CN111868271A - 方向性电磁钢板及方向性电磁钢板的制造方法 - Google Patents

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annealing
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田中一郎
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竹田和年
多田裕俊
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Abstract

本发明的方向性电磁钢板具备：具有规定的化学组成的母材钢板、设置于上述母材钢板的表面的玻璃覆膜及设置于上述玻璃覆膜的表面的张力赋予性绝缘覆膜，在上述张力赋予性绝缘覆膜的表面，与相对于轧制方向正交的方向即板宽方向成规定的角度φ的线状的热应变沿着上述轧制方向以规定的间隔周期性地形成，上述线状的热应变上的半峰全宽F1与相邻的两个上述线状的热应变的中间位置处的半峰全宽F2满足0.00<(F1‑F2)/F2≤0.15，上述线状的热应变的宽度为10μm～300μm，在上述母材钢板中，以单位°计的绕二次再结晶粒的轧制方向轴的取向分散角γ、绕与板厚方向平行的轴的取向分散角α、绕相对于RD轴及ND轴分别垂直的轴的取向分散角β满足1.0≤γ≤8.0及0.0≤(α2+β2)0.5≤10.0。

Description

方向性电磁钢板及方向性电磁钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及方向性电磁钢板及方向性电磁钢板的制造方法。
本申请基于2018年03月22日在日本申请的特愿2018-054678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(也称为“单方向性电磁钢板”)是由在{110}<001>取向(以下，也称为“高斯(Goss)取向”)上高取向集中的晶粒构成的含有7质量％以下的硅(Si)的钢板。方向性电磁钢板主要作为变压器的铁芯材料被使用。在将方向性电磁钢板作为变压器的铁芯材料而使用的情况(即，将方向性电磁钢板作为铁心而层叠的情况)下，必须确保层间(层叠的钢板间)的绝缘性。因此，从确保绝缘性的观点考虑，需要在方向性电磁钢板的表面形成一次覆膜(玻璃覆膜)和二次覆膜(张力赋予性绝缘覆膜)。
方向性电磁钢板的一般的制造方法及玻璃覆膜和张力赋予性绝缘覆膜的形成方法如下所述。
首先，将含有7质量％以下的Si的钢坯热轧后，通过一次或者夹有中间退火的两次冷轧而将钢板精加工成规定的冷轧后的板厚。之后，通过湿润氢气氛中的退火(脱碳退火)，实施脱碳及一次再结晶处理，制成脱碳退火板。在所述脱碳退火中，在钢板表面，形成氧化膜(Fe2SiO4及SiO2)。接着，在对脱碳退火板涂布以MgO作为主体的退火分离剂并使其干燥的基础上，进行成品退火。通过所述成品退火，引起二次再结晶，钢板的晶粒组织集中于{110}<001>取向。同时，在钢板表面中，退火分离剂中的MgO与在脱碳退火时形成于钢板表面的氧化膜(Fe2SiO4及SiO2)发生反应，形成玻璃覆膜。通过对成品退火后的钢板(成品退火板)的表面(即，玻璃覆膜的表面)涂布以磷酸盐作为主体的涂布液并进行烧结，形成张力赋予性绝缘覆膜。
另外，在一部分制品中，为了提高方向性电磁钢板的磁特性，有时通过激光或电子束等而赋予应变来控制磁畴。然而，根据以下的专利文献1～专利文献7，认为通过这些磁畴控制而磁应变增加，原材料的噪音特性劣化。在以下的专利文献1～专利文献7中，对用于获得降低磁应变、并且噪音特性优异的方向性电磁钢板的方向性电磁钢板的磁畴控制方法进行了公开。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2015/129253号
专利文献2：国际公开第2016/136176号
专利文献3：日本特开平5-335128号公报
专利文献4：国际公开第2015/129255号
专利文献5：日本专利第6015723号公报
专利文献6：日本特开2015-161017号公报
专利文献7：日本特开2015-161024号公报
专利文献8：日本特开平4-5524公报
专利文献9：日本专利第5841594号公报
发明内容
发明所要解决的课题
然而，若按照成为噪音特性优异的条件的方式将磁畴控制条件最优化，则有可能铁损劣化。即，铁损与磁应变由于处于折中的关系，因此难以两者兼顾。例如，就上述专利文献1～专利文献3中公开的技术而言，虽然能够获得良好的噪音特性，但磁特性不充分，难以兼顾优异的噪音特性及磁特性。另外，就上述专利文献4～专利文献7而言，虽然提出了噪音特性与磁特性的兼顾条件，但止于磁畴控制条件的最优化，期望噪音特性与磁特性以更高水平兼顾。
本发明是鉴于上述问题而进行的。本发明的目的在于提供在不损害方向性电磁钢板的噪音特性的情况下能够更进一步提高磁特性的方向性电磁钢板及方向性电磁钢板的制造方法。
用于解决课题的手段
本发明人们为了解决上述课题，尝试了对脱碳退火条件和磁畴控制条件进行了各种变更的材料的磁特性及噪音特性的评价。其结果是，在一部分材料中，由磁畴控制引起的噪音特性的劣化少，并且，确认到优异的磁特性。更详细地进行了调查，结果得到由磁畴控制引起的磁应变变化量有可能强烈受到基底金属的二次再结晶组织的影响的认识。
所谓磁畴控制是通过相对于钢板导入热应变而将磁畴结构细分化来改善铁损的技术。理想而言，如果通过利用激光照射等相对于钢板周期性地导入热应变从而在钢板表面的激光照射部形成热应变，则在不损害磁应变的情况下可发挥磁畴细分化效果。然而，实际上，不仅在激光照射正下方，而且在激光照射部的间距间也被导入应变，这些应变(以下，有时称为“剩余应变”)对磁应变造成不良影响。
从前，由磁畴细分化引起的铁损与磁应变处于折中的关系。例如，为了谋求磁畴细分化，要求导入使线宽尽可能尖锐的线状的热应变。另一方面，为了改善铁损，要求将所导入的热应变的线宽控制在10μm～300μm。然而，在该情况下，被较多地导入剩余应变，磁应变劣化。像这样，难以兼顾铁损改善与磁应变。
然而，本发明人们进行了研究，结果可知：在对控制为规定的状态的二次再结晶组织以尖锐的线宽实施激光照射(热应变导入)的情况下，能够不损害磁应变地实现低铁损。即，获知：以噪音特性及磁特性的进一步改善作为目标，需要同时实施作为基底金属的二次再结晶取向的控制与对其实施的磁畴控制技术的最佳组合。另外，根据本发明人们的进一步研究的结果是，上述那样的技术的适用效果在较薄材中特别显著。
本发明是基于上述那样的认识而进行的，其主旨如下所述。
[1]本发明的一方案的方向性电磁钢板具备：母材钢板、设置于上述母材钢板的表面的玻璃覆膜及设置于上述玻璃覆膜的表面的张力赋予性绝缘覆膜，所述母材钢板具有以质量％计含有C：0.005％以下、Si：2.50～4.00％、Mn：0.010～0.500％、N：0.010％以下、P：0.0300％以下、Sol.Al：0.005％以下、S：0.010％以下、Bi：0～0.020％、Sn：0～0.500％、Cr：0～0.500％、Cu：0～1.000％、Se：0～0.080％、Sb：0～0.50％、剩余部分包含Fe及杂质的化学组成，在上述张力赋予性绝缘覆膜的表面，与相对于上述轧制方向正交的方向即板宽方向成规定的角度φ的线状的热应变沿着轧制方向以规定的间隔周期性地形成，在对具备上述热应变的上述张力赋予性绝缘覆膜的上述表面通过使用Co Kα射线作为射线源的X射线衍射光谱进行了测定时，关于与Fe的{110}面强度相对应的2θ＝52.38±0.50°的范围的衍射峰的半峰全宽，以单位°计的上述线状的热应变上的上述半峰全宽F1与相邻的两个上述线状的热应变的中间位置处的上述半峰全宽F2满足下述式(1)，在对上述线状的热应变通过磁畴观察用扫描型电子显微镜进行了观察时，上述线状的热应变的宽度为10μm～300μm，在上述母材钢板中，以单位°计的绕二次再结晶粒的轧制方向轴的取向分散角γ、绕与板厚方向平行的轴的取向分散角α、绕相对于上述RD轴及上述ND轴分别垂直的轴的取向分散角β满足下述式(2)及式(3)。
0.00<(F1-F2)/F2≤0.15 式(1)
1.0≤γ≤8.0 式(2)
0.0≤(α2+β2)0.5≤10.0 式(3)
[2]根据上述[1]所述的方向性电磁钢板，其中，上述角度φ也可以满足以下的式(4)。
0.0≤|φ|≤20.0 式(4)
[3]根据上述[1]或[2]所述的方向性电磁钢板，其中，相邻的上述线状的热应变的上述轧制方向的上述间隔也可以为2.0mm～10.0mm。
[4]根据上述[1]～[3]中任一项所述的方向性电磁钢板，其中，上述母材钢板的板厚也可以为0.17mm～0.22mm。
[5]根据上述[1]～[4]中任一项所述的方向性电磁钢板，其中，上述母材钢板的上述化学组成也可以以质量％计含有Bi：0.001％～0.020％。
[6]根据上述[1]～[5]中任一项所述的方向性电磁钢板，其中，上述母材钢板的上述化学组成也可以以质量％计含有选自Sn：0.005～0.500％、Cr：0.01～0.500％及Cu：0.01～1.000％中的1种以上。
[7]本发明的另一方案的方向性电磁钢板的制造方法包括以下工序：热轧工序，该热轧工序将具有以质量％计含有C：0.010～0.200％、Si：2.50～4.00％、Sol.Al：0.010～0.070％、Mn：0.010～0.500％、N：0.020％以下、P：0.0300％以下、S：0.005～0.080％、Bi：0～0.020％、Sn：0～0.500％、Cr：0～0.500％、Cu：0～1.000％、Se：0～0.080％、Sb：0～0.50％、剩余部分包含Fe及杂质的化学组成的钢坯加热后进行热轧，得到热轧钢板；热轧板退火工序，该热轧板退火工序将上述热轧钢板进行退火而得到热轧退火钢板；冷轧工序，该冷轧工序对上述热轧退火钢板实施一次冷轧或夹有中间退火的多次冷轧，得到冷轧钢板；脱碳退火工序，该脱碳退火工序对上述冷轧钢板实施脱碳退火，得到脱碳退火钢板；成品退火工序，该成品退火工序对于上述脱碳退火钢板涂布退火分离剂后，实施成品退火；绝缘覆膜形成工序，该绝缘覆膜形成工序在成品退火后的钢板表面形成张力赋予性绝缘覆膜；以及磁畴细分化工序，该磁畴细分化工序通过激光束或电子束在上述张力赋予性绝缘覆膜的表面导入线状的热应变，上述脱碳退火工序中的600℃～800℃的温度区域中的升温速度S0(℃/秒)及氧势P0满足下述式(5)及式(6)，上述脱碳退火工序的均热工序包括：第一均热工序，该第一均热工序在氧势P2为0.20～1.00的气氛中、在700℃～900℃的温度T2℃下保持10秒～1000秒的时间；和第二均热工序，该第二均热工序接着该第一均热工序而实施，在满足下述式(10)的氧势P3的气氛中、在满足下述式(11)的温度T3℃下保持5秒～500秒的时间，上述磁畴细分化工序中的上述激光束或电子束的平均照射能量密度Ua(mJ/mm2)满足下述式(7)。
400≤S0≤2500 式(5)
0.0001≤P0≤0.10 式(6)
1.0≤Ua≤5.0 式(7)
P3<P2 式(10)
T2+50≤T3≤1000 式(11)
其中，上述平均照射能量密度Ua使用束功率PW(W)、板宽方向的激光束或电子束的扫描速度Vc(m/秒)、轧制方向的束照射间隔PL(mm)以Ua＝PW/(Vc×PL)来定义。
[8]根据上述[7]所述的方向性电磁钢板的制造方法，其中，在上述磁畴细分化工序中，也可以沿着轧制方向，按照与相对于上述轧制方向正交的方向即板宽方向成规定的角度φ的方式，上述线状的热应变以规定的间隔周期性地导入，上述角度φ满足以下的式(4)。
0≤|φ|≤20.0…式(4)
[9]根据上述[7]或[8]所述的方向性电磁钢板的制造方法，在上述磁畴细分化工序中，也可以按照相邻的上述线状的热应变的轧制方向的间隔成为2.0mm～10.0mm的方式照射上述激光束或电子束。
[10]根据上述[7]～[9]中任一项所述的方向性电磁钢板的制造方法，其中，上述脱碳退火工序的升温工序中的500℃以上且低于600℃的温度区域中的升温速度S1(℃/秒)及氧势P1也可以满足下述式(8)及式(9)。
300≤S1≤1500 式(8)
0.0001≤P1≤0.50 式(9)
[11]根据上述[7]～[10]中任一项所述的方向性电磁钢板的制造方法，其中，上述冷轧钢板的板厚也可以为0.17mm～0.22mm。
[12]根据上述[7]～[11]中任一项所述的方向性电磁钢板的制造方法，其中，上述钢坯的上述化学组成也可以以质量％计含有Bi：0.001％～0.020％。
[13]根据上述[7]～[12]中任一项所述的方向性电磁钢板的制造方法，其中，上述钢坯的上述化学组成也可以以质量％计含有选自Sn：0.005～0.500％、Cr：0.01～0.500％及Cu：0.01～1.000％中的1种以上。
发明效果
如以上说明的那样，根据本发明的上述方案，能够在不损害方向性电磁钢板的噪音特性的情况下更进一步提高磁特性。
附图说明
图1是用于对方向性电磁钢板中的方向进行说明的图。
图2A是示意性表示本实施方式的方向性电磁钢板的结构的图。
图2B是示意性表示该实施方式的方向性电磁钢板的结构的图。
图3是用于对该实施方式的方向性电磁钢板的张力赋予性绝缘覆膜进行说明的图。
图4是表示该实施方式的方向性电磁钢板的制造方法的流程的一个例子的流程图。
图5是表示该实施方式的脱碳退火工序的流程的一个例子的流程图。
图6是表示该实施方式的脱碳退火工序的热处理曲线的一个例子的图。
图7是表示该实施方式的脱碳退火工序的热处理曲线的一个例子的图。
具体实施方式
以下参照附图的同时，对本发明的优选实施方式进行详细说明。在本说明书及附图中，对于实质上具有同一功能构成的构成要素，通过标注同一符号而省略重复说明。
(关于达到本发明的原委)
以下，首先，在对本发明的一实施方式的方向性电磁钢板(本实施方式的方向性电磁钢板)及其制造方法进行说明之前，对于本发明人们通过进行深入研究而获得的认识和基于所述认识而达到本发明的原委，参照图1的同时进行简单说明。图1是用于对方向性电磁钢板中的方向进行说明的图。
本发明人们如之前言及的那样对于对脱碳退火条件和磁畴控制条件进行了各种变更的材料尝试了评价磁特性及噪音特性。其结果是，在一部分材料中，由磁畴控制引起的噪音特性的劣化少，并且确认到优异的磁特性。更详细地进行了调查，结果能够获得由磁畴控制引起的磁应变变化量强烈受到二次再结晶取向的影响的认识。
所谓磁畴细分化技术如上所述是通过对于钢板导入热应变而将磁畴结构细分化来改善铁损的技术。热应变通过相对于方向性电磁钢板的表面周期性地照射连续波激光束或电子束而导入。其结果是，在方向性电磁钢板的表面周期性地形成热应变。然而，在实际的操作中，不仅在上述那样的束照射部，而且在相邻的束照射部之间(中间位置)也被导入剩余应变，这些剩余应变对磁应变造成不良影响。
本发明人们对磁应变变化量与二次再结晶组织的关系进行了评价，结果发现，磁应变变化量小的试样的二次再结晶取向的图1中所示那样的绕轧制方向轴(二次再结晶粒的轧制方向轴、以下也称为“RD轴”)的取向分散旋转大，图1中所示那样的绕与板厚方向平行的轴(以下也称为“ND轴”)的取向分散旋转、以及绕相对于RD轴及ND轴这两者垂直的轴(以下也称为“TD轴”)的取向分散旋转存在变小的倾向。所述现象的原因并不完全清楚，但推测这是由于根据晶体取向存在容易导入应变的取向和难以导入的取向。
基于所述认识，本发明人们进一步进行了研究，结果想到如以下详细叙述那样的本实施方式的方向性电磁钢板及方向性电磁钢板的制造方法。
(关于方向性电磁钢板)
接着，对本实施方式的方向性电磁钢板进行详细说明。
<关于方向性电磁钢板的主要构成>
首先，参照图2A及图2B的同时对本实施方式的方向性电磁钢板的主要构成进行说明。图2A及图2B是示意性表示本实施方式的方向性电磁钢板的结构的图。
本实施方式的方向性电磁钢板10如图2A中示意性表示的那样，具有母材钢板11、形成于母材钢板11的表面的玻璃覆膜13和形成于玻璃覆膜13的表面的绝缘覆膜的一个例子即张力赋予性绝缘覆膜15。玻璃覆膜13及张力赋予性绝缘覆膜15只要形成于母材钢板11的至少一个面即可，但通常如图2B中示意性表示的那样，形成于母材钢板11的两面。
以下，对于本实施方式的方向性电磁钢板10，以特征性的构成为中心进行说明。在以下的说明中，对于公知的构成、本领域技术人员可实施的一部分构成，有时省略详细的说明。
[关于母材钢板11]
母材钢板11通过由含有如以下详细叙述那样的化学成分的钢坯来制造，从而显示出优异的噪音特性和磁特性。对于所述母材钢板11的化学成分，以下重新进行详细叙述。
[关于玻璃覆膜13]
玻璃覆膜13是位于母材钢板11的表面的以硅酸镁作为主要成分的无机质的覆膜。玻璃覆膜通过在成品退火中涂布于母材钢板的表面的包含氧化镁(MgO)的退火分离剂与母材钢板11的表面的成分发生反应而形成，变得具有来源于退火分离剂及母材钢板的成分的组成(更详细而言，以Mg2SiO4作为主要成分的组成)。
[关于张力赋予性绝缘覆膜15]
张力赋予性绝缘覆膜15位于玻璃覆膜13的表面，通过对方向性电磁钢板10赋予电绝缘性而降低涡流损耗，提高方向性电磁钢板10的铁损。另外，张力赋予性绝缘覆膜15除了上述那样的电绝缘性以外，还实现耐蚀性、耐热性、滑动性之类的各种特性。
进而，张力赋予性绝缘覆膜15具有对方向性电磁钢板10赋予张力的功能。通过对方向性电磁钢板10赋予张力而使方向性电磁钢板10中的磁畴壁移动变得容易，能够提高方向性电磁钢板10的铁损。
另外，对于所述张力赋予性绝缘覆膜15的表面，使用连续波激光束或电子束，通过以下详细说明那样的方法而实施磁畴细分化处理。其结果是，与相对于轧制方向正交的方向即板宽方向成规定的角度φ的线状的热应变沿着轧制方向以规定的间隔周期性地形成。由此，在本实施方式的方向性电磁钢板中，磁特性更进一步提高。
所述张力赋予性绝缘覆膜15例如通过将以金属磷酸盐和二氧化硅作为主要成分的涂敷液涂布于玻璃覆膜13的表面并进行烧结而形成。
<关于方向性电磁钢板10的板厚>
本实施方式的方向性电磁钢板10的制品板厚(图2A及图2B中的厚度t)没有特别限定，例如可以设定为0.17mm～0.35mm。另外，在本实施方式中，在冷轧后的板厚低于0.22mm的薄材料(即，较薄材)的情况下效果变得显著，玻璃覆膜的密合性变得更进一步优异。冷轧后的板厚例如更优选为0.17mm～0.20mm。
<关于母材钢板11的化学成分>
接着，对本实施方式的方向性电磁钢板10的母材钢板11的化学成分进行详细说明。以下，只要没有特别说明，“％”的表述表示“质量％”。
具有以下那样的化学成分的钢坯在经由如以下详细叙述那样的工序而变成方向性电磁钢板的情况下，关于母材钢板11的碳(C)、酸可溶性铝(Sol.Al)、氮(N)及硫(S)以外的成分，保持与钢坯时同样的含量。另一方面，关于碳(C)、酸可溶性铝(Sol.Al)、氮(N)及硫(S)，通过经由如以下详细叙述那样的工序，含量发生变化。
[C：0.010％～0.200％]
C(碳)是显示磁通密度的改善效果的元素，在钢坯的C含量超过0.200％的情况下，在二次再结晶退火(即，成品退火)中钢发生相变，二次再结晶未充分进行，得不到良好的磁通密度和铁损特性。因此，将钢坯的C含量设定为0.200％以下。由于C含量越少对于铁损降低而言越优选，因此从铁损降低的观点出发，C含量优选为0.150％以下，更优选为0.100％以下。
另一方面，在钢坯的C含量低于0.010％的情况下，无法获得磁通密度的改善效果。因此，钢坯的C含量设定为0.010％以上。C含量优选为0.040％以上，更优选为0.060％以上。
上述那样的钢坯中的C含量通过经由如以下详细叙述那样的工序而变成本实施方式的方向性电磁钢板10，母材钢板11中的C含量成为0.005％(50ppm)以下。
[Si：2.50％～4.00％]
Si(硅)是对于提高钢的电阻(比电阻)并降低构成铁损的一部分的涡流损耗而言极有效的元素。在Si含量低于2.50％的情况下，在二次再结晶退火中钢发生相变，二次再结晶未充分进行，得不到良好的磁通密度和铁损特性。因此，在本实施方式的钢坯及母材钢板11中，Si含量设定为2.50％以上。Si含量优选为3.00％以上，更优选为3.20％以上。
另一方面，在Si含量超过4.00％的情况下，钢板脆化，制造工序中的通板性显著劣化。因此，在本实施方式的钢坯及母材钢板11中，Si含量设定为4.00％以下。Si含量优选为3.80％以下，更优选为3.60％以下。
[酸可溶性Al：0.010％～0.070％]
酸可溶性铝(Sol.Al)是在方向性电磁钢板中左右二次再结晶的被称为抑制剂的化合物中的主要抑制剂的构成元素，在本实施方式的母材钢板11中，从二次再结晶表现的观点出发是必须的元素。在钢坯的Sol.Al含量低于0.010％的情况下，作为抑制剂发挥功能的AlN未充分生成，二次再结晶变得不充分，铁损特性不提高。因此，在本实施方式的钢坯中，Sol.Al含量设定为0.010％以上。Sol.Al含量优选为0.015％以上，更优选为0.020％。
另一方面，在Sol.Al含量超过0.070％的情况下，钢板的脆化变得显著。因此，在本实施方式的钢坯中，Sol.Al含量设定为0.070％以下。Sol.Al含量优选为0.050％以下，更优选为0.030％以下。
上述那样的钢坯中的Sol.Al含量通过经由如以下详细叙述那样的工序而变成本实施方式的方向性电磁钢板10，母材钢板11中的Sol.Al含量成为0.005％(50ppm)以下。
[Mn：0.010％～0.500％]
Mn(锰)是形成作为主要的抑制剂之一的MnS的重要的元素。在Mn含量低于0.010％的情况下，对于产生二次再结晶而言所需的MnS的绝对量不足。因此，在本实施方式的钢坯及母材钢板11中，Mn含量设定为0.010％以上。Mn含量优选为0.030％以上，更优选为0.060％以上。
另一方面，在Mn含量超过0.500％的情况下，在二次再结晶退火中钢发生相变，二次再结晶未充分进行，得不到良好的磁通密度和铁损特性。因此，在本实施方式的钢坯及母材钢板11中，Mn含量设定为0.500％以下。Mn含量优选为0.300％以下，更优选为0.100％以下。
[N：0.020％以下]
N(氮)是与上述的酸可溶性Al反应而形成作为抑制剂发挥功能的AlN的元素。在钢坯的N含量超过0.020％的情况下，在冷轧时，在钢板中产生泡疤(空孔)，而且钢板的强度上升，制造时的通板性恶化。因此，在本实施方式的钢坯中，将钢坯的N含量设定为0.020％以下。N含量优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下。只要不将AlN作为抑制剂有效利用，则N含量的下限值可包含0％。然而，由于化学分析的检测限值为0.0001％，因此在实用钢板中，实质性的N含量的下限值为0.0001％。另一方面，为了与Al结合而形成作为抑制剂发挥功能的AlN，N含量优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。
上述那样的钢坯中的N含量通过经由如以下详细叙述那样的工序而变成本实施方式的方向性电磁钢板10，母材钢板11中的N含量成为0.010％(100ppm)以下。
[S：0.005％～0.080％]
S(硫)是通过与上述Mn反应而形成作为抑制剂的MnS的重要的元素。在钢坯的S含量低于0.005％的情况下，无法获得充分的抑制剂效果。因此，在本实施方式的钢坯中，将S含量设定为0.005％以上。S含量优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上。
另一方面，在钢坯的S含量超过0.080％的情况下，成为热脆性的原因，热轧变得显著困难。因此，在本实施方式的钢坯中，S含量设定为0.080％以下。S含量优选为0.040％以下，更优选为0.030％以下。
上述那样的钢坯中的S含量通过经由如以下详细叙述那样的工序而变成本实施方式的方向性电磁钢板10，母材钢板11中的S含量成为0.010％(100ppm)以下。
P：0.0300％以下
P是使轧制中的加工性降低的元素。通过将P含量设定为0.0300％以下，能够抑制轧制加工性过度降低，能够抑制制造时的断裂。从这样的观点出发P含量设定为0.0300％以下。P含量优选为0.0200％以下，更优选为0.0100％以下。
P含量的下限可包含0％，但由于化学分析的检测限值为0.0001％，因此在实用钢板中，实质性的P含量的下限值为0.0001％。另外，P也是具有改善集合组织、改善磁性的效果的元素。为了获得该效果，也可以将P含量设定为0.0010％以上，也可以设定为0.0050％以上。
在本实施方式的钢坯及母材钢板11中，为了提高本实施方式的方向性电磁钢板的特性，除了上述的各种元素以外，还可以进一步含有Se、Sb、Bi、Cr、Sn及Cu中的1种以上来代替剩余部分的Fe的一部分。Se、Sb、Bi、Cr、Sn及Cu由于在本实施方式的钢坯及母材钢板11中为任选元素，因此其含量的下限值成为0％。
[Se：0％～0.080％]
Se(硒)是具有磁性改善效果的元素。因此，也可以含有。Se在本实施方式的钢坯及母材钢板11中为任选元素。因此，其含量的下限值成为0％，但在含有Se的情况下，为了良好地发挥磁性改善效果，优选将含量设定为0.001％以上。若考虑磁性与覆膜密合性的兼顾，则Se含量优选为0.003％以上，更优选为0.006％以上。
另一方面，若超过0.080％而含有Se，则玻璃覆膜显著劣化。因此，将Se含量的上限设定为0.080％。Se含量优选为0.050％以下，更优选为0.020％以下。
[Sb：0％～0.50％]
Sb(锑)与Se同样为具有磁性改善效果的元素。因此，也可以含有。Sb在本实施方式的钢坯及母材钢板11中为任选元素。因此，其含量的下限值成为0％，但在含有Sb的情况下，为了良好地发挥磁性改善效果，优选将含量设定为0.005％以上。若考虑磁性与覆膜密合性的兼顾，则Sb含量优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。
另一方面，若超过0.50％而含有Sb，则玻璃覆膜显著劣化。因此，将Sb含量的上限设定为0.50％。Sb含量优选为0.30％以下，更优选为0.10％以下。
[Bi：0％～0.020％]
Bi(铋)为具有提高磁特性的效果的元素。因此，也可以含有。Bi在本实施方式的钢坯及母材钢板11中为任选元素。因此，其含量的下限值成为0％，但由于设定为0％在工业上并不容易，因此也可以将硅钢板的Bi含量设定为0.0001％以上。另外，在含有Bi的情况下，为了良好地发挥磁特性提高效果，优选将Bi含量设定为0.0005％以上，更优选设定为0.0010％。
另一方面，若Bi的含量超过0.020％，则有时冷轧时的通板性劣化。因此，Bi含量设定为0.020％以下。另外，若成品退火时的纯化不充分而在最终制品中Bi作为杂质过量地残留，则有时对磁特性造成不良影响。因此，Bi含量优选为0.010％以下，更优选为0.005％以下。
[Cr：0％～0.500％]
Cr(铬)与后述的Sn及Cu同样地为有助于二次再结晶组织中的高斯取向占有率的增加并提高磁特性、同时有助于玻璃覆膜密合性的提高促进的元素。Cr在本实施方式的钢坯及母材钢板11中为任选元素。因此，其含量的下限值成为0％，但为了获得所述效果，优选将Cr含量设定为0.010％以上，更优选设定为0.030％以上。
另一方面，在Cr含量超过0.500％的情况下，形成Cr氧化物，磁性降低。因此，Cr含量设定为0.500％以下。Cr含量优选为0.200％以下，更优选为0.100％以下。
[Sn：0％～0.500％]
Sn(锡)为通过一次结晶组织控制而有助于磁性改善的元素。Sn在本实施方式的钢坯及母材钢板11中为任选元素。因此，其含量的下限值成为0％，但为了获得磁性改善效果，优选将Sn含量设定为0.005％以上。Sn含量更优选为0.009％以上。
另一方面，在Sn含量超过0.500％的情况下，二次再结晶变得不稳定，磁特性劣化。因此，在本实施方式的母材钢板11中，Sn含量设定为0.500％以下。Sn含量优选为0.300％以下，更优选为0.150％以下。
[Cu：0％～1.000％]
Cu(铜)与Bi、Cr同样是有助于二次再结晶的组织中的高斯取向占有率的增加、同时有助于玻璃覆膜密合性的提高的元素。Cu在本实施方式的钢坯及母材钢板11中为任选元素。因此，其含量的下限值成为0％，但为了获得所述效果，优选将Cu含量设定为0.010％以上。Cu含量更优选为0.030％以上。另一方面，在Cu含量超过1.000％的情况下，在热轧中钢板脆化。因此，在本实施方式的钢坯及母材钢板11中，将Cu含量设定为1.000％以下。Cu含量优选为0.500％以下，更优选为0.100％以下。
另外，为了由方向性电磁钢板10获得母材钢板11中的化学成分的总量，只要对方向性电磁钢板10利用碱液实施洗涤处理而将张力赋予性绝缘覆膜15除去，再进一步利用酸洗实施玻璃覆膜13的除去处理，使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-AtomicEmission Spectrometry，电感耦合等离子体原子发射光谱法)进行测定即可。此时，C及S只要使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，N只要使用不活泼气体熔化-热导率法进行测定即可，O只要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。
作为张力赋予性绝缘覆膜的除去方法，只要将具有覆膜的单方向性电磁钢板浸渍于高温的碱溶液中即可。具体而言，通过在NaOH：30～50质量％+H2O：50～70质量％的氢氧化钠水溶液中在80～90℃下浸渍5～10分钟后进行水洗并干燥，可以从单方向性电磁钢板中除去张力赋予性绝缘覆膜。只要根据张力赋予性绝缘覆膜的厚度来改变在上述的氢氧化钠水溶液中浸渍的时间即可。
另外，例如，作为玻璃覆膜的除去方法，通过在浓度为30～40％的盐酸中在80～90℃下浸渍1～5分钟后，进行水洗并干燥，可以除去玻璃覆膜。
如上所述绝缘覆膜的除去使用碱溶液，玻璃覆膜的除去使用盐酸，像这样区别使用而除去。通过除去绝缘覆膜及玻璃覆膜，钢板显现出而变得能够测定。
另外，板坯(钢坯)的钢成分只要从铸造前的钢液采集样品而进行组成分析、或从铸造后的板坯除去表面氧化膜等而进行组成分析即可。
本实施方式的钢坯及母材钢板11的化学成分的上述的元素(必须元素、任选元素)以外的剩余部分将为Fe及杂质作为基本。然而，以磁特性的提高、强度、耐蚀性、疲劳特性等之类的对结构构件所要求的特性的提高、铸造性或通板性的提高、因废料等使用而带来的生产率的提高为目的，钢坯及母材钢板11即使进一步含有合计5.00％以下、优选3.00％以下、更优选1.00％以下的选自Mo(钼)、W(钨)、In(铟)、B(硼)、Au(金)、Ag(银)、Te(碲)、Ce(铈)、V(钒)、Co(钴)、Ni(镍)、Ca(钙)、Re(铼)、Os(锇)、Nb(铌)、Zr(锆)、Hf(铪)、Ta(钽)、Y(钇)、La(镧)、Cd(镉)、Pb(铅)、As(砷)等中的1种或2种以上来代替剩余部分的Fe的一部分，本实施方式的方向性电磁钢板的效果也不会消失。这些元素由于为可任选包含的元素，因此这些元素的合计含量的下限值为0％。
另外，所谓杂质是与添加的意图无关地存在于钢坯及母材钢板11中的物质，是在所得到的方向性电磁钢板中没有必要存在的成分。作为“杂质”的术语是包含在工业上制造钢材料时从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的杂质的概念。这样的杂质可以以不对本实施方式的方向性电磁钢板的效果造成不良影响的量包含。
以上，对本实施方式的钢坯及母材钢板11的化学成分进行了详细说明。
<关于形成于张力赋予性绝缘覆膜15的表面的热应变>
接着，参照图3的同时，对相对于本实施方式的方向性电磁钢板10所具有的张力赋予性绝缘覆膜15导入而形成于张力赋予性绝缘覆膜15的表面的热应变进行详细说明。图3是用于对本实施方式的方向性电磁钢板10的张力赋予性绝缘覆膜15进行说明的图。
图3是从上方观察本实施方式的方向性电磁钢板10所具有的张力赋予性绝缘覆膜15的情况的示意图，本来是对通过利用磁畴观察用扫描型电子显微镜(磁畴SEM)进行观察而能够观察的线状的热应变21进行示意性图示的图。
作为对本实施方式中着眼的噪音特性的影响因子，可列举出应变的存在。如之前言及的那样的利用激光束或电子束的磁畴控制是通过磁畴细分化来改善铁损的技术，但同时也是导入剩余应变的技术。
在本实施方式的方向性电磁钢板10中，如图3中示意性表示的那样，相对于张力赋予性绝缘覆膜15的表面，与相对于轧制方向正交的方向即板宽方向(与TD轴平行的方向)成规定的角度φ的线状的热应变21沿着轧制方向(与RD轴平行的方向)以规定的间隔p周期性地被导入。
例如，作为磁畴细分化所需的线状的热应变，优选导入使线宽尽可能尖锐的线状的热应变。对于铁损改善，激光束或电子束的束线宽(图3中的线宽W)具体而言优选为10μm～300μm。在该情况下，导入有线状的热应变21的部位(图3中的点A的部位)的应变量变得最大，随着远离线状的热应变21，所导入的应变量(可以认为是剩余应变量)逐渐减少，距离点A在轧制方向(与RD轴平行的方向)上仅间隔p/2的部位(图3中的点B的部位)的剩余应变量变得最小。在以上述那样的束线宽W导入线状的热应变21的情况下，被较多地导入剩余应变，方向性电磁钢板的磁应变降低。
热应变21的线宽W虽然无法通过目视来确认，但通过使用磁畴SEM等磁畴结构观察装置，可以将热应变21可视化而对线宽W进行定量评价。
导入至张力赋予性绝缘覆膜15的剩余应变量可以通过测定X射线衍射光谱来进行评价。具体而言，通过评价线状的热应变21(图3中的点A)的晶格应变与线状的热应变21间(更详细而言，图3中的点B(1个热应变21和其相邻的热应变21的RD方向上的中间地点))的晶格应变之比，可以判断剩余应变的多少。
关于晶格应变，可以测定将射线源设定为Co Kα射线的X射线衍射(X-RayDiffcation：XRD)光谱，由Fe的{110}面来源的(与面强度相对应)衍射峰的半峰全宽来评价。作为所述Fe的{110}面来源的衍射峰，着眼于在2θ＝52.38±0.50°的范围内检测到的衍射峰。在该情况下，剩余应变量可以使用在点A处测定的XRD光谱中的2θ＝52.38±0.50°的范围的衍射峰的半峰全宽F1(°)和在点B处测定的XRD光谱中的2θ＝52.38±0.50°的范围的衍射峰的半峰全宽F2(°)以(F1-F2)/F2来定义。
以往，若从获得低铁损的观点出发而将热应变21的线宽W控制为10μm～300μm，则通过用磁畴SEM对线状的热应变21进行观察而获得的绕二次再结晶粒的轧制方向轴(RD轴)的取向分散角γ(°)变得无法满足下述式(101)所表示的关系。在该情况下，剩余应变量(F1-F2)/F2变得超过0.15，磁应变劣化。
然而，可知：对于通过本实施方式中说明的方法而控制二次再结晶组织、绕RD轴的取向分散角γ(°)满足下述式(101)、并且绕ND轴的取向分散角α(°)及绕TD轴的取向分散角β(°)满足下述式(102)的关系的母材钢板11(即，晶体取向成为下述式(101)及式(102)所规定的方向的母材钢板11)，即使以线宽W为10μm～300μm的条件导入线状的热应变21，剩余应变量(F1-F2)/F2也成为0.15以下，能够兼顾低铁损和低磁应变。
1.0≤γ≤8.0 式(101)
0.0≤(α2+β2)0.5≤10.0 式(102)
在上述式(101)中，在绕RD轴的取向分散角γ(°)低于1.0的情况及超过8.0的情况下，变得难以兼顾低铁损与低磁应变。另外，在上述式(102)中，即使在(α2+β2)0.5的值超过10.0的情况下，低铁损与低磁应变的兼顾化也变得困难。
如之前言及的那样，在取向分散角γ大于取向分散角α、β的情况下，由于磁应变变得更小，因此(α2+β2)0.5的值较小对于磁应变而言是有利的。因此，(α2+β2)0.5的值优选为0.0～4.0。另外，关于绕RD轴的取向分散角γ，也通过成为2.5～5.0而磁应变进一步提高，因此优选。
理想的高斯取向为{110}<001>取向。然而，实际的晶体取向稍微从{110}<001>偏离。在本实施方式中，将绕RD、ND、TD轴相对于理想的高斯取向{110}<001>的偏离角定义为取向分散角(γ、α、β)。方向性电磁钢板的晶体取向例如可以使用劳厄衍射装置(RIGAKURASCO-L II V)并通过实验方法而获得。例如，通过对宽度方向上为100mm×长度方向上为500mm或宽度方向上为60mm×长度方向上为300mm的方向性电磁钢板以长度方向上10mm、宽度方向上10mm间隔照射X射线，利用PC上的解析软件将劳厄衍射点进行拟合，可得到欧拉角φ1、Φ、φ2。例如由于高斯取向的欧拉角在Bunge表述中以φ1＝0°、Φ＝45°、φ2＝0°给予，因此通过将实验中获得的取向角度与高斯取向的角度进行比较，可获得绕RD、ND、TD轴的偏离角、即取向分散角。
在本实施方式的方向性电磁钢板10中，如以下详细叙述的那样，通过控制脱碳退火时的热处理条件而控制二次再结晶组织，能够制成具有上述那样的特定的晶体取向的母材钢板11。通过相对于具有所述母材钢板11的方向性电磁钢板10利用如以下详细叙述那样的磁畴细分化方法导入线状的热应变21，能够按照满足以下的式(103)所表示的关系的方式，控制剩余应变量(F1-F2)/F2。其结果是，在本实施方式的方向性电磁钢板10中，能够在不损害噪音特性的情况下更进一步提高磁特性。
0.00<(F1-F2)/F2≤0.15 式(103)
在剩余应变量(F1-F2)/F2成为0.00以下的情况下，导入至张力赋予性绝缘覆膜15的应变量变得不充分，无法获得良好的磁特性。
另一方面，在剩余应变量(F1-F2)/F2超过0.15的情况下，如之前言及的那样，磁应变劣化。剩余应变量(F1-F2)/F2优选为0.01～0.05。所导入的剩余应变量(F1-F2)/F2在后述的磁畴细分化工序中，可以通过调整激光束或电子束的平均照射能量密度来控制。
图3中示意性表示的那样的线状的热应变21未必需要相对于轧制方向(与RD轴平行的方向)为直角(即，相对于TD轴平行)，也可以如以下的式(104)中所示的那样，相对于TD轴为±20°的范围。即，如图3中示意性表示的那样，TD轴与线状的热应变21所成的角φ的大小|φ|优选为0°～20°的范围内。
0.0≤|φ|≤20.0 式(104)
其中，在角度φ的大小超过20°的情况下，有时变得难以实现所期望的二次再结晶取向。角度φ的大小更优选为0.0°～10.0°。
另外，图3中所示那样的相邻的线状的热应变21的间隔(与RD轴平行的方向的从热应变的中心至相邻的热应变21的中心为止的间隔)p优选为2.0mm～10.0mm。通过将间隔p设定为2.0mm～10.0mm，变得能够更可靠地导入所期望的热应变。相邻的线状的热应变21的间隔p更优选为3.0mm～8.0mm。
以上，对本实施方式的方向性电磁钢板10进行了详细说明。
本实施方式的方向性电磁钢板所显示的各种磁特性可以依据JIS C2550-1(2011)中规定的爱普斯坦法、JIS C 2556(2011)中规定的单板磁特性测定法(Single SheetTester：SST)来进行测定。
(关于方向性电磁钢板的制造方法)
接着，对于本实施方式的方向性电磁钢板的制造方法，参照图4～图7的同时进行详细说明。图4是表示本实施方式的方向性电磁钢板的制造方法的流程的一个例子的流程图。图5是表示本实施方式的脱碳退火工序的流程的一个例子的流程图。图6及图7是表示本实施方式的脱碳退火工序的热处理曲线的一个例子的图。
<方向性电磁钢板的制造方法的整体的流程>
以下，参照图4的同时，对本实施方式的方向性电磁钢板的制造方法的整体的流程进行说明。
本实施方式的方向性电磁钢板的制造方法的整体的流程如下所述。
首先，将具有上述那样的化学成分的钢坯(板坯)进行热轧后，实施退火，得到热轧退火工序。接着，对所得到的热轧退火钢板在酸洗后实施一次或夹有中间退火的两次冷轧，得到冷轧至规定的冷轧后的板厚的冷轧钢板。之后，对于所得到的冷轧钢板，通过湿润氢气氛中的退火(脱碳退火)，进行脱碳及一次再结晶，制成脱碳退火钢板。在所述脱碳退火中，在钢板的表面形成规定的Mn系氧化膜。接着，将以MgO作为主体的退火分离剂涂布于脱碳退火钢板的表面后使其干燥，进行成品退火。通过所述成品退火，引起二次再结晶，钢板的晶粒组织集中于{110}<001>取向。同时，在钢板表面，退火分离剂中的MgO与在脱碳退火时形成于钢板表面的氧化膜(Fe2SiO4及SiO2)发生反应，形成玻璃覆膜。将成品退火板通过水洗或酸洗而除粉后，通过涂布以磷酸盐作为主体的涂布液并进行烧结，形成张力赋予性绝缘覆膜。
即，在本实施方式的方向性电磁钢板的制造方法中，如图4中所示的那样，包括以下的工序。
热轧工序(步骤S101)，该热轧工序将具有上述那样的化学成分的钢坯在规定的温度下进行热轧，得到热轧钢板；
热轧板退火工序(步骤S103)，该热轧板退火工序将所得到的热轧钢板进行退火而得到热轧退火钢板；
冷轧工序(步骤S105)，该冷轧工序对所得到的热轧退火钢板实施一次冷轧或夹有中间退火的多次冷轧而得到冷轧钢板；
脱碳退火工序(步骤S107)，该脱碳退火工序对所得到的冷轧钢板实施脱碳退火，得到脱碳退火钢板；
成品退火工序(步骤S109)，该成品退火工序对所得到的脱碳退火钢板涂布退火分离剂后，实施成品退火；
绝缘覆膜形成工序(步骤S111)，该绝缘覆膜形成工序在成品退火后的钢板表面形成绝缘覆膜(更详细而言，张力赋予性绝缘覆膜)；以及
磁畴细分化工序(步骤S113)，该磁畴细分化工序通过激光束或电子束在张力赋予性绝缘覆膜的表面导入线状的热应变。
以下，对这些工序进行详细说明。在以下的说明中，在各工序中的某一条件未记载的情况下，可以适当适用公知的条件来进行各工序。
<热轧工序>
热轧工序(步骤S101)是将具有规定的化学成分的钢坯(例如，板坯等钢锭)进行热轧而制成热轧钢板的工序。作为钢坯的成分，设定为上述那样的成分。在所述热轧工序中，具有上述那样的化学成分的硅钢的钢坯首先进行加热处理。
这里，加热温度优选设定为1100～1450℃的范围内。加热温度更优选为1300℃～1400℃。接着，加热至上述那样的温度的钢坯通过接下来的热轧被加工成热轧钢板。所加工的热轧钢板的板厚例如优选为2.0mm～3.0mm的范围内。
<热轧板退火工序>
热轧板退火工序(步骤S103)是将经由热轧工序而制造的热轧钢板进行退火而制成热轧退火钢板的工序。通过实施这样的退火处理，在钢板组织中产生再结晶，变得能够实现良好的磁特性。
在热轧板退火工序中，只要按照公知的方法，将经由热轧工序而制造的热轧钢板进行退火而制成热轧退火钢板即可。关于在退火时将热轧钢板加热的手段没有特别限定，可以采用公知的加热方式。另外，关于退火条件，也没有特别限定，例如，对于热轧钢板，可以在900～1200℃的温度区域中进行10秒～5分钟的退火。
在所述热轧板退火工序后且在以下详细叙述的冷轧工序之前，也可以对热轧钢板的表面实施酸洗。
<冷轧工序>
冷轧工序(步骤S105)是对热轧退火钢板实施一次或夹有中间退火的两次以上的冷轧而制成冷轧钢板的工序。另外，在实施上述那样的热轧板退火的情况下，由于钢板形状变得良好，因此能够减轻第一次轧制中的钢板断裂的可能性。另外，冷轧也可以分成3次以上来实施，但由于制造成本增大，因此优选设定为一次或两次。
在冷轧工序中，只要按照公知的方法，将热轧退火钢板进行冷轧而制成冷轧钢板即可。例如，最终压下率可以设定为80％～95％的范围内。在最终压下率低于80％的情况下，无法获得{110}<001>取向在轧制方向上具有高集中度的高斯核的可能性变高，不优选。
另一方面，在最终压下率超过95％的情况下，在后段的成品退火工序中，由于二次再结晶变得不稳定的可能性变高，因此不优选。通过将最终压下率设定为上述范围内，能够获得{110}<001>取向在轧制方向上具有高集中度的高斯核，同时能够抑制二次再结晶的不稳定化。
所谓最终压下率是冷轧的累积压下率，在进行中间退火的情况下，是中间退火后的冷轧的累积压下率。
另外，在实施夹有中间退火的两次以上的冷轧的情况下，第一次冷轧优选将压下率设定为5～50％左右，在950℃～1200℃的温度下实施30秒～30分钟左右的中间退火。
这里，实施了冷轧的冷轧钢板的板厚(冷轧后的板厚)通常与最终制造的方向性电磁钢板的板厚(包括张力赋予性绝缘覆膜的厚度在内的制品板厚)不同。关于方向性电磁钢板的制品板厚，如之前言及的那样。
在上述那样的冷轧工序时，为了更进一步提高磁特性，也可以给予熟化处理。在冷轧中通过多次的道次而经由各板厚阶段，但优选在至少一次以上的途中板厚阶段，对钢板给予在100℃以上的温度范围内保持1分钟以上的时间的热效应。通过所述热效应，在后段的脱碳退火工序中，变得能够形成更优异的一次再结晶集合组织，进而，在后段的成品退火工序中，变得能够使{110}<001>取向一致在轧制方向上的良好的二次再结晶充分发达。
<脱碳退火工序>
脱碳退火工序(步骤S107)是对所得到的冷轧钢板进行脱碳退火而制成脱碳退火钢板的工序。在本实施方式的方向性电磁钢板的制造方法中，在所述脱碳退火工序中，通过依据规定的热处理条件而实施退火处理来控制二次再结晶组织。
为了获得所期望的二次再结晶组织，本实施方式的脱碳退火工序如图5中所示的那样，由升温工序(步骤S131)和均热工序(步骤S133)这样两个工序构成。
升温工序(步骤S131)是将冷轧工序中得到的冷轧钢板以规定的升温速度从室温升温至实施后段的均热工序的700℃～1000℃的范围内的温度T1(℃)为止的工序。另外，均热工序(步骤S131)是通过将以规定的升温速度升温后的冷轧钢板在规定的温度下保持规定时间而进行退火的工序。
以下，对于这些工序，参照图6及图7的同时进行详细说明。
在图6及图7中所示的热处理曲线的图中，纵轴及横轴的刻度间隔没有成为准确的刻度，图6及图7中所示的热处理曲线毕竟是示意性图。
[升温工序]
本实施方式的升温工序是用于控制对于本发明而言发挥特别重要的作用的二次再结晶粒的集合组织的工序。在本实施方式中，作为满足有助于低噪音的二次再结晶取向的制造条件，有脱碳退火中的升温速度及气氛控制。具体而言，在本实施方式的升温工序中，关于图6中所示那样的600～800℃的温度区域，按照升温速度S0(℃/秒)满足下述式(201)、并且升温时的气氛(更详细而言，氧势P0(-))满足下述式(202)的方式进行控制。
400≤S0≤2500 式(201)
0.0001≤P0≤0.10 式(202)
在本实施方式的升温工序中，越是提高600～800℃的温度区域的升温速度S0，在二次再结晶组织中，存在取向分散角α、β的大小越减少、取向分散角γ的大小越增加的倾向。为了可靠地表现出这样的倾向，将600～800℃的温度区域的升温速度S0设定为400℃/秒以上。另一方面，由于在600～800℃的温度区域的升温速度S0超过2500℃/秒的情况下，有可能超出规定，因此600～800℃的温度区域的升温速度S0设定为2500℃/秒以下。600～800℃的温度区域的升温速度S0优选为1000℃/秒～2000℃/秒。
600～800℃的温度区域为铁的再结晶温度区域，另外，铁素体和奥氏体的相变温度也存在于该温度区域。认为这是由于，升温速度对再结晶或相变产生影响，对脱碳退火板的组织的取向选择性造成影响。
优选将600～800℃的温度区域中特别是700～800℃的升温速度S01设定为700℃/秒～2000℃/秒。这是由于，通过控制700～800℃的升温速度，取向分散角α、β的大小减少。作为其理由，认为这是由于，通过提高700～800℃的升温速度，高斯取向蚕蚀的取向(Σ9对应取向)中减小取向分散角α及β那样的取向即{411}<148>粒发达。更优选700～800℃的升温速度为1000℃/秒～2000℃/秒，进一步优选为1300℃/秒～2000℃/秒。
另外，升温时的气氛控制也重要。本实施方式的方向性电磁钢板10含有碳，但若600～800℃温度区域的氧势P0高，则产生脱碳。可能由于碳含量对相变行为强烈产生影响，因此在升温中引起脱碳的情况下，无法获得所期望的二次再结晶组织。因此，在本实施方式的升温工序中，将600～800℃的温度区域中的氧势P0设定为0.10以下。另一方面，600～800℃的温度区域中的氧势P0的下限值没有特别规定，但由于难以将氧势控制为低于0.0001，因此600～800℃的温度区域中的氧势P0设定为0.0001以上。600～800℃的温度区域中的氧势P0优选为0.0001～0.05。氧势以气氛中的水蒸汽分压PH2O与氢分压PH2之比(即，PH2O/PH2)来定义。
若以0.10以下的氧势进行400℃/秒以上的加热速度的急速加热，则担心在超出规定时过量地生成SiO2覆膜。然而，在本实施方式的方向性电磁钢板10中，通过将最高极限温度设定为950℃，抑制超出规定，能够抑制SiO2覆膜的过量生成。
另外，从确保玻璃覆膜密合性的观点出发，优选分别按照满足以下的式(203)及式(204)的方式来控制升温工序中的500℃以上且低于600℃的温度区域中的升温速度S1(℃/秒)及氧势P1。即使进行所述控制，也没有任何不良影响。
300≤S1≤1500 式(203)
0.0001≤P1≤0.50 式(204)
在500℃以上且低于600℃的温度区域中，通过确保上述那样的升温速度S1及氧势P1，变得能够形成对玻璃覆膜密合性有利的Mn系氧化膜。所谓玻璃覆膜密合性有利与玻璃覆膜的张力强含义相同。判明玻璃覆膜密合性优异的材料也噪音特性优异。因此，通过按照满足上述式(203)及式(204)的方式控制升温速度及气氛，变得能够在方向性电磁钢板中实现进一步的低噪音化。
500℃以上且低于600℃的温度区域中的升温速度S1更优选为300℃/秒～700℃/秒，500℃以上且低于600℃的温度区域中的氧势P1更优选为0.0001～0.10。
[均热工序]
本实施方式的均热工序(步骤S133)例如优选如图7中所示的那样均热工序包括两个工序。
即，如图7中示出热处理曲线的那样，本实施方式的均热工序也可以包括：第一均热工序，该第一均热工序在规定的氧势P2的气氛中、在700℃～900℃的温度T2(℃)下保持10秒～1000秒的时间；和第二均热工序，该第二均热工序紧接着第一均热工序而实施，在满足下述式(205)的氧势P3的气氛中、在满足下述式(206)的温度T3(℃)下保持5秒～500秒的时间。以下，将包括多次这样的均热工序的退火处理也称为多阶段退火。
P3<P2 式(205)
T2+50≤T3≤1000 式(206)
在实施这样的二阶段退火时，第一阶段和第二阶段的退火温度及保持时间的控制变得重要。
从脱碳改善的观点出发，例如，在第一均热工序中，退火温度T2(板温)优选为700℃～900℃。另外，退火温度T2的保持时间优选为10秒～1000秒。在退火温度T2低于700℃的情况下，脱碳未进行，变得脱碳不良，因此不优选。
另一方面，在退火温度T2超过900℃的情况下，由于粒组织粗大化，引起二次再结晶不良(磁性不良)，因此不优选。另外，在保持时间低于10秒的情况下，也由于脱碳未进行，变得脱碳不良，因此不优选。保持时间长时间化自身从脱碳的观点出发没有问题，但从生产率的观点出发，保持时间优选设定为1000秒以下。退火温度T3更优选为780℃～860℃。另外，保持时间在实用钢板的制造中更优选为50秒～300秒。
另外，从确保对玻璃覆膜密合性有利的Mn系氧化物的形成量的观点出发，第一均热工序中的退火时的氧势P2优选与升温工序中的500～600℃的温度区域的氧势P1相比较高(P2>P1)。通过得到充分的氧势，能够充分进行脱碳反应。但是，若第一均热工序中的退火时的氧势P2过大，则Mn系氧化物(Mn2SiO4)有时被置换成Fe2SiO4。该Fe2SiO4会使玻璃覆膜密合性劣化。因此，将第一均热工序中的退火时的氧势P2控制在0.20～1.00的范围内。第一均热工序中的退火时的氧势P2优选为0.20～0.80。
即使进行上述那样的控制，在第一均热工序中也无法完全抑制Fe2SiO4的生成。因此，在接着第一均热工序而实施的第二均热工序中，优选将退火温度T3(板温)设定为上述式(206)所规定的范围内。其原因在于，通过将退火温度T3设定为上述式(206)所规定的范围内，即使在第一均热工序中生成Fe2SiO4，所生成的Fe2SiO4也被还原成Mn系氧化物(Mn2SiO4)。退火温度T3更优选为(T2+100)℃～1000℃。
另外，第二均热工序中的上述退火温度T3的保持时间设定为5秒～500秒。在保持时间低于5秒的情况下，即使是将退火温度设定为上述那样的范围内的情况下，也有可能无法将在第一均热工序中生成的Fe2SiO4还原成Mn系氧化物(Mn2SiO4)。另一方面，在保持时间超过500秒的情况下，有可能所生成的Mn系氧化物(Mn2SiO4)被还原成SiO2。第二均热工序中的上述退火温度T4的保持时间更优选为10秒～100秒。
为了将第二均热工序设定为还原气氛，优选将第二均热工序的氧势P3如上述式(205)中所示的那样设定为比第一均热工序的氧势P2小。例如，通过将第二均热工序的氧势P3控制为0.0001～0.10，能够获得更良好的玻璃覆膜密合性及磁特性。
第一均热工序与第二均热工序之间的时间间隔没有特别规定，但优选尽可能缩短，优选连续地实施第一均热工序和第二均热工序。在连续地实施第一均热工序和第二均热工序的情况下，只要连续设置两个按照成为各均热工序的条件的方式控制的连续退火炉即可。
另外，关于第一均热工序的均热时间与第二均热工序的均热时间之比，优选将第一均热时间/第二均热时间设定为超过0.5，更优选设定为超过1.0，进一步优选设定为超过10.0。上限优选低于80.0，更优选为低于60.0，进一步优选低于30.0。通过将退火时间控制在上述范围内，脱碳退火板的粒径控制为适当的尺寸，变得容易稳定地表现出二次再结晶。
<氮化工序>
本实施方式的方向性电磁钢板也可以在脱碳退火工序后且成品退火工序前具有进行氮化处理的氮化处理工序。在氮化处理工序中，对脱碳退火工序后的脱碳退火钢板实施氮化处理。氮化处理工序只要在周知的条件下实施即可，优选的氮化处理条件例如如下所述。
氮化处理温度：700～850℃
氮化处理炉内的气氛(氮化处理气氛)：含有氢、氮及氨等具有氮化能力的气体的气氛
如果氮化处理温度为700℃以上、或氮化处理温度低于850℃，则在氮化处理中，氮容易侵入钢板中。在该情况下，在氮化工序中能够充分确保钢板内部的氮量，可充分获得即将二次再结晶前的微细AlN。其结果是，在成品退火工序中充分地表现出二次再结晶。氮化处理工序中的在氮化处理温度下的保持时间没有特别限定，但例如为10～60秒。
<成品退火工序>
再次返回至图4，对本实施方式的方向性电磁钢板的制造方法中的成品退火工序进行说明。
成品退火工序(步骤S109)是对脱碳退火工序中得到的脱碳退火钢板(根据需要进一步包含经由氮化处理工序的脱碳退火钢板)涂布规定的退火分离剂后实施成品退火的工序。这里，成品退火一般在将钢板卷成卷材状的状态下长时间进行。因此，在成品退火之前，以防止钢板的卷的内和外的烧结为目的，将退火分离剂涂布于脱碳退火钢板上并使其干燥。作为退火分离剂，例如，可以使用以氧化镁(MgO)作为主要成分的退火分离剂。退火分离剂例如也可以实质上包含氧化镁(MgO)，也可以以金属Ti换算计包含0.5质量％～10质量％的Ti化合物。
成品退火中的热处理条件没有特别限定，可以适当采用公知的条件。例如，通过在1100℃～1300℃的温度区域中保持10小时～60小时的时间，可以进行成品退火。另外，成品退火时的气氛例如可以设定为氮气氛或氮与氢的混合气氛。另外，在设定为氮与氢的混合气氛的情况下，优选将气氛的氧势设定为0.5以下。
在上述那样的成品退火中，二次再结晶集中于{110}<001>取向上，生成易磁化轴一致在轧制方向上的粗大的晶粒。其结果是，可实现优异的磁特性。同时，在钢板表面中，退火分离剂中的MgO与在脱碳退火中生成的氧化物发生反应，形成玻璃覆膜。
<绝缘覆膜形成工序>
绝缘覆膜形成工序(步骤S111)是对于成品退火工序后的冷轧钢板的两面形成张力赋予性绝缘覆膜的工序。这里，对于绝缘覆膜形成工序没有特别限定，只要使用下述那样的公知的绝缘覆膜处理液，通过公知的方法进行处理液的涂布、干燥及烧结即可。通过在钢板表面进一步形成张力赋予性绝缘覆膜，变得能够进一步提高方向性电磁钢板的磁特性。
形成绝缘覆膜的钢板的表面可以在涂布处理液之前实施利用碱等的脱脂处理、或利用盐酸、硫酸、磷酸等的酸洗处理等任意的前处理，也可以是未实施这些前处理而成品退火后的原样的表面。
这里，形成于钢板的表面的绝缘覆膜只要是作为方向性电磁钢板的绝缘覆膜使用的覆膜即可，没有特别限定，可以使用公知的绝缘覆膜。作为这样的绝缘覆膜，例如可列举出以无机物作为主体、进一步包含有机物的复合绝缘覆膜。这里，所谓复合绝缘覆膜例如是以铬酸金属盐、磷酸金属盐或胶体二氧化硅、Zr化合物、Ti化合物等无机物中的至少任一者作为主体、且分散有微细的有机树脂的粒子的绝缘覆膜。特别是从近年来需求提高的制造时的降低环境负荷的观点出发，优选使用利用磷酸金属盐、或者Zr或Ti的偶联剂、或者Zr或Ti的碳酸盐、或者Zr或Ti的铵盐作为起始物质的绝缘覆膜。
另外，紧接着上述那样的绝缘覆膜形成工序，也可以实施用于形状矫正的平坦化退火。通过对钢板进行平坦化退火，变得能够进一步降低铁损。在进行平坦化退火的情况下，也可以省略覆膜形成工序中的烧结。
<磁畴细分化工序>
磁畴细分化工序(步骤S113)是通过激光束或电子束在张力赋予性绝缘覆膜的表面导入线状的热应变而将母材钢板11的磁畴细分化的工序。
在本实施方式的磁畴细分化工序中，通过控制包含激光束或电子束的照射强度的束照射条件，来控制所导入的应变量。更详细而言，通过控制对张力赋予性绝缘覆膜的每单位面积的投入能量(即，平均照射能量密度)Ua(mJ/mm2)，从而相对于张力赋予性绝缘覆膜导入热应变。
这里，为了实现低铁损及低磁应变的兼顾，在本实施方式的磁畴细分化工序中，按照满足以下的式(207)的方式控制平均照射能量密度Ua。平均照射能量密度Ua(mJ/mm2)使用激光束或电子束的束功率PW(W)、板宽方向(与TD轴平行的方向)的激光束或电子束的扫描速度Vc(m/秒)和轧制方向(与RD轴平行的方向)的束照射间隔PL(mm)以Ua＝PW/(Vc×PL)来定义。
1.0≤Ua≤5.0 式(207)
在平均照射能量密度Ua变得低于1.0的情况下，无法相对于张力赋予性绝缘覆膜导入充分的热应变，不优选。另一方面，在平均照射能量密度Ua超过5.0的情况下，剩余应变量变得过大，结果是磁应变降低，因此不优选。平均照射能量密度Ua优选为1.3mJ/mm2以上，更优选为1.7mJ/mm2以上，进一步优选为2.0mJ/mm2以上。另外，平均照射能量密度Ua优选为4.5mJ/mm2以下，更优选为4.0mJ/mm2以下，进一步优选为3.0mJ/mm2以下。
平均照射能量密度Ua如上述定义式那样通过使束功率PW(W)、板宽方向的束扫描速度Vc(m/秒)、轧制方向的束照射间隔PL(mm)中的至少任一者发生变化，可以控制为所期望的值。此时，为了使束扫描速度Vc或束照射间隔PL发生变化，由于产生变更方向性电磁钢板的制造生产线(用于磁畴细分化工序的连续操作生产线)的生产线速度的必要，因此有时维持生产率并且控制平均照射能量密度变得繁杂。于是，在使平均照射能量密度Ua的值发生变化时，首先优选研究使不需要变更生产线速度的束功率PW发生变化。
另外，在本实施方式的磁畴细分化工序中，在张力赋予性绝缘覆膜的表面导入热应变时，激光束或电子束的张力赋予性绝缘覆膜的表面中的束形状可以是圆形状，也可以是椭圆形状。
磁畴细分化工序中使用的激光束装置或电子束装置没有特别限定，可以适当利用公知的各种装置。
通过经由以上说明的那样的工序，能够制造本实施方式的方向性电磁钢板。
以上，对本实施方式的方向性电磁钢板的制造方法进行了详细说明。
实施例
以下，示出实施例及比较例的同时，对本发明的技术内容进一步进行说明。以下所示的实施例的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例，本发明并不限定于该一条件例。另外，只要不脱离本发明的主旨、达成本发明的目的，则本发明可采用各种条件。
(实验例1)
制作含有以下的表1中所示的成分的钢坯，加热至1350℃而供于热轧，制成板厚为2.3mm的热轧钢板。对于各钢坯，表1中记载的成分以外的剩余部分为Fe及杂质。
之后，对热轧钢板在900～1200℃下实施退火之后，实施冷轧，制成板厚为0.19～0.22mm的冷轧钢板。
对上述冷轧钢板实施脱碳退火之后，涂布包含氧化镁(MgO)的退火分离剂，在1200℃下实施成品退火，制造成品退火板。
关于成品退火板的母材钢板的化学组成，关于Si、C及氮(N)如表2中所示的那样，关于酸可溶性铝(Sol.Al)、硫(S)，分别低于10ppm及低于5ppm。关于这些以外的成分，为与钢坯时同样的含量。
Figure BDA0002681629940000301
另外，将本实验例中的脱碳退火工序的各条件示于以下的表2中。
在脱碳退火工序的升温工序中，将600℃～800℃的温度区域中的升温速度设定为S0＝700℃/秒，其中，将700～800℃的温度区域中的升温速度设定为S1＝1000℃/秒。将600℃～800℃的温度区域中的氧势设定为P0＝0.01。另外，在脱碳退火工序的升温工序中，将500℃以上且低于600℃的温度区域中的升温速度设定为S1＝1200℃/秒，将500℃以上且低于600℃的温度区域中的氧势设定为P1＝0.01。
进而，在脱碳处理工序的均热工序中，在氧势(PH2O/PH2)＝0.4的湿润氢气氛中、在810℃的退火温度下进行约120秒的保持。这些条件均成为本发明的范围内。
在所得到的宽度方向60mm×轧制方向300mm的钢板表面(更详细而言，玻璃覆膜的表面)涂布以磷酸金属盐作为主体的绝缘覆膜形成用涂布液并烧结，形成张力赋予性绝缘覆膜，制成方向性电磁钢板。为了除去伴随绝缘覆膜形成而导入的应变，在形成张力赋予性绝缘覆膜后，将上述宽度方向60mm×轧制方向300mm的方向性电磁钢板在干气性的氮气氛下供于800℃×2～4小时的消除应变退火。
之后，对消除应变退火后的钢板的表面(更详细而言，张力赋予性绝缘覆膜的表面)利用激光实施磁畴细分化处理，进行了磁畴控制。在磁畴细分化处理中，使用连续波激光束装置，平均照射能量密度Ua＝2.0mJ/mm2，将钢板表面中的束形状设定为长宽比(dl/dc)＝0.02的椭圆形状。进而，按照作为热应变的导入线宽在利用磁畴SEM观察时热应变的宽度W成为100μm±20μm、并且照射间距p成为6mm间隔的方式，控制连续波激光束的照射条件。另外，图3中所示的角度φ的大小按照成为3°的方式进行控制。
对于所得到的各个方向性电磁钢板，使用磁畴SEM(日本电子株式会社制)，测定通过反射电子像而得到的磁畴结构，并且使用以Co Kα射线作为射线源的XRD(RIGAKU制、Smart Lab)，通过之前说明的那样的方法来测定剩余应变量(F1-F2)/F2。进而，对于所得到的各个方向性电磁钢板，通过以下所示的那样的方法来评价磁特性(磁通密度)及磁应变。二次再结晶的取向通过使用了X射线的劳厄衍射装置(RIGAKU制)来解析。但是，在磁通密度低于1.80T的情况下，由于无法准确地测定二次再结晶的取向，因此未进行二次再结晶的取向解析。
<磁通密度>
关于磁通密度，采集宽度方向60mm×轧制方向300mm的样品，对该样品利用JISC2556(2011)中记载的单板磁特性测定法(SST)评价磁通密度B8。均在张力赋予性绝缘覆膜的形成后且利用激光的磁畴控制前，在干气性的氮气氛下实施800℃×2～4小时的消除应变退火。
B8为磁场强度800A/m下的磁通密度，成为二次再结晶的好坏的判断基准。将B8＝1.89T以上判断为二次再结晶后的钢板，设定为合格，将B8＝低于1.89T判断为未进行二次再结晶的钢板，设定为不合格。对于在热轧工序或冷轧工序中产生了断裂的钢板，磁特性(磁通密度)设定为未评价(在以下所示的表2中，标记为“-”。)。
<磁应变>
关于磁应变，从实施了激光磁畴控制的带张力赋予性绝缘覆膜的本发明方向性电磁钢板采集宽度方向60mm×轧制方向300mm的样品，对于该样品，使用上述专利文献8中记载的磁应变测定装置，通过交流磁应变测定法进行了测定。使用所得到的关于磁应变的测定值作为表示方向性电磁钢板的噪音特性的评价值，依据以下的基准来评价噪音特性，依据以下的基准来评价噪音特性。但是，在磁特性未达到目标的情况下，噪音特性未进行评价。
噪音特性使用了磁应变速度水平(LVA)。算出方法如专利文献9中记载的那样，通过磁应变信号的傅里叶分析求出各频率成分fn的振幅Cn(n为各频率成分的指标)。接着使用各频率成分的A修正系数αn，对于n进行积分而导出LVA。即LVA通过下式求出。
Figure BDA0002681629940000321
如果为F以上，则设定为获得优选的噪音特性。
EX(Excellent)：低于50.0dBA：见到特别良好的效果。
VG(Very Good)：50.0以上～低于52.5dBA：见到良好的效果。
G(Good)：52.5以上～低于55.0dBA：见到比较良好的效果。
F(Fine)：55.0以上且低于60.0dBA：见到效果。
B(Bad)：60.0dBA以上：未见到效果。
将所得到的结果一并示于以下的表2中。
表2
Figure BDA0002681629940000331
如由上述表2表明的那样，发明钢B1～B32均显示出优异的磁特性及噪音特性。另一方面，在某一必须元素的含量为本发明的范围外的比较钢b1～b12中，得不到充分的磁特性或在轧制(热轧或冷轧)中产生了断裂(b4、b6、b7、b11、b12)。
<实验例2>
制作含有上述表1中所示的成分的钢坯，加热至1350℃而供于热轧，制成板厚为2.3mm的热轧钢板。之后，对所述热轧钢板在900～1200℃下实施退火之后，实施冷轧，制成板厚为0.19～0.22mm的冷轧钢板。对上述冷轧钢板实施脱碳退火之后，涂布包含氧化镁(MgO)的退火分离剂，在1200℃下实施成品退火，制造了成品退火板。关于成品退火后的母材钢板的化学组成，关于Si、C及N，如表2中所示的那样，关于酸可溶性铝(Sol.Al)及硫(S)，分别低于10ppm及低于5ppm。关于这些以外的成分，为与钢坯时同样的含量。
另外，在本实验例中的脱碳退火工序中，在表3中所示的条件下进行升温、均热。另外，升温中的最高极限温度为850℃以上。另外，均热工序中的第一均热工序的均热时间与第二均热工序的均热时间之比(第一均热工序的均热时间/第二均热工序的均热时间)在0.5～15.0的范围内控制。
在所得到的钢板表面涂布以磷酸金属盐作为主体的绝缘覆膜形成用涂布液并烧结，形成张力赋予性绝缘覆膜，制成方向性电磁钢板。
之后，对所得到的钢板的表面(更详细而言，张力赋予性绝缘覆膜的表面)利用激光实施磁畴细分化处理，进行了磁畴控制。在磁畴细分化处理中，使用连续波激光束装置，平均照射能量密度Ua＝2.5mJ/mm2，将钢板表面中的束形状设定为长宽比(dl/dc)＝0.02的椭圆形状。进而，按照作为热应变的导入线宽在利用磁畴SEM观察时热应变的宽度W成为100μm±20μm、并且照射间距p成为5mm间隔的方式控制连续波激光束的照射条件。另外，图3中所示的角度φ的大小按照成为3°的方式控制。
对于所得到的各个方向性电磁钢板，与实验例1同样地进行各种特性的评价，将所得到的结果一并示于以下的表3中。
Figure BDA0002681629940000351
表3B
Figure BDA0002681629940000361
发明钢F2、F7、F12、F17、F22、F27、F32、F37、F42由于氧势P1为本发明的更优选的范围的范围外，因此噪音特性评价止于“G”。
发明钢F3、F5、F8、F10、F13、F15、F18、F20、F23、F25、F28、F30、F33、F35、F38、F40、F43的升温速度S0、S1及氧势P0、P1被控制在本发明的范围内。因此，与其他的发明钢相比得到良好的噪音特性结果。尤其是F13、F15、F20、F25、F28、F30、F35、F40、F43的噪音特性评价为“EX”，非常良好。
另一方面，制造方法脱离本发明范围的f1及f5～f14中B8未达到目标。因此，未评价噪音特性。f2及f3虽然B8达到目标，但(α2+β2)0.5的值超过发明范围，噪音特性差。
<实验例3>
制作含有上述表1中所示的成分的钢坯，加热至1350℃而供于热轧，制成板厚为2.3mm的热轧钢板。之后，对所述热轧钢板在900～1200℃下实施退火之后，实施冷轧，制成板厚为0.19～0.22mm的冷轧钢板。对上述冷轧钢板实施脱碳退火之后，涂布以氧化镁(MgO)作为主体的退火分离剂，在1200℃下实施成品退火，制造了成品退火板。
另外，在本实验例中的脱碳退火工序中，将600℃～800℃的温度区域中的升温速度设定为S0＝700℃/秒，将600℃～800℃的温度区域中的氧势设定为P0＝0.003。另外，在脱碳退火工序的升温工序中，将500℃以上且低于600℃的温度区域中的升温速度设定为S1＝800℃/秒，将500℃以上且低于600℃的温度区域中的氧势设定为P1＝0.003。进而，在脱碳处理工序的均热工序中，在氧势(PH2O/PH2)＝0.4的湿润氢气氛中、在830℃的退火温度下进行约100秒的保持。这些条件均成为本发明的范围内。
在所得到的钢板表面涂布以磷酸金属盐作为主体的绝缘覆膜形成用涂布液并烧结，形成张力赋予性绝缘覆膜，制成方向性电磁钢板。
之后，对所得到的钢板的表面(更详细而言，张力赋予性绝缘覆膜的表面)利用激光实施磁畴细分化处理，进行了磁畴控制。在磁畴细分化处理中，使用连续波激光束装置，以表4中记载的平均照射能量密度、钢板表面中的束形状进行了激光束照射。按照照射间距p成为5mm间隔、角度φ的大小成为1°的方式，控制连续波激光束的照射条件。束的长宽比(dl/dc)均设定为0.005。
对于所得到的各个方向性电磁钢板，与实验例1同样地进行各种特性的评价，将所得到的结果一并示于以下的表4中。
Figure BDA0002681629940000381
发明钢D4、D8、D12、D16由于平均照射能量密度Ua被控制为本发明的优选范围，因此与发明钢D1～D3、D5～D7、D9～D11、D13～D15相比，得到更良好的噪音特性评价“G”。
另外，平均照射能量密度Ua为本发明的范围外的比较钢d1、d2的噪音特性评价成为“B”。
以上，参照所附附图的同时对本发明的优选实施方式进行了详细说明，但本发明并不限定于所述例子。只要是具有本发明所属的技术领域的普通知识的人，显然在权利要求书中记载的技术思想的范畴内，可想到各种变更例或修改例，关于它们，当然也理解为属于本发明的技术范围。
符号说明
10 方向性电磁钢板
11 母材钢板
13 玻璃覆膜
15 张力赋予性绝缘覆膜
21 热应变

Claims (13)

1.一种方向性电磁钢板，其具备：母材钢板、设置于所述母材钢板的表面的玻璃覆膜及设置于所述玻璃覆膜的表面的张力赋予性绝缘覆膜，所述母材钢板具有以质量％计含有C：0.005％以下、Si：2.50～4.00％、Mn：0.010～0.500％、N：0.010％以下、P：0.0300％以下、Sol.Al：0.005％以下、S：0.010％以下、Bi：0～0.020％、Sn：0～0.500％、Cr：0～0.500％、Cu：0～1.000％、Se：0～0.080％、Sb：0～0.50％、剩余部分包含Fe及杂质的化学组成，其中，
在所述张力赋予性绝缘覆膜的表面，与相对于轧制方向正交的方向即板宽方向成规定的角度φ的线状的热应变沿着所述轧制方向以规定的间隔周期性地形成，
在对具备所述线状的热应变的所述张力赋予性绝缘覆膜的所述表面通过使用Co Kα射线作为射线源的X射线衍射光谱进行了测定时，关于与Fe的{110}面强度相对应的2θ＝52.38±0.50°的范围的衍射峰的半峰全宽，以单位°计的所述线状的热应变上的所述半峰全宽F1与相邻的两个所述线状的热应变的中间位置处的所述半峰全宽F2满足下述式(1)，
在对所述线状的热应变通过磁畴观察用扫描型电子显微镜进行了观察时，所述线状的热应变的宽度为10μm～300μm，
在所述母材钢板中，以单位°计的绕二次再结晶粒的轧制方向轴的取向分散角γ、绕与板厚方向平行的轴的取向分散角α、绕相对于RD轴及ND轴分别垂直的轴的取向分散角β满足下述式(2)及式(3)，
0.00<(F1-F2)/F2≤0.15 式(1)
1.0≤γ≤8.0 式(2)
0.0≤(α2+β2)0.5≤10.0 式(3)。
2.根据权利要求1所述的方向性电磁钢板，其中，所述角度φ满足以下的式(4)，
0.0≤|φ|≤20.0 式(4)。
3.根据权利要求1或2所述的方向性电磁钢板，其中，相邻的所述线状的热应变的所述轧制方向的所述间隔为2.0mm～10.0mm。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的方向性电磁钢板，其中，所述母材钢板的板厚为0.17mm～0.22mm。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的方向性电磁钢板，其中，所述母材钢板的所述化学组成以质量％计含有：Bi：0.001％～0.020％。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的方向性电磁钢板，其中，所述母材钢板的所述化学组成以质量％计含有选自Sn：0.005～0.500％、Cr：0.01～0.500％及Cu：0.01～1.000％中的1种以上。
7.一种方向性电磁钢板的制造方法，其包括以下工序：
热轧工序，该热轧工序将具有以质量％计含有C：0.010～0.200％、Si：2.50～4.00％、Sol.Al：0.010～0.070％、Mn：0.010～0.500％、N：0.020％以下、P：0.0300％以下、S：0.005～0.080％、Bi：0～0.020％、Sn：0～0.500％、Cr：0～0.500％、Cu：0～1.000％、Se：0～0.080％、Sb：0～0.50％、剩余部分包含Fe及杂质的化学组成的钢坯加热后进行热轧，得到热轧钢板；
热轧板退火工序，该热轧板退火工序将所述热轧钢板进行退火而得到热轧退火钢板；
冷轧工序，该冷轧工序对所述热轧退火钢板实施一次冷轧或夹有中间退火的多次冷轧，得到冷轧钢板；
脱碳退火工序，该脱碳退火工序对所述冷轧钢板实施脱碳退火，得到脱碳退火钢板；
成品退火工序，该成品退火工序对于所述脱碳退火钢板涂布退火分离剂后，实施成品退火；
绝缘覆膜形成工序，该绝缘覆膜形成工序在成品退火后的钢板表面形成张力赋予性绝缘覆膜；以及
磁畴细分化工序，该磁畴细分化工序通过激光束或电子束在所述张力赋予性绝缘覆膜的表面导入线状的热应变，其中，
所述脱碳退火工序中的600℃～800℃的温度区域中的升温速度S0及氧势P0满足下述式(5)及式(6)，
所述脱碳退火工序的均热工序包括：
第一均热工序，该第一均热工序在氧势P2为0.20～1.00的气氛中、在700℃～900℃的温度T2℃下保持10秒～1000秒的时间；和
第二均热工序，该第二均热工序接着该第一均热工序而实施，在满足下述式(10)的氧势P3的气氛中、在满足下述式(11)的温度T3℃下保持5秒～500秒的时间，
所述磁畴细分化工序中的所述激光束或电子束的平均照射能量密度Ua满足下述式(7)，
400≤S0≤2500 式(5)
0.0001≤P0≤0.10 式(6)
1.0≤Ua≤5.0 式(7)
P3<P2 式(10)
T2+50≤T3≤1000 式(11)
在此，所述平均照射能量密度Ua使用束功率PW、板宽方向的所述激光束或电子束的扫描速度Vc、轧制方向的束照射间隔PL以Ua＝PW/(Vc×PL)来定义，
所述S0的单位为℃/秒，所述Ua的单位为mJ/mm2，所述PW的单位为W，所述度Vc的单位为m/秒，所述PL的单位为mm。
8.根据权利要求7所述的方向性电磁钢板的制造方法，其中，在所述磁畴细分化工序中，沿着所述轧制方向，按照与相对于所述轧制方向正交的方向即板宽方向成规定的角度φ的方式，所述线状的热应变以规定的间隔周期性地导入，所述角度φ满足以下的式(4)，
0≤|φ|≤20.0 式(4)。
9.根据权利要求7或8所述的方向性电磁钢板的制造方法，其中，在所述磁畴细分化工序中，按照相邻的所述线状的热应变的轧制方向的间隔成为2.0mm～10.0mm的方式照射所述激光束或电子束。
10.根据权利要求7～9中任一项所述的方向性电磁钢板的制造方法，其中，所述脱碳退火工序的升温工序中的500℃以上且低于600℃的温度区域中的升温速度S1及氧势P1满足下述式(8)及式(9)，
300≤S1≤1500 式(8)
0.0001≤P1≤0.50 式(9)
所述S1的单位为℃/秒。
11.根据权利要求7～10中任一项所述的方向性电磁钢板的制造方法，其中，所述冷轧钢板的板厚为0.17mm～0.22mm。
12.根据权利要求7～11中任一项所述的方向性电磁钢板的制造方法，其中，所述钢坯的所述化学组成以质量％计含有Bi：0.001％～0.020％。
13.根据权利要求7～12中任一项所述的方向性电磁钢板的制造方法，其中，所述钢坯的所述化学组成以质量％计含有选自Sn：0.005～0.500％、Cr：0.01～0.500％及Cu：0.01～1.000％中的1种以上。
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Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7028327B2 (ja) 2018-07-31 2022-03-02 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板
RU2764010C1 (ru) 2018-07-31 2022-01-12 Ниппон Стил Корпорейшн Лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой
EP3831974A4 (en) 2018-07-31 2022-05-04 Nippon Steel Corporation CORNORATED ELECTROMAGNETIC SHEET STEEL
KR102171694B1 (ko) * 2018-12-13 2020-10-29 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그의 제조방법
BR112022015126A2 (pt) 2020-02-05 2022-09-27 Nippon Steel Corp Chapa de aço elétrico de grão orientado
BR112022015154A2 (pt) * 2020-02-05 2022-10-11 Nippon Steel Corp Chapa de aço elétrico de grão orientado
KR102538120B1 (ko) * 2020-12-21 2023-05-26 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그의 제조방법
US20240177899A1 (en) * 2021-03-26 2024-05-30 Nippon Steel Corporation Grain-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing same
KR20230146647A (ko) * 2021-03-26 2023-10-19 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 방향성 전자 강판 및 그 제조 방법

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61124526A (ja) * 1984-11-20 1986-06-12 Kawasaki Steel Corp 電磁特性が良好な一方向性けい素鋼板の製造方法
CN101432450A (zh) * 2006-05-24 2009-05-13 新日本制铁株式会社 高磁通密度的方向性电磁钢板的制造方法
WO2014049770A1 (ja) * 2012-09-27 2014-04-03 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
CN107109552A (zh) * 2014-10-06 2017-08-29 杰富意钢铁株式会社 低铁损取向性电磁钢板及其制造方法

Family Cites Families (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6015723B2 (ja) 1977-02-01 1985-04-22 旭化成株式会社 高モジユラス芳香族ポリアミド系合成繊維の製法
JPS5841594B2 (ja) 1978-08-14 1983-09-13 富士通株式会社 メジャ−マイナ−ル−プ型バブルメモリ
US4898626A (en) * 1988-03-25 1990-02-06 Armco Advanced Materials Corporation Ultra-rapid heat treatment of grain oriented electrical steel
JPH045524A (ja) 1990-04-23 1992-01-09 Nippon Steel Corp 交流磁歪測定方法
JP3023242B2 (ja) 1992-05-29 2000-03-21 川崎製鉄株式会社 騒音特性の優れた低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法
JP2579717B2 (ja) * 1992-07-13 1997-02-12 新日本製鐵株式会社 磁束密度と皮膜密着性が優れた方向性電磁鋼板の脱炭焼鈍方法
DE69421378T2 (de) * 1994-03-02 2000-05-11 Nippon Steel Corp Durchlaufglühanlage für Stahlband und Vorrichtung zur Regelung des Bandzuges
KR19990088437A (ko) * 1998-05-21 1999-12-27 에모또 간지 철손이매우낮은고자속밀도방향성전자강판및그제조방법
JP4510757B2 (ja) * 2003-03-19 2010-07-28 新日本製鐵株式会社 磁気特性の優れた方向性電磁鋼板とその製造方法
JP4840518B2 (ja) * 2010-02-24 2011-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
WO2012032792A1 (ja) * 2010-09-10 2012-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP5760504B2 (ja) 2011-02-25 2015-08-12 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN103717761B (zh) * 2011-05-27 2015-03-04 新日铁住金株式会社 取向性电磁钢板及取向性电磁钢板的制造方法
WO2012164702A1 (ja) 2011-06-01 2012-12-06 新日鐵住金株式会社 方向性電磁鋼板の製造装置及び方向性電磁鋼板の製造方法
WO2013099160A1 (ja) 2011-12-26 2013-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板
JP5672273B2 (ja) * 2012-07-26 2015-02-18 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
US9748029B2 (en) * 2012-07-26 2017-08-29 Ginza Maronie P.C. Method of producing grain-oriented electrical steel sheet
MX2015011022A (es) * 2013-02-28 2015-10-22 Jfe Steel Corp Metodo para la produccion de lamina de acero electrico de grano orientado.
JP6033142B2 (ja) * 2013-03-25 2016-11-30 ヤンマー株式会社 コンバイン
JP6015723B2 (ja) 2013-08-30 2016-10-26 Ｊｆｅスチール株式会社 低騒音変圧器鉄心用方向性電磁鋼板の製造方法
WO2015111434A1 (ja) * 2014-01-23 2015-07-30 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2015161017A (ja) 2014-02-28 2015-09-07 Ｊｆｅスチール株式会社 低騒音変圧器用の方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2015161024A (ja) 2014-02-28 2015-09-07 Ｊｆｅスチール株式会社 低騒音変圧器用の方向性電磁鋼板およびその製造方法
FR3027920B1 (fr) * 2014-10-29 2019-03-29 Fives Stein Procede d'orientation de grains de tole d'acier, dispositif s'y rapportant, et installation mettant en oeuvre ce procede ou ce dispositif
CN107109563B (zh) * 2014-12-24 2019-10-22 杰富意钢铁株式会社 取向性电磁钢板及其制造方法
WO2016129015A1 (ja) * 2015-02-13 2016-08-18 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP6060988B2 (ja) 2015-02-24 2017-01-18 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP6844125B2 (ja) 2016-06-14 2021-03-17 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2018054678A (ja) 2016-09-26 2018-04-05 株式会社ジャパンディスプレイ 表示装置及びその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61124526A (ja) * 1984-11-20 1986-06-12 Kawasaki Steel Corp 電磁特性が良好な一方向性けい素鋼板の製造方法
CN101432450A (zh) * 2006-05-24 2009-05-13 新日本制铁株式会社 高磁通密度的方向性电磁钢板的制造方法
WO2014049770A1 (ja) * 2012-09-27 2014-04-03 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
CN107109552A (zh) * 2014-10-06 2017-08-29 杰富意钢铁株式会社 低铁损取向性电磁钢板及其制造方法

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Publication number Publication date
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