B的特征在于，结晶系为正方晶系，562.1pm>a＝b>459.9pm、467.4pm>c>382.4pm。

<利用GDS测定的B的存在位置>

在钢板的深度方向上的B的分布中，母材钢板表层部的B浓度(强度)比母材钢板中心部的B浓度(强度)高表示在母材钢板表层部存在微细的BN。在这样的情况下，铁损增大，因此是不优选的。

图1是表示本实施方式的方向性电磁钢板的层构成的示意图。如图1中所示的那样，本实施方式的方向性电磁钢板100具备母材钢板10、玻璃被膜20和绝缘被膜30。另外，将母材钢板10的比板厚中心C更靠表面(玻璃被膜20与母材钢板10的界面)侧的区域分成两个区域，将更靠表面的一侧称为表层区域12，将更靠板厚中心C的一侧称为中心区域14。

关于通过辉光放电发光分析(GDS)对除去了绝缘被膜及玻璃被膜的钢板进行测定而得到的B的发光强度I_B，在将到达至中心区域14为止的溅射时间设定为t(center)、将到达至表层区域12为止的溅射时间设定为t(surface)时，I_{B_t(center)}与I_{B_t(surface)}优选满足下述式(4)。

I_{B_t(center)}>I_{B_t(surface)} (4)

I_{B_t(center)}：t(center)时的B的发光强度

I_{B_t(surface)}：t(surface)时的B的发光强度

需要说明的是，在进行上述的测定时，利用氢氧化钠等碱水溶液将绝缘被膜30除去，玻璃被膜20用盐酸、硝酸、硫酸等来除去。

另外，上述的t(surface)是指玻璃被膜正下方的位置，t(center)定义为从玻璃被膜正下方起至板厚中心为止的位置。

图2是表示本实施方式中的GDS的测定结果的一个例子。具体而言，t(surface)设定为从测定开始起300秒～400秒，t(center)定义为相当于400秒以上的位置的时间。

另外，I_{B_t(surface)}设定为从测定开始起300～400秒的B的发光强度的平均值。I_{B_t(center)}设定为从测定开始起400～900秒(至测定结束为止)的B的发光强度的平均值。然而，t(surface)、t(center)的时间由于可以通过玻璃被膜厚度或GDS测定条件而任意地变更，因此是一个例子。

如果为I_{B_t(center)}≤I_{B_t(surface)}，则母材钢板表层部的B浓度(强度)成为母材钢板中心部的B浓度(强度)以上，在母材钢板表层部存在微细的BN，铁损增大，因此是不优选的。

<玻璃被膜>

在本实施方式的方向性电磁钢板中，在母材钢板上相接触地形成有玻璃被膜。玻璃被膜包含镁橄榄石(Mg₂SiO₄)等复合氧化物。玻璃被膜是通过在后述的成品退火处理中含有二氧化硅作为主要成分的氧化物层与含有氧化镁作为主要成分的退火分离剂发生反应而形成的。

<绝缘被膜>

在本实施方式的方向性电磁钢板中，形成有于玻璃被膜上相接触地形成、且以磷酸盐和胶体状二氧化硅作为主体的绝缘被膜。

接下来，对由本发明的硅钢制造本发明的电磁钢板的制造方法进行说明。

<硅钢板坯成分>

作为本发明的电磁钢板的硅钢板坯成分，以质量％计含有C：0.085％以下、Si：0.80～7.00％、Mn：0.05～1.00％、酸可溶性Al：0.010～0.065％、N：0.004～0.012％、Seq＝S+0.406·Se：0.003～0.015％、B：0.0005～0.0080％。

C：0.085％以下

C是对于控制一次再结晶组织而言有效的元素，但由于会对磁特性造成不良影响，因此是在成品退火前通过脱碳退火来除去的元素。如果C超过0.085％，则脱碳退火时间延长，生产率降低，因此C设定为0.085％以下。优选为0.070％以下，更优选为0.050％以下。

C的下限包含0％，但如果将C降低至低于0.0001％，则制造成本大幅上升，因此在实用钢板方面，0.0001％为实质性的下限。需要说明的是，在方向性电磁钢板中，通过脱碳退火，C通常降低至0.001％左右以下。

Si：0.80～7.00％

Si是提高钢板的电阻、改善铁损特性的元素。Si低于0.80％时，在成品退火时产生γ相变，钢板的晶体取向受损，因此Si设定为0.80％以上。Si优选为1.50％以上，更优选为2.50％以上。

另一方面，如果Si超过7.00％，则加工性降低，在轧制时产生开裂，因此Si设定为7.00％以下。Si优选为5.50％以下，更优选为4.50％以下。

Mn：0.05～1.00％

Mn是防止热轧时的开裂、并且与S和/或Se结合而形成作为抑制剂发挥功能的MnS的元素。Mn低于0.05％时，添加效果不会充分地表现出来，因此Mn设定为0.05％以上。Mn优选为0.07％以上，更优选为0.09％以上。

另一方面，如果Mn超过1.00％，则MnS的析出分散变得不均匀，得不到所期望的二次再结晶组织，磁通密度降低，因此Mn设定为1.00％以下。Mn优选为0.80％以下，更优选为0.06％以下。

酸可溶性Al：0.010～0.065％

酸可溶性Al是与N结合而生成作为抑制剂发挥功能的(Al、Si)N的元素。酸可溶性Al低于0.010％时，添加效果不会充分地表现出来，二次再结晶不会充分地进行，因此酸可溶性Al设定为0.010％以上。酸可溶性Al优选为0.015％以上，更优选为0.020％以上。

另一方面，如果酸可溶性Al超过0.065％，则(Al、Si)N的析出分散变得不均匀，得不到所期望的二次再结晶组织，磁通密度降低，因此酸可溶性Al设定为0.065％以下。酸可溶性Al优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。

N：0.004～0.012％

N是与Al结合而形成作为抑制剂发挥功能的AlN的元素，但另一方面，也是在冷轧时在钢板中形成泡疤(空孔)的元素。N低于0.004％时，AlN的形成变得不充分，因此N设定为0.004％以上。N优选为0.006％以上，更优选为0.007％以上。

另一方面，如果N超过0.012％，则有可能在冷轧时在钢板中生成泡疤(空孔)，因此N设定为0.012％以下。N优选为0.010％以下，更优选为0.009％以下。

Seq＝S+0.406·Se：0.003～0.015％

S及Se是与Mn结合而形成作为抑制剂发挥功能的MnS和/或MnSe的元素。添加量是考虑S与Se的原子量比而以Seq＝S+0.406·Se来进行规定。

如果Seq低于0.003％，则添加效果不会充分地表现出来，因此Seq设定为0.003％以上。优选为0.005％以上，更优选为0.007％以上。另一方面，由于如果Seq超过0.015％，则MnS和/或MnSe的析出分散变得不均匀，得不到所需的二次再结晶组织，磁通密度降低，因此Seq设定为0.015％以下。Seq优选为0.013％以下，更优选为0.011％以下。

B：0.0005～0.0080％

B是与N结合并与MnS复合析出而形成作为抑制剂发挥功能的BN的元素。

B低于0.0005％时，添加效果不会充分地表现出来，因此B设定为0.0005％以上。B优选为0.0010％以上，更优选为0.0015％以上。另一方面，如果B超过0.0080％，则BN的析出分散变得不均匀，得不到所期望的二次再结晶组织，磁通密度降低，因此B设定为0.0080％以下。B优选为0.0060％以下，更优选为0.0040％以下。

在硅钢板坯中，除上述元素以外的剩余部分为Fe及不可避免的杂质。不可避免的杂质是从钢原料中和/或在炼钢过程中不可避免地混入的元素，是在不阻碍本发明的电磁钢板的特性的范围内被允许的元素。

另外，硅钢板坯也可以在不阻碍本发明的电磁钢板的磁特性、且可提高其他特性的范围内含有Cr：0.30％以下、Cu：0.40％以下、P：0.50％以下、Ni：1.00％以下、Sn：0.30％以下、Sb：0.30％以下及Bi：0.01％以下中的1种或2种以上。

<硅钢板坯>

将用转炉或电炉等进行熔炼并根据需要实施了真空脱气处理的具有规定的成分组成的钢液进行连续铸造或铸锭后进行开坯而得到本发明硅钢的板坯(硅钢板坯)。硅钢板坯通常为150～350mm、优选为220～280mm的厚度的铸坯，但也可以为30～70mm的薄板坯。在薄板坯的情况下，具有下述优点：在制造热轧板时，不需要进行粗加工至中间厚度。

<硅钢板坯的加热温度>

将钢板坯加热至1250℃以下而供于热轧。如果加热温度超过1250℃，则熔融氧化皮量增大，并且MnS和/或MnSe完全固溶，在之后的工序中微细地析出，需要将用于获得所期望的一次再晶体粒径的脱碳退火温度设定为900℃以上，因此是不优选的。加热温度更优选为1200℃以下。

加热温度的下限没有特别限定，但在确保硅钢板坯的加工性的方面，加热温度优选为1100℃以上。

<热轧、热轧板退火>

将加热至1250℃以下的硅钢板坯供于热轧而制成热轧板。将热轧板加热至1000～1150℃(第一段温度)而进行再结晶后，接着加热至比第一段温度低的850～1100℃(第二段温度)来进行退火，将在热轧时产生的不均匀组织均匀化。为了在将热轧板供于最终冷轧之前将热轧中的历程均匀化，热轧板退火优选进行一次以上。

在热轧板退火中，第一段温度对之后的工序中的抑制剂的析出产生较大影响。如果第一段温度超过1150℃，则在之后的工序中抑制剂微细地析出，需要将用于获得所期望的一次再晶体粒径的脱碳退火温度设定为900℃以上，因此是不优选的。第一段温度更优选为1120℃。

另一方面，如果第一段温度低于1000℃，则再结晶变得不充分，不会达成热轧板组织的均匀化，因此是不优选的。第一段温度更优选为1030℃以上。

如果第二段温度超过1100℃，则与第一段温度的情况同样地在之后的工序中抑制剂微细地析出，因此是不优选的。第二段温度更优选为1070℃以下。另一方面，如果第二段温度低于850℃，则不会生成γ相，不会达成热轧板组织的均匀化，因此是不优选的。第二段温度更优选为880℃以上。

<冷轧>

对实施了热轧板退火的钢板实施一次冷轧或夹有中间退火的两次以上的冷轧而制成最终板厚的钢板。冷轧可以在常温下进行，也可以将钢板加热至比常温高的温度例如200℃左右来进行温轧。

<脱碳退火>

为了除去钢板中的C和将一次再晶体粒径控制为所期望的粒径，对最终板厚的钢板在湿润气氛中实施脱碳退火。例如优选在770～950℃的温度下以一次再晶体粒径成为15μm以上那样的时间来进行脱碳退火。

如果脱碳退火温度低于770℃，则得不到所期望的晶体粒径，因此脱碳退火温度优选为770℃以上。更优选为800℃以上。另一方面，如果脱碳退火温度超过950℃，则晶体粒径会超过所期望的晶体粒径，因此是不优选的。脱碳退火温度更优选为920℃以下。

<氮化处理>

在对实施了脱碳退火的钢板实施成品退火之前，按照钢板的N量成为40～1000ppm的方式实施氮化处理。如果氮化处理后的钢板的N量低于40ppm，则AlN不会充分地析出，AlN不会作为抑制剂发挥功能，因此是不优选的。氮化处理后的钢板的N量更优选为80ppm以上。

另一方面，如果钢板的N量超过1000ppm，则在接下来的成品退火中，即使在二次再结晶完成后还会过量地存在AlN，铁损增大，因此是不优选的。钢板的N量更优选为970ppm以下。

<退火分离剂的涂布>

接着，在实施了氮化处理的钢板上涂布退火分离剂，供于成品退火。退火分离剂使用通常的退火分离剂。

<成品退火>

[二次再结晶退火]

在成品退火中的二次再结晶退火中，由于抑制剂通过BN被强化，因此1000～1100℃的温度区域的加热速度优选为15℃/小时以下。更优选为10℃/小时以下。也可以代替加热速度的控制而将钢板在1000～1100℃的温度区域中保持10小时以上。

<纯化退火>

对于实施了二次再结晶退火的钢板，继二次再结晶退火之后实施纯化退火。如果对二次再结晶完成后的钢板实施纯化退火，则作为抑制剂利用的析出物会被无害化，最终磁特性中的磁滞损耗降低，因此是优选的。纯化退火的气氛没有特别限定，例如可列举出氢气氛。另外，纯化退火是在约1200℃的温度下保持10～30小时来进行的。纯化退火的温度没有限制，但从生产率的观点出发，优选为1180℃～1220℃。纯化退火为1180℃以下时元素的扩散需要花费时间，变得需要长时间的退火，因此是不优选的。另外，纯化退火为1220℃以上时退火炉的保全(耐久性)变得困难，因此是不优选的。

[冷却条件]

在纯化退火后以规定的冷却条件(降温速度)将钢板进行冷却。

为了将B化合物的长轴长度控制为所期望的范围，1200～1000℃的温度区域的降温速度设定为低于50℃/小时。进而，1000～600℃的温度区域的降温速度设定为低于30℃/小时。

设定为这样的降温速度的理由如下所述。

BN在高温区域中变成固溶B和固溶N，在降温中无法固溶的N被放出到大气中。另一方面，在降温中无法固溶的B不会被放出到体系外，在玻璃被膜中或母材钢板内部以B化合物例如BN、Fe₂B、Fe₃B的形式析出。在母材钢板内部不充分地存在固溶N的情况下，BN不会析出，而析出Fe₂B或Fe₃B。

在从高温区域开始的降温中，如果降温速度恰当，则固溶N会被放出到体系外，在母材钢板内部析出Fe₂B或Fe₃B，进而，析出的Fe₂B或Fe₃B进行奥斯特瓦尔德生长从而粗大化。

如果降温速度快，则固溶N不会被放出到大气中，在母材钢板内部BN微细地析出、或者Fe₂B或Fe₃B不会进行奥斯特瓦尔德生长而微细地析出。在母材钢板内部微细地析出的B化合物会使磁滞损耗增大，使最终制品的铁损增大。

如果降温速度低于10℃/小时，则对生产率的影响大，因此降温速度优选为10℃/小时以上。因此，1200～1000℃的温度区域的降温速度优选为10～50℃/小时，1000～600℃的温度区域的降温速度优选为10～30℃/小时。

关于冷却时的气氛，至少1200℃～600℃的温度区域优选为100％的H₂，在低于600℃的温度区域中优选为100％的N₂。如果在1200℃～600℃的温度区域进行冷却时的气氛为100％的N₂，则在冷却中钢板氮化，因生成氮化物而成为磁滞损耗劣化的原因，因此是不优选的。在1200℃～600℃的温度区域进行冷却时也可以使用Ar来代替H₂，但从成本的观点出发是不优选的。

<磁畴细分化处理>

也可以对成品退火后的方向性电磁钢板进行磁畴细分化处理。通过磁畴细分化处理，在钢板表面形成槽，磁畴宽度变小，其结果是能够降低铁损，因此是优选的。磁畴细分化处理的具体方法没有特别限定，例如可列举出激光照射、电子束照射、蚀刻、利用齿轮的槽形成法。

此外，进行磁畴细分化处理优选在成品退火后，但也可以在成品退火前进行，还可以在绝缘被膜形成后进行。

<绝缘被膜的形成>

在二次再结晶后的钢板表面或纯化退火后的钢板表面涂布绝缘被膜形成液，进行烧结而形成绝缘被膜。绝缘被膜的种类没有特别限定，以往公知的绝缘被膜是适合的。例如有涂布包含磷酸盐和胶体二氧化硅的水系涂布溶液而形成的绝缘被膜。

作为磷酸盐，例如优选Ca、Al、Sr等的磷酸盐，其中，更优选磷酸铝盐。胶体二氧化硅的种类没有特别限定，其粒子尺寸(数均粒径)也可以适当选择，但如果超过200nm，则有可能在处理液中沉降，因此胶体二氧化硅的粒子尺寸(数均粒径)优选为200nm以下。更优选为170nm。

即使胶体二氧化硅的粒子尺寸低于100nm，虽然分散没有问题，但由于制造成本上升，因此从经济性的方面考虑优选为100nm以上。更优选为150nm以上。

绝缘被膜由下述方式来形成：将绝缘被膜形成液通过例如利用辊涂机等而进行的湿式涂布方法涂布于钢板表面，在空气中、800～900℃下进行10～60秒烧结。

[第2实施方式]

接下来，对第2实施方式的方向性电磁钢板及其制造方法进行说明。需要说明的是，对于与第1实施方式的方向性电磁钢板同样的构成，省略详细的说明。

第2实施方式的方向性电磁钢板具备：母材钢板；于上述母材钢板上相接触地形成、且以氧化硅为主体的中间层；和于上述中间层上相接触地形成、且以磷酸盐和胶体状二氧化硅作为主体的绝缘被膜，

上述母材钢板作为化学成分以质量％计含有：

C：0.085％以下；

Si：0.80～7.00％；

Mn：0.05～1.00％；

Al：0.010～0.065％；

N：0.012％以下；

Seq＝S+0.406·Se：0.015％以下

B：0.0005～0.0080％；

剩余部分包含Fe及杂质，

本实施方式的方向性电磁钢板是将上述母材钢板与上述中间层的合计厚度设定为d，通过辉光放电发光分析(GDS)从上述中间层的表面对B的发光强度进行测定时的距离上述中间层的上述表面为d/2的深度位置处的B的发光强度I_B(d/2)与距离上述中间层的上述表面为d/10的深度位置处的B的发光强度I_B(d/10)也可以满足下述式(5)。

I_B(d/2)>I_B(d/10) (5)

第1实施方式的方向性电磁钢板在母材钢板与绝缘被膜之间具备玻璃被膜，但第2实施方式的方向性电磁钢板在母材钢板与绝缘被膜之间具备中间层。

<中间层>

本实施方式的方向性电磁钢板具备于母材钢板上相接触地形成、且以氧化硅为主体的中间层。在本实施方式中，中间层具有使母材钢板与绝缘皮膜密合的功能。

构成中间层的主体的氧化硅优选为SiOα(α＝1.0～2.0)。如果α＝1.5～2.0，则氧化硅更加稳定，因此更优选。如果充分地进行在钢板表面形成氧化硅的氧化退火，则可以形成α≈2.0的SiO₂。

<利用GDS测定的B的存在位置>

在钢板的深度方向上的B的分布中，如果母材钢板表层部的B浓度(强度)比母材钢板中心部的B浓度(强度)高，则在母材钢板表层部会存在微细的BN，铁损增大，因此是不优选的。

因此，将母材钢板与中间层的合计厚度设定为d，通过辉光放电发光分析(GDS)从中间层的表面对B的发光强度进行测定时的距离中间层的表面为d/2的深度位置处的B的发光强度I_B(d/2)与距离中间层的表面为d/10的深度位置处的B的发光强度I_B(d/10)优选满足下述式(6)。

I_B(d/2)>I_B(d/10) (6)

母材钢板与中间层的合计厚度d如下那样操作来进行测定。首先，对于通过后述的制造方法制造的方向性电磁钢板，利用氢氧化钠等碱水溶液将绝缘被膜除去。由此，成为在母材钢板上仅形成有中间层的状态，通过测微计或板厚度计测定该状态下的母材钢板与中间层的合计厚度d。

<制造方法>

在第1实施方式的方向性电磁钢板的制造方法中，通过在实施了氮化处理的钢板上涂布以氧化镁作为主要成分的退火分离剂并供于成品退火，从而在母材钢板表面形成了由镁橄榄石制成的玻璃被膜。另一方面，在第2实施方式的方向性电磁钢板的制造方法中，将由上述的方法形成的玻璃被膜通过酸洗、磨削等手段来除去。在除去后，优选将钢板表面通过化学研磨或电解研磨来精加工至平滑。

或者也可以如下操作：作为退火分离剂，可以使用以氧化铝作为主要成分的退火分离剂来代替氧化镁，将其涂布并进行干燥，干燥后，卷取成卷材状而供于成品退火(二次再结晶)。通过成品退火，可以抑制镁橄榄石等无机矿物质的皮膜的生成来制作方向性电磁钢板。在制作后，优选将钢板表面通过化学研磨或电解研磨来精加工至平滑。

<中间层形成热处理>

在第2实施方式的方向性电磁钢板的制造方法中，通过上述的方法进行了成品退火后，进行中间层形成热处理。

对除去了镁橄榄石等无机矿物质的皮膜的方向性电磁钢板或抑制了镁橄榄石等无机矿物质的皮膜的生成的方向性电磁钢板实施退火，在母材钢板表面形成以氧化硅作为主体的中间层。

为了钢板的内部不发生氧化，退火气氛优选为还原性的气氛，特别优选为混合了氢的氮气氛。例如优选的是，氢：氮为75％：25％、露点为-20～0℃的气氛。

第2实施方式的方向性电磁钢板的制造方法关于上述以外的方面与第1实施方式的方向性电磁钢板的制造方法是同样的。关于磁畴细分化处理，也与第1实施方式是同样的，磁畴细分化处理可以在成品退火前进行，也可以在成品退火后进行，还可以在绝缘被膜形成后进行。

实施例

接下来，对本发明的实施例进行说明，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，本发明并不限于这一个条件例。只要不脱离本发明的主旨，可达成本发明的目的，则本发明可以采用各种条件。

(实施例1)

将表1-1中所示的成分组成的钢板坯加热至1150℃来供于热轧，制成板厚为2.6mm的热轧钢板，对该热轧钢板实施了在1100℃下进行退火、接着在900℃下进行退火的热轧板退火后，实施一次冷轧或夹有中间退火的多次冷轧，制成了最终板厚为0.22mm的冷轧钢板。

[表1-1]

对最终板厚为0.22mm的冷轧钢板实施在湿润气氛中、860℃下实施均热处理的脱碳退火，之后，实施氮化处理(增加钢板的氮量的退火)，涂布以氧化镁作为主要成分的退火分离剂，在1200℃下、氢气气氛中保持20小时。保持后，在1200～1000℃的温度区域以40℃/小时进行冷却，在1000～600℃的温度区域以20℃/小时进行冷却。此外，关于冷却，在1200℃～600℃的温度区域是在100％的H₂气氛下来进行，在其以下的温度区域是在100％的N₂气氛下进行。

退火后，从钢板上除去剩余的氧化镁，在所生成的镁橄榄石被膜(玻璃被膜)上形成以胶体二氧化硅和磷酸盐作为主体的绝缘被膜，制成制品。

将制品中的母材钢板中包含的化学成分记载于表1-2中。

[表1-2]

<磁畴控制>

磁畴控制通过机械方法或照射激光、电子束来进行。对于一部分钢板，利用蚀刻和激光照射来进行槽加工从而进行了磁畴控制。

<B化合物的种类>

关于析出物，将在钢板的C截面中观察到的包含B化合物的区域通过FIB来制作成平面试样，基于由透射型电子显微镜得到的电子射线衍射图谱进行了鉴定。其结果获知：析出物为JCPDS卡中记载的Fe₂B或Fe₃B。

<B化合物的个数密度>

关于B化合物的个数密度，在与钢板的轧制方向平行的面的轧制方向2mm×板宽方向2mm的区域中，通过EPMA以1μm间距对B浓度进行测绘分析来求出。

关于B化合物的个数密度，对与钢板的轧制方向平行的面通过使用了EPMA的B浓度测绘分析来求出。作为一个例子，在轧制方向2mm×板宽方向2mm的区域中以1μm间距进行分析，算出其个数频率。

<B化合物的长轴长度>

利用SEM将倍率由例如1000倍提高至5000倍，对通过测绘得到的B化合物直接进行观察，对20个以上的B化合物进行观察，求出各自的长轴长度，设定为平均长轴长度。

<GDS(I_{B_t(center)}/I_{B_t(surface)})>

在进行GDS的测定时，用氢氧化钠等碱水溶液将绝缘被膜除去，玻璃被膜是使用盐酸、硝酸、硫酸等来除去。将钢板供于辉光放电发光分析(GDS)。关于所测定的B的发光强度I_B，在将到达至中心区域为止的溅射时间设定为t(center)、将到达至表层区域为止的溅射时间设定为t(surface)时，对时间t(center)时的B的发光强度I_{B_t(center)}和时间t(surface)时的B的发光强度I_{B_t(surface)}进行了测定。由测定结果算出两者的比即I_{B_t(center)}/I_{B_t(surface)}。需要说明的是，t(surface)设定为300～400秒，t(center)设定为400～900秒。

<磁特性>

<磁通密度B₈>

对于由上述的制法得到的方向性电磁钢板，通过单板磁测定(SST)来测定了磁通密度B₈(以800A/m进行磁化时的磁通密度)。

<铁损W_17/50>

由磁畴控制前及磁畴控制后的方向性电磁钢板制作试验片(例如100mm×500mm的试验片)，测定了在磁通密度为1.7T、频率为50Hz时的励磁条件下所测定的每单位重量的能耗即铁损W_17/50(单位为W/kg)。

将各发明例及比较例的构造上的特征及特性示于表2中。就满足发明条件的发明例C1～C15而言，得到了与比较例相比磁特性优异的方向性电磁钢板。

[表2]

(实施例2)

通过与实施例1相同的方法制作了方向性电磁钢板(制品)。接着，对制品使用机械方法或激光、电子束来进行了磁畴控制。

此外，就D6而言，在成品退火前进行了磁畴控制。另外，就D7而言，在成品退火后且绝缘被膜形成前进行了磁畴控制。就D8而言，在1200℃下保持20小时后，在1200～1000℃的温度区域以5℃/小时进行冷却，在1000～600℃的温度区域以20℃/小时进行了冷却。就D9而言，在1200℃下保持20小时后，在1200～1000℃的温度区域以40℃/小时进行冷却，在1000～600℃的温度区域以5℃/小时进行了冷却。就D10而言，在1200℃下保持20小时后，在1200～1000℃的温度区域以40℃/小时进行冷却，在1000～600℃的温度区域以20℃/小时进行了冷却。此外，D6～D9的冷却时的气氛使用了与D1～D5同样的条件，但就D10而言，在1200℃～600℃的温度区域进行冷却时设定为100％的Ar气氛，在低于600℃的温度区域进行冷却时设定为100％的N₂气氛。D6～D10通过除了上述这些点以外、与D1～D5同样的制造方法进行了制造。

另外，就d1而言，将板坯加热至1270℃而进行了热轧。另外，就d2而言，将板坯加热至1300℃而进行了热轧。就d3而言，涂布退火分离剂，在1200℃下、氢气气氛中进行了3小时退火。就d4而言，涂布退火分离剂，在1200℃下、氢气气氛中进行了5小时退火。就d5而言，在1200℃保持20小时后，在1200～1000℃的温度区域以60℃/小时进行冷却，在1000～600℃的温度区域以20℃/小时进行了冷却。就d6而言，在1200℃保持20小时后，在1200～1000℃的温度区域以40℃/小时进行冷却，在1000～600℃的温度区域以40℃/小时进行了冷却。

d1～d6通过除了上述这些点以外、与D1～D5同样的制造方法进行了制造。

将各发明例及比较例的构造上的特征及特性示于表3中。此外，t(surface)设定为300～400秒，t(center)设定为400～900秒。

[表3]

可知：就中心区域的B的发光强度I_{B_t(center)}和表层区域的B的I_{B_t(surface)}满足上述式(1)的发明例D1～D10而言，得到了磁特性优异的方向性电磁钢板。另一方面，就某一制造条件为本发明的范围外的d1～d6而言，磁特性差。

(实施例3)

将表4-1中所示的成分组成的钢板坯加热至1150℃来供于热轧，制成板厚为2.6mm的热轧钢板，对该热轧钢板实施了在1100℃下进行退火、接着在900℃下进行退火的热轧板退火后，实施一次冷轧或夹有中间退火的多次冷轧，制成了最终板厚为0.22mm的冷轧钢板。

[表4-1]

对最终板厚为0.22mm的冷轧钢板实施在湿润气氛中、860℃下实施均热处理的脱碳退火，之后，实施氮化处理(增加钢板的氮量的退火)，涂布以氧化铝作为主要成分的退火分离剂，在1200℃、氢气气氛中保持20小时。保持后，在1200～1000℃的温度区域以40℃/小时进行冷却，在1000～600℃的温度区域以20℃/小时进行了冷却。此外，关于冷却，在1200℃～600℃的温度区域是在100％的H₂气氛下进行，在低于600℃的温度区域是在100％的N₂气氛下进行。

退火后，从钢板上除去剩余的氧化铝，在钢板上形成以胶体二氧化硅和磷酸盐作为主体的绝缘被膜，制成制品。

将制品中的母材钢板中包含的化学成分记载于表4-2中。

[表4-2]

<磁畴控制>

磁畴控制是通过机械方法或照射激光、电子束来进行。对一部分钢板利用蚀刻和激光照射来进行槽加工从而进行了磁畴控制。

各发明例及比较例的B化合物的长轴长度、个数密度及种类通过与实施例1及2同样的方法进行了测定。另外，各发明例及比较例的磁特性也通过与实施例1及2同样的方法进行了测定。

<GDS(I_B(d/2)/I_B(d/10))>

将母材钢板与中间层的合计厚度设定为d，对通过辉光放电发光分析(GDS)从中间层的表面对B的发光强度进行测定时的距离中间层的表面为d/2的深度位置处的B的发光强度I_B(d/2)和距离中间层的表面为d/10的深度位置处的B的发光强度I_B(d/10)进行了测定。由测定结果算出(I_B(d/2)/I_B(d/10))。

母材钢板与中间层的合计厚度d通过测微计或板厚度计进行了测定。

在确定“距离中间层的表面为d/2的深度位置”及“距离中间层的表面为d/10的深度位置”时，首先将Ar溅射稳定的1秒～10秒之间定义为中间层的表面。从像这样定义的中间层的表面，基于由上述的方法求出的d，确定了“距离中间层的表面为d/2的深度位置”及“距离中间层的表面为d/10的深度位置”。

将各发明例及比较例的构造上的特征及特性示于表5中。就满足发明条件的发明例G1～G15而言，得到了与比较例相比磁特性优异的方向性电磁钢板。

[表5]

(实施例4)

通过与实施例3相同的方法制作了方向性电磁钢板(制品)。接着，对制品使用机械方法或激光、电子束进行了磁畴控制。

此外，就H6而言，在成品退火前进行了磁畴控制。另外，就H7而言，在成品退火后且绝缘被膜形成前进行了磁畴控制。就H8而言，在1200℃保持20小时后，在1200～1000℃的温度区域以5℃/小时进行冷却，在1000～600℃的温度区域以20℃/小时进行了冷却。就H9而言，在1200℃保持20小时后，在1200～1000℃的温度区域以40℃/小时进行冷却，在1000～600℃的温度区域以5℃/小时进行了冷却。就H10而言，在1200℃保持20小时后，在1200～1000℃的温度区域以40℃/小时进行冷却，在1000～600℃的温度区域以20℃/小时进行了冷却。此外，H6～H9的冷却时的气氛使用了与H1～H5同样的条件，但就H10而言，在1200℃～600℃的温度区域进行冷却时，设定为100％的Ar气氛，在低于600℃的温度区域进行冷却时设定为100％的N₂气氛。H6～H10通过除了上述这些点以外、与H1～H5同样的制造方法进行了制造。

另外，就h1而言，将板坯加热至1270℃而进行了热轧。另外，就h2而言，将板坯加热至1300℃而进行了热轧。就h3而言，涂布退火分离剂，在1200℃下、氢气气氛中进行了3小时退火。就h4而言，涂布退火分离剂，在1200℃下、氢气气氛中进行了5小时退火。就h5而言，在1200℃下保持20小时后，在1200～1000℃的温度区域以60℃/小时进行冷却，在1000～600℃的温度区域以20℃/小时进行了冷却。就h6而言，在1200℃保持20小时后，在1200～1000℃的温度区域以40℃/小时进行冷却，在1000～600℃的温度区域以40℃/小时进行了冷却。

h1～h6通过除了上述这些点以外、与H1～H5同样的制造方法进行了制造。

将各发明例及比较例的构造上的特征及特性示于表6中。

[表6]

就H1～H10而言，得到了磁特性优异的方向性电磁钢板。另一方面，就某一制造条件为本发明的范围外的h1～h6而言，磁特性差。

产业上的可利用性

如上所述，根据本发明，在使用B作为抑制剂的高磁通密度的方向性电磁钢板(最终制品)中，能够适当地控制B化合物的析出形态，在工业上稳定地提供磁滞损耗小的低铁损的方向性电磁钢板。因而，本发明在电磁钢板制造产业中可利用性高。

Claims

1.一种方向性电磁钢板，其特征在于，其具备：

母材钢板；

于所述母材钢板上相接触地形成的下层被膜；和

于所述下层被膜上相接触地形成、且以磷酸盐和胶体状二氧化硅作为主体的绝缘被膜，

所述母材钢板作为化学成分以质量％计含有：

C：0.085％以下；

Si：0.80～7.00％；

Mn：0.05～1.00％；

Al：0.010～0.065％；

N：0.0040％以下；

Seq＝S+0.406·Se：0.015％以下；

B：0.0005～0.0080％；

剩余部分包含Fe及杂质，

所述母材钢板以1×10～1×10⁶个/mm³的个数密度含有长轴长度为1μm～20μm的B化合物，

所述下层被膜为镁橄榄石为主体的玻璃被膜或氧化硅为主体的中间层，所述B化合物为Fe₂B和Fe₃B中的至少一者。

2.根据权利要求1所述的方向性电磁钢板，其特征在于，所述下层被膜为所述玻璃被膜，

将所述绝缘被膜及所述玻璃被膜除去后通过辉光放电发光分析进行测定，将所述母材钢板的比板厚中心更靠所述玻璃被膜的一侧分成所述玻璃被膜侧的表层区域和所述表层区域与所述板厚中心之间的中心区域这两个区域，将到达至所述中心区域为止的溅射时间设定为t(center)、将到达至所述表层区域为止的溅射时间设定为t(surface)时，所述t(center)时的B的发光强度I_{B_t(center)}与所述t(surface)时的B的发光强度I_{B_t(surface)}满足下述式(1)，

I_{B_t(center)}>I_{B_t(surface)} (1)。

3.根据权利要求1所述的方向性电磁钢板，其特征在于，所述下层被膜为所述中间层，

将所述母材钢板与所述中间层的合计厚度设定为d，通过辉光放电发光分析从所述中间层的表面对B的发光强度进行测定时的距离所述中间层的所述表面为d/2的深度位置处的B的发光强度I_B(d/2)与距离所述中间层的所述表面为d/10的深度位置处的B的发光强度I_B(d/10)满足下述式(2)，

I_B(d/2)>I_B(d/10) (2)。