CN112513305B

CN112513305B - 方向性电磁钢板

Info

Publication number: CN112513305B
Application number: CN201980049980.5A
Authority: CN
Inventors: 中村修一; 川村悠祐
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2018-07-31
Filing date: 2019-07-31
Publication date: 2022-07-15
Anticipated expiration: 2039-07-31
Also published as: KR102457416B1; CN112513305A; RU2764622C1; WO2020027219A1; KR20210024076A; EP3831977A1; US11753691B2; EP3831977A4; US20220372589A1; JPWO2020027219A1; JP7028327B2; BR112021000333A2

Abstract

一种方向性电磁钢板，其具有在高斯取向上进行取向的织构，在将以在板面上相邻且间隔为1mm的两个测定点进行测定的晶体取向的偏离角表示为(α₁β₁γ₁)及(α₂β₂γ₂)，将边界条件BA定义为|γ₂‑γ₁|≥0.5°，将边界条件BB定义为[(α₂‑α₁)²+(β₂‑β₁)²+(γ₂‑γ₁)²]^1/2≥2.0°时，存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界。

Description

方向性电磁钢板

技术领域

本发明涉及方向性电磁钢板。

本申请基于2018年7月31日在日本申请的特愿2018-143542号、2018年7月31日在日本申请的特愿2018-143896号及2018年7月31日在日本申请的特愿2018-143899号而主张优先权，并将其内容援引于此。

背景技术

方向性电磁钢板含有7质量％以下的Si，具有集中于{110}<001>取向(高斯(Goss)取向)的二次再结晶织构。需要说明的是，所谓{110}<001>取向是指晶体的{110}面与轧制面平行地配置、并且晶体的<001>轴与轧制方向平行地配置。

方向性电磁钢板的磁特性受到向{110}<001>取向的集中度的较大影响。特别是，据认为：在钢板的使用时成为主要磁化方向的钢板的轧制方向与易磁化方向即晶体的<001>方向的关系是重要的。因此，就近年来的实用的方向性电磁钢板而言，按照晶体的<001>方向与轧制方向所成的角落入5°左右的范围内的方式进行了控制。

方向性电磁钢板的实际的晶体取向与理想的{110}<001>取向的偏离可以由绕轧制面法线方向Z的偏离角α、绕轧制直角方向C的偏离角β及绕轧制方向L的偏离角γ这三个成分来表示。

图1是例示出偏离角α、偏离角β及偏离角γ的示意图。如图1中所示的那样，所谓偏离角α是指在从轧制面法线方向Z观察时投影于轧制面中的晶体的<001>方向与轧制方向L所成的角。偏离角β是在从轧制直角方向C(板宽方向)观察时投影于L截面(将轧制直角方向设定为法线的截面)中的晶体的<001>方向与轧制方向L所成的角。偏离角γ是在从轧制方向L观察时投影于C截面(将轧制方向设定为法线的截面)中的晶体的<110>方向与轧制面法线方向Z所成的角。

已知偏离角α、β、γ中的偏离角β对磁致伸缩(也称为磁致变形)造成影响。需要说明的是，所谓磁致伸缩是指磁性体因磁场施加而发生形状变化的现象。就变压器的转换器等中使用的方向性电磁钢板而言，由于磁致伸缩成为振动和噪音的原因，因此要求磁致伸缩小。

例如，在专利文献1～3中公开了控制偏离角β。另外，在专利文献4及5中公开了除了控制偏离角β以外，还控制偏离角α。进而，在专利文献6中公开了一种技术，其使用偏离角α、偏离角β及偏离角γ作为指标，将晶体取向的集中度进一步详细分类来提高铁损特性。

另外，例如在专利文献7～9中公开了不仅单纯地控制偏离角α、β、γ的绝对值的大小及平均值，而且包括变动(偏差)在内也进行控制。进而，在专利文献10～12中公开了在方向性电磁钢板中添加Nb或V等。

另外，方向性电磁钢板被要求不仅磁致伸缩优异而且磁通密度也优异。迄今为止，提出了控制二次再结晶中的晶粒的生长来获得磁通密度高的钢板的方法等。例如，在专利文献13及14中公开了一种方法，其在成品退火工序中，在正在蚕食一次再结晶晶粒的二次再结晶晶粒的前端区域，一边对钢板赋予温度梯度一边使二次再结晶进行。

在使用温度梯度使二次再结晶晶粒生长的情况下，虽然晶粒生长稳定，但有可能晶粒变得过大。如果晶粒变得过大，则有可能因卷材所产生的曲率的影响而阻碍磁通密度的提高效果。例如在专利文献15中公开了一种处理，其在一边赋予温度梯度一边使二次再结晶进行时，抑制在二次再结晶的初期产生的二次再结晶的自由生长(例如对钢板的宽度方向的端部施加机械应变的处理)。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2001-294996号公报

专利文献2：日本特开2005-240102号公报

专利文献3：日本特开2015-206114号公报

专利文献4：日本特开2004-060026号公报

专利文献5：国际公开第2016/056501号

专利文献6：日本特开2007-314826号公报

专利文献7：日本特开2001-192785号公报

专利文献8：日本特开2005-240079号公报

专利文献9：日本特开2012-052229号公报

专利文献10：日本特开昭52-024116号公报

专利文献11：日本特开平02-200732号公报

专利文献12：日本专利第4962516号公报

专利文献13：日本特开昭57-002839号公报

专利文献14：日本特开昭61-190017号公报

专利文献15：日本特开平02-258923号公报

发明内容

发明所要解决的课题

方向性电磁钢板作为各种变压器的铁心原材料被使用。例如，就柱上变压器等比较小型的变压器而言，要求将变压器进一步小型化。伴随于此，对于方向性电磁钢板，迫切期望对高磁场区域的应对，需要使高磁场中的磁特性进一步提高。

本发明的发明者们研究的结果是，由专利文献1～9公开的以往的技术尽管控制了晶体取向，但特别是高磁场中的磁致伸缩的降低不能说是充分的。

另外，由专利文献10～12公开的以往的技术由于仅仅单纯地含有Nb及V，因此高磁场中的磁致伸缩的降低不能说是充分的。进而，由专利文献13～15公开的以往的技术不仅从生产率的观点考虑存在问题，而且高磁场中的磁致伸缩的降低也不能说是充分的。

本发明鉴于对方向性电磁钢板要求磁致伸缩的降低的现状，课题是提供改善了磁致伸缩的方向性电磁钢板。特别是，课题是提供改善了高磁场区域(1.9T左右的磁场)中的磁致伸缩的方向性电磁钢板。

用于解决课题的手段

本发明的主旨如下所述。

(1)本发明的一个方案的方向性电磁钢板具有下述化学组成：以质量％计含有Si：2.0～7.0％、Nb：0～0.030％、V：0～0.030％、Mo：0～0.030％、Ta：0～0.030％、W：0～0.030％、C：0～0.0050％、Mn：0～1.0％、S：0～0.0150％、Se：0～0.0150％、Al：0～0.0650％、N：0～0.0050％、Cu：0～0.40％、Bi：0～0.010％、B：0～0.080％、P：0～0.50％、Ti：0～0.0150％、Sn：0～0.10％、Sb：0～0.10％、Cr：0～0.30％、Ni：0～1.0％、剩余部分包含Fe及杂质，并且具有在高斯取向上进行取向的织构，其中，在将与以轧制面法线方向Z作为旋转轴的理想高斯取向偏离的偏离角定义为α，将与以轧制直角方向C作为旋转轴的理想高斯取向偏离的偏离角定义为β，将与以轧制方向L作为旋转轴的理想高斯取向偏离的偏离角定义为γ，将以在板面上相邻且间隔为1mm的两个测定点进行测定的晶体取向的偏离角表示为(α₁β₁γ₁)及(α₂β₂γ₂)，将边界条件BA定义为|γ₂-γ₁|≥0.5°，将边界条件BB定义为[(α₂-α₁)²+(β₂-β₁)²+(γ₂-γ₁)²]^1/2≥2.0°时，存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界。

(2)根据上述(1)所述的方向性电磁钢板，其中，在将基于边界条件BA求出的轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RA_L，将基于边界条件BB求出的轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RB_L时，粒径RA_L与粒径RB_L也可以满足1.10≤RB_L÷RA_L。

(3)根据上述(1)或(2)所述的方向性电磁钢板，其中，在将基于边界条件BA求出的轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RA_C，将基于边界条件BB求出的轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RB_C时，粒径RA_C与粒径RB_C也可以满足1.10≤RB_C÷RA_C。

(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的方向性电磁钢板，其中，在将基于边界条件BA求出的轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RA_L，将基于边界条件BA求出的轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RA_C时，粒径RA_L与粒径RA_C也可以满足1.15≤RA_C÷RA_L。

(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的方向性电磁钢板，其中，在将基于边界条件BB求出的轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RB_L，将基于边界条件BB求出的轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RB_C时，粒径RB_L与粒径RB_C也可以满足1.50≤RB_C÷RB_L。

(6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的方向性电磁钢板，其中，在将基于边界条件BA求出的轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RA_L，将基于边界条件BB求出的轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RB_L，将基于边界条件BA求出的轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RA_C，将基于边界条件BB求出的轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RB_C时，粒径RA_L、粒径RA_C、粒径RB_L与粒径RB_C也可以满足(RB_C×RA_L)÷(RB_L×RA_C)<1.0。

(7)根据上述(1)～(6)中任一项所述的方向性电磁钢板，其中，在将基于边界条件BB求出的轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RB_L，将基于边界条件BB求出的轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RB_C时，粒径RB_L及粒径RB_C也可以为22mm以上。

(8)根据上述(1)～(7)中任一项所述的方向性电磁钢板，其中，在将基于边界条件BA求出的轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RA_L，将基于边界条件BA求出的轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RA_C时，也可以粒径RA_L为30mm以下，粒径RA_C为400mm以下。

(9)根据上述(1)～(8)中任一项所述的方向性电磁钢板，其中，偏离角γ的绝对值的标准偏差σ(|γ|)也可以为0°～3.50°。

(10)根据上述(1)～(9)中任一项所述的方向性电磁钢板，其中，作为化学组成，也可以含有合计为0.0030～0.030质量％的选自Nb、V、Mo、Ta及W中的至少1种。

(11)根据上述(1)～(10)中任一项所述的方向性电磁钢板，其中，也可以通过赋予局部的微小应变或形成局部的槽中的至少1者将磁畴细分化。

(12)根据上述(1)～(11)中任一项所述的方向性电磁钢板，其中，也可以具有在方向性电磁钢板上相接触地配置的中间层和在中间层上相接触地配置的绝缘被膜。

(13)根据上述(1)～(12)中任一项所述的方向性电磁钢板，其中，中间层也可以为平均厚度为1～3μm的镁橄榄石被膜。

(14)根据上述(1)～(13)中任一项所述的方向性电磁钢板，其中，中间层也可以为平均厚度为2～500nm的氧化膜。

发明效果

根据本发明的上述方案，可得到改善了高磁场区域(特别是1.9T左右的磁场)中的磁致伸缩的方向性电磁钢板。

附图说明

图1是例示出偏离角α、偏离角β及偏离角γ的示意图。

图2是本发明的一个实施方式的方向性电磁钢板的截面示意图。

图3是本发明的一个实施方式的方向性电磁钢板的制造方法的流程图。

具体实施方式

对本发明的优选的一个实施方式进行详细说明。但是，本发明并不仅限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进行各种变更。另外，在下述的数值限定范围中，下限值及上限值包含在该范围内。关于表示为“超过”或“低于”的数值，该值不包含在数值范围内。另外，关于化学组成的“％”只要没有特别说明，则是指“质量％”。

一般而言，为了减小磁致伸缩，按照偏离角β变小的方式(具体而言，按照偏离角β的绝对值|β|的最大值及平均值变小的方式)来控制晶体取向。实际上，确认了：迄今为止，在磁化时的磁场的强度为一般测定磁特性时的磁场的强度即1.7T附近的磁场区域(以下，有时简单地记述为“中磁场区域”)时，偏离角β与磁致伸缩的相关比较高。

进而，本发明的发明者们对于磁致伸缩比较良好的材料，对晶体取向与磁致伸缩的关系进行了详细调查。其结果发现：除了偏离角β以外，偏离角γ也对磁致伸缩造成影响。特别是，对偏离角γ改善磁致伸缩的状况进行了调查，结果认知到：该行为可以通过1.9T下的磁致伸缩量即“磁致伸缩的最小值与最大值之差”(以下，标记为“λp-p@1.9T”)来评价。于是，据认为：如果能够最优地控制该行为，则能够进一步降低变压器的噪音。

需要说明的是，据认为：在方向性电磁钢板中，优先使易磁化轴即<001>取向与轧制方向一致，通过绕轧制方向L的晶体旋转而产生的偏离角γ对磁特性造成的影响小。因此，一般的方向性电磁钢板是以下述方式制造的：产生主要关于偏离角α及偏离角β进行了精密的取向控制的二次再结晶晶粒的核，以保持该晶体取向的状态使晶粒生长。一般认为：在如上所述控制了偏离角α及偏离角β的基础上，进一步精密地控制偏离角γ是困难的。

因此，本发明的发明者们对在伴随取向变化的同时使晶体生长这一事项进行了研究，而并非在二次再结晶晶粒的生长的阶段以保持晶体取向的状态使其生长。其结果认知到：下述状态对于高磁场区域中的磁致伸缩降低变得有利：在二次再结晶晶粒的生长的过程中，使以往未被认识为晶界的程度的局部且小倾角的取向变化大量产生，将一个二次再结晶晶粒分割成偏离角γ稍微不同的小区域。

另外认知到：为了上述的取向变化的控制，下述因素的考虑是重要的：使取向变化自身容易发生的因素；和使取向变化在一个晶粒之中持续地产生的因素。于是确认了：为了使取向变化自身容易发生，使二次再结晶从更低的温度开始是有效的，例如可以控制一次再结晶粒径、有效利用Nb等元素。进而确认了：通过在适当的温度及气氛中利用一直以来所使用的抑制剂即AlN等，能够使取向变化在二次再结晶中的一个晶粒之中持续地发生至高温区域。

[第1实施方式]

在本发明的第1实施方式的方向性电磁钢板中，二次再结晶晶粒被分割成偏离角γ稍微不同的多个区域。即，本实施方式的方向性电磁钢板不仅具有相当于二次再结晶晶粒的晶界的角度差比较大的晶界，还具有将二次再结晶晶粒内分割的局部且小倾角的晶界。

具体而言，本实施方式的方向性电磁钢板具有下述化学组成：以质量％计含有Si：2.0～7.0％、Nb：0～0.030％、V：0～0.030％、Mo：0～0.030％、Ta：0～0.030％、W：0～0.030％、C：0～0.0050％、Mn：0～1.0％、S：0～0.0150％、Se：0～0.0150％、Al：0～0.0650％、N：0～0.0050％、Cu：0～0.40％、Bi：0～0.010％、B：0～0.080％、P：0～0.50％、Ti：0～0.0150％、Sn：0～0.10％、Sb：0～0.10％、Cr：0～0.30％、Ni：0～1.0％、剩余部分包含Fe及杂质，并且具有在高斯取向上进行取向的织构，其中，在将与以轧制面法线方向Z作为旋转轴的理想高斯取向偏离的偏离角定义为α，将与以轧制直角方向(板宽方向)C作为旋转轴的理想高斯取向偏离的偏离角定义为β，将与以轧制方向L作为旋转轴的理想高斯取向偏离的偏离角定义为γ，以及将以在板面上相邻且间隔为1mm的两个测定点进行测定的晶体取向的偏离角分别表示为(α₁β₁γ₁)及(α₂β₂γ₂)，将边界条件BA定义为|γ₂-γ₁|≥0.5°，将边界条件BB定义为[(α₂-α₁)²+(β₂-β₁)²+(γ₂-γ₁)²]^1/2≥2.0°时，本实施方式的方向性电磁钢板不仅具有满足上述边界条件BB的晶界(相当于二次再结晶晶界的晶界)，还具有满足上述边界条件BA且不满足上述边界条件BB的晶界(将二次再结晶晶粒分割的晶界)。

满足边界条件BB的晶界实质上对应于在将以往的方向性电磁钢板进行宏观蚀刻时观察到的二次再结晶晶界。本实施方式的方向性电磁钢板不仅具有上述的满足边界条件BB的晶界，还以比较高的频率具有满足边界条件BA且不满足上述边界条件BB的晶界。该满足边界条件BA且不满足上述边界条件BB的晶界对应于将二次再结晶晶粒内分割的局部且小倾角的晶界。即，在本实施方式中，二次再结晶晶粒成为被更微细地分割成偏离角γ稍微不同的小区域的状态。

以往的方向性电磁钢板有可能具有满足边界条件BB的二次再结晶晶界。另外，以往的方向性电磁钢板有可能在二次再结晶晶粒的粒内具有偏离角γ的位移。但是，就以往的方向性电磁钢板而言，由于在二次再结晶晶粒内偏离角γ连续地发生位移的倾向强，因此在以往的方向性电磁钢板中存在的偏离角γ的位移难以满足上述的边界条件BA。

例如，在以往的方向性电磁钢板中，虽然有可能在二次再结晶晶粒内的长范围区域中能够识别到偏离角γ的位移，但在二次再结晶晶粒内的短范围区域中由于偏离角γ的位移微小，因此难以识别(难以满足边界条件BA)。另一方面，在本实施方式的方向性电磁钢板中，偏离角γ在短范围区域中局部地位移而能够识别为晶界。具体而言，在二次再结晶晶粒内相邻且间隔为1mm的两个测定点之间，以比较高的频率存在|γ₂-γ₁|的值成为0.5°以上的位移。

在本实施方式的方向性电磁钢板中，通过如后述那样严格地控制制造条件，从而有意图地制作出满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界(将二次再结晶晶粒分割的晶界)。在本实施方式的方向性电磁钢板中，二次再结晶晶粒成为被分割成偏离角γ稍微不同的小区域的状态，高磁场区域中的磁致伸缩得以降低。

以下，对本实施方式的方向性电磁钢板进行详细说明。

1.晶体取向

首先，对本实施方式中的晶体取向的记载内容进行说明。

在本实施方式中，将“实际的晶体的{110}<001>取向”和“理想的{110}<001>取向”这两个{110}<001>取向进行区别。其理由是由于：在本实施方式中，需要将表示实用钢板的晶体取向时的{110}<001>取向与作为学术上的晶体取向的{110}<001>取向进行区别处理。

一般而言，在再结晶后的实用钢板的晶体取向的测定中，±2.5°左右的角度差不会严密区别来规定晶体取向。如果是以往的方向性电磁钢板，则会将以几何学上严密的{110}<001>取向为中心的±2.5°左右的角度范围区域设定为“{110}<001>取向”。但是，在本实施方式中，±2.5°以下的角度差也需要明确地进行区别。

因此，在本实施方式中，在以实用意义来表达方向性电磁钢板的取向的情况下，如以往那样简单地记载为“{110}<001>取向(高斯取向)”。另一方面，在表达作为几何学上严密的晶体取向的{110}<001>取向的情况下，为了避免与以往的公知文献等中使用的{110}<001>取向混同，记载为“理想{110}<001>取向(理想高斯取向)”。

因此，在本实施方式中，例如有时存在下述记载：“本实施方式的方向性电磁钢板的{110}<001>取向从理想{110}<001>取向偏离2°”。

另外，在本实施方式中，使用与方向性电磁钢板中观测到的晶体取向相关联的以下的4个角度α、β、γ、φ。

偏离角α：在方向性电磁钢板中观测到的晶体取向的绕轧制面法线方向Z的与理想{110}<001>取向偏离的偏离角。

偏离角β：在方向性电磁钢板中观测到的晶体取向的绕轧制直角方向C的与理想{110}<001>取向偏离的偏离角。

偏离角γ：在方向性电磁钢板中观测到的晶体取向的绕轧制方向L的与理想{110}<001>取向偏离的偏离角。

将上述的偏离角α、偏离角β及偏离角γ的示意图示于图1中。

角度φ：在将以在方向性电磁钢板的轧制面上相邻且间隔为1mm的两个测定点进行测定的晶体取向的上述偏离角分别表示为(α₁、β₁、γ₁)及(α₂、β₂、γ₂)时，由φ＝[(α₂-α₁)²+(β₂-β₁)²+(γ₂-γ₁)²]^1/2得到的角度。

有时将该角度φ记述为“空间三维取向差”。

2.方向性电磁钢板的晶体晶界

本实施方式的方向性电磁钢板为了控制偏离角γ，特别是利用在二次再结晶晶粒的生长中引起的在以往未被认识为晶界的程度的局部的晶体取向的变化。在以下的说明中，有时将按照将一个二次再结晶晶粒内分割成偏离角γ稍微不同的小区域的方式产生的上述的取向变化记述为“换向”。

进而，有时将考虑了偏离角γ的角度差的晶体晶界(满足边界条件BA的晶界)记述为“γ晶界”，将以γ晶界作为边界来区别的晶粒记述为“γ晶粒”。

另外，关于与本实施方式相关联的特性即以1.9T励磁时的磁致伸缩(λp-p@1.9T)，在以下的说明中，有时简单地记述为“高磁场(中的)磁致伸缩”。

据认为：就上述的换向而言，晶体取向的变化为1°左右(低于2°)，在二次再结晶晶粒的生长持续的过程中产生。详细情况基于与制造方法的关联会在下文叙述，但在容易发生换向的状况下使二次再结晶晶粒生长是重要的。例如，以下事项是重要的：通过控制一次再结晶粒径而使二次再结晶在比较低的温度下开始，通过控制抑制剂的种类和量而使二次再结晶持续至高温。

偏离角γ的控制对高磁场磁致伸缩造成影响的理由未必明确，但如下那样推定。

在完成了二次再结晶的方向性电磁钢板中晶体取向被控制为高斯取向，但实际上，在隔着晶体晶界的两侧的晶粒中晶体取向稍微不同。因此，在对方向性电磁钢板进行励磁时，在晶体晶界附近，感生出用于调整磁畴结构的特殊的磁畴(闭合磁畴)。在该闭合磁畴中，磁畴内的磁矩难以与外部磁场的方向一致，因此，闭合磁畴在磁化过程中残留至高磁场区域从而抑制磁畴壁的移动。另一方面，据认为：如果能够减少晶体晶界附近的闭合磁畴的产生，则在高磁场区域中钢板整体的磁化容易进行，其结果是，带来磁致伸缩的降低。据认为：在晶体晶界处起因于晶体取向的不连续性而感生出闭合磁畴，但在本实施方式中，通过伴随换向的比较缓慢的取向变化，晶界附近的晶体取向变化变得缓慢，其结果是，闭合磁畴的生成得以抑制。

在本实施方式中，关于包括换向在内的晶体取向的变化，规定两种边界条件。在本实施方式中，基于这些边界条件的“晶界”的定义是重要的。

目前，在实用上制造的方向性电磁钢板的晶体取向按照轧制方向与<001>方向的偏离角成为大概5°以下的方式进行了控制。该控制在本实施方式的方向性电磁钢板中也同样。因此，在定义方向性电磁钢板的“晶界”时，无法应用一般的晶界(大倾角晶界)的定义即“相邻的区域的取向差成为15°以上的边界”。例如，在以往的方向性电磁钢板中，通过钢板面的宏观蚀刻而使晶界显现，但该晶界的两侧区域的晶体取向差通常为2～3°左右。

在本实施方式中，如后述那样，需要严密地规定晶体与晶体的边界。因此，作为晶界的确定法，不采用宏观蚀刻那样的以目视作为基础的方法。

在本实施方式中，为了确定晶界，在轧制面上设定以1mm间隔至少包含500个点的测定点的测定线来测定晶体取向。例如，晶体取向通过X射线衍射法(劳厄法)来测定即可。所谓劳厄法是指对钢板照射X射线束并对透射或反射的衍射斑点进行解析的方法。通过对衍射斑点进行解析，可以鉴定照射X射线束的部位的晶体取向。如果改变照射位置而在多个部位进行衍射斑点的解析，则可以测定各照射位置的晶体取向分布。劳厄法是适合于测定具有粗大晶粒的金属组织的晶体取向的方法。

此外，晶体取向的测定点至少为500个点即可，但根据二次再结晶晶粒的大小，优选适当增加测定点。例如，在将测定晶体取向的测定点设定为500个点时测定线内所包含的二次再结晶晶粒变得低于10个的情况下，优选按照在测定线内包含10个以上的二次再结晶晶粒的方式增加1mm间隔的测定点从而延长上述的测定线。

在轧制面上以1mm间隔测定晶体取向，在此基础上，关于各测定点，确定上述的偏离角α、偏离角β及偏离角γ。基于所确定的各测定点处的偏离角，判断在相邻的两个测定点间是否存在晶界。具体而言，判断相邻的两个测定点是否满足上述的边界条件BA和/或边界条件BB。

具体而言，在将以相邻的两个测定点进行测定的晶体取向的偏离角分别表示为(α₁、β₁、γ₁)及(α₂、β₂、γ₂)时，将边界条件BA定义为|γ₂-γ₁|≥0.5°，将边界条件BB定义为[(α₂-α₁)²+(β₂-β₁)²+(γ₂-γ₁)²]^1/2≥2.0°。判断在相邻的两个测定点间是否存在满足边界条件BA和/或边界条件BB的晶界。

就满足边界条件BB的晶界而言，隔着晶界的2点间的空间三维取向差(角度φ)为2.0°以上，可以说该晶界与宏观蚀刻中被认识的以往的二次再结晶晶粒的晶界基本相同。

不同于上述的满足边界条件BB的晶界，在本实施方式的方向性电磁钢板中，以比较高的频率存在与“换向”强关联的晶界、具体而言满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界。像这样定义的晶界对应于将一个二次再结晶晶粒内分割成偏离角γ稍微不同的小区域的晶界。

上述的两个晶界也可以使用另外的测定数据来求出。但是，如果考虑因测定的工夫及数据不同而引起的与实际状态的偏差，则优选使用由相同测定线(在轧制面上以1mm间隔至少为500个点的测定点)得到的晶体取向的偏离角来求出上述两个晶界。

本实施方式的方向性电磁钢板由于不仅具有满足边界条件BB的晶界，还以比较高的频率具有满足边界条件BA且不满足上述边界条件BB的晶界，因此二次再结晶晶粒内成为被分割成偏离角γ稍微不同的小区域的状态，其结果是，高磁场区域中的磁致伸缩得以降低。

需要说明的是，在本实施方式中，只要在钢板中存在“满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界”即可。但是，实质上，为了降低高磁场区域的磁致伸缩，优选以比较高的频率存在满足边界条件BA且不满足上述边界条件BB的晶界。

例如，就本实施方式而言，其特征在于，将二次再结晶晶粒内分割成偏离角γ稍微不同的小区域，因此优选γ晶界与以往的二次再结晶晶界相比以比较高的频率存在。

具体而言，在轧制面上以1mm间隔以至少500个点的测定点来测定晶体取向，以各测定点确定偏离角，以相邻的两个测定点判定边界条件时，只要“满足边界条件BA的晶界”与“满足边界条件BB的晶界”相比以1.10倍以上的比例存在即可。即，在如上述那样判定边界条件时，只要将“满足边界条件BA的边界数”除以“满足边界条件BB的边界数”而得到的值成为1.10以上即可。在本实施方式中，在上述的值为1.10以上的情况下，判断在方向性电磁钢板中存在“满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界”。

此外，将“满足边界条件BA的边界数”除以“满足边界条件BB的边界数”而得到的值的上限没有特别限定。例如，该值只要为80以下即可，只要为40以下即可，只要为30以下即可。

[第2实施方式]

接下来，对本发明的第2实施方式的方向性电磁钢板进行以下说明。另外，在以下说明的各实施方式中，以与上述第1实施方式的不同点为中心进行说明，对于其他的特征，设定为与上述第1实施方式同样而省略重复的说明。

在本发明的第2实施方式的方向性电磁钢板中，γ晶粒的轧制方向的粒径小于二次再结晶晶粒的轧制方向的粒径。即，本实施方式的方向性电磁钢板具有相对于轧制方向控制了粒径的γ晶粒及二次再结晶晶粒。

具体而言，在本实施方式的方向性电磁钢板中，在将基于边界条件BA求出的轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RA_L，将基于边界条件BB求出的轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RB_L时，粒径RA_L与粒径RB_L满足1.10≤RB_L÷RA_L。另外，优选为RB_L÷RA_L≤80。

该规定表示上述的“换向”相对于轧制方向的状况。即，意味着在以角度φ成为2°以上的边界作为晶体晶界的二次再结晶晶粒之中，包含至少一个|γ₂-γ₁|成为0.5°以上且角度φ变得低于2°的边界的晶粒相对于轧制方向以相应的频率存在。在本实施方式中，对该换向的状况通过轧制方向的粒径RA_L及粒径RB_L进行评价并规定。

由于粒径RB_L小、或即使粒径RB_L大但换向少且粒径RA_L大，因此如果RB_L/RA_L值变得低于1.10，则有可能换向频率变得不充分，无法充分改善高磁场磁致伸缩。RB_L/RA_L值优选为1.30以上，更优选为1.50以上，进一步优选为2.0以上，进一步优选为3.0以上，进一步优选为5.0以上。

对于RB_L/RA_L值的上限没有特别限定。如果换向的发生频率高而RB_L/RA_L值变大，则方向性电磁钢板整体中的晶体取向的连续性变高，因此对于磁致伸缩的改善而言是优选的。另一方面，由于换向也是晶粒内的晶格缺陷的残留，因此如果发生频率过高，则特别是针对铁损的改善效果有可能会降低。因此，作为RB_L/RA_L值的实用上的最大值，可列举出80。如果特别需要顾虑到铁损，则作为RB_L/RA_L值的最大值，可列举出优选40、更优选30。

需要说明的是，RB_L/RA_L值有可能变得低于1.0。RB_L是基于角度φ成为2°以上的晶界而规定的轧制方向的平均粒径。另一方面，RA_L是基于|γ₂-γ₁|成为0.5°以上的晶界而规定的轧制方向的平均粒径。如果单纯地考虑，则会认为角度差的下限小的晶界所检测到的频率较高。即，会认为：RB_L总是变得比RA_L大，RB_L/RA_L值总是成为1.0以上。

然而，RB_L是通过基于角度φ的晶界而求出的粒径，RA_L是通过基于偏离角γ的晶界而求出的粒径，就RB_L及RA_L而言用于求出粒径的晶界的定义不同。因此，RB_L/RA_L值有可能变得低于1.0。

例如，即使|γ₂-γ₁|低于0.5°(例如为0°)，但如果偏离角α和/或偏离角β大，则角度φ也变得充分大。即，存在不满足边界条件BA但满足边界条件BB的晶界。如果这样的晶界增加，则粒径RB_L的值变小，其结果是，RB_L/RA_L值可能变得低于1.0。在本实施方式中，按照由偏离角γ引起换向的频率变高的方式控制各条件。在换向的控制不充分、与本实施方式背离较大的情况下，变得不会引起偏离角γ的变化，RB_L/RA_L值变得低于1.0。需要说明的是，本实施方式中以充分提高γ晶界的发生频率、RB_L/RA_L值为1.10以上作为必需条件，这一事项已经如前文说明的那样。

此外，关于本实施方式的方向性电磁钢板，在轧制面上相邻且间隔为1mm的两个测定点间的边界被分类为表1的情形1～情形4。上述的粒径RB_L基于满足表1的情形1和/或情形2的晶界来求出，粒径RA_L基于满足表1的情形1和/或情形3的晶界来求出。例如，在沿着轧制方向包含至少500个测定点的测定线上测定晶体取向的偏离角，将在该测定线上被情形1和/或情形2的晶界夹持的线段长度的平均值设定为粒径RB_L。同样地，将在上述的测定线上被情形1和/或情形3的晶界夹持的线段长度的平均值设定为粒径RA_L。

[表1]

RB_L/RA_L值的控制对高磁场磁致伸缩造成影响的理由未必明确，但据认为：通过在一个二次再结晶晶粒内产生换向(局部的取向变化)，从而减小与相邻晶粒的相对的取向差(晶体晶界附近的晶体取向变化变得缓慢)，其结果是，闭合磁畴的生成得以抑制。

[第3实施方式]

接下来，对本发明的第3实施方式的方向性电磁钢板进行以下说明。以下，以与上述的实施方式的不同点为中心进行说明，省略重复的说明。

在本发明的第3实施方式的方向性电磁钢板中，γ晶粒的轧制直角方向的粒径小于二次再结晶晶粒的轧制直角方向的粒径。即，本实施方式的方向性电磁钢板具有相对于轧制直角方向控制了粒径的γ晶粒及二次再结晶晶粒。

具体而言，在本实施方式的方向性电磁钢板中，在将基于边界条件BA求出的轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RA_C，将基于边界条件BB求出的轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RB_C时，粒径RA_C与粒径RB_C满足1.10≤RB_C÷RA_C。另外，优选为RB_C÷RA_C≤80。

该规定表示上述的“换向”相对于轧制直角方向的状况。即，意味着在以角度φ成为2°以上的边界作为晶体晶界的二次再结晶晶粒之中，包含至少一个|γ₂-γ₁|成为0.5°以上且角度φ变得低于2°的边界的晶粒相对于轧制直角方向以相应的频率存在。在本实施方式中，对该换向的状况通过轧制直角方向的粒径RA_C及粒径RB_C进行评价并规定。

由于粒径RB_C小、或即使粒径RB_C大但换向少且粒径RA_C大，因此如果RB_C/RA_C值变得低于1.10，则有可能换向频率变得不充分，无法充分改善高磁场磁致伸缩。RB_C/RA_C值优选为1.30以上，更优选为1.50以上，进一步优选为2.0以上，进一步优选为3.0以上，进一步优选为5.0以上。

对于RB_C/RA_C值的上限没有特别限定。如果换向的发生频率高而RB_C/RA_C值变大，则方向性电磁钢板整体中的晶体取向的连续性变高，因此对于磁致伸缩的改善而言是优选的。另一方面，由于换向也是晶粒内的晶格缺陷的残留，因此如果发生频率过高，则特别是针对铁损的改善效果有可能会降低。因此，作为RB_C/RA_C值的实用上的最大值，可列举出80。如果特别需要顾虑到铁损，则作为RB_C/RA_C值的最大值，可列举出优选40、更优选30。

需要说明的是，RB_C是通过基于角度φ的晶界而求出的粒径，RA_C是通过基于偏离角γ的晶界而求出的粒径。就RB_C及RA_C而言由于用于求出粒径的晶界的定义不同，因此RB_C/RA_C值有可能变得低于1.0。

上述的粒径RB_C基于满足表1的情形1和/或情形2的晶界来求出，粒径RA_C基于满足表1的情形1和/或情形3的晶界来求出。例如，在沿着轧制直角方向包含至少500个测定点的测定线上测定晶体取向的偏离角，将在该测定线上被情形1和/或情形2的晶界夹持的线段长度的平均值设定为粒径RB_C。同样地，将在上述的测定线上被情形1和/或情形3的晶界夹持的线段长度的平均值设定为粒径RA_C。

RB_C/RA_C值的控制对高磁场磁致伸缩造成影响的理由未必明确，但据认为：通过在一个二次再结晶晶粒内产生换向(局部的取向变化)，从而减小与相邻晶粒的相对的取向差(晶体晶界附近的晶体取向变化变得缓慢)，其结果是，闭合磁畴的生成得以抑制。

[第4实施方式]

接下来，对本发明的第4实施方式的方向性电磁钢板进行以下说明。以下，以与上述的实施方式的不同点为中心进行说明，省略重复的说明。

在本发明的第4实施方式的方向性电磁钢板中，γ晶粒的轧制方向的粒径小于γ晶粒的轧制直角方向的粒径。即，本实施方式的方向性电磁钢板具有相对于轧制方向及轧制直角方向控制了粒径的γ晶粒。

具体而言，在本实施方式的方向性电磁钢板中，在将基于边界条件BA求出的轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RA_L，将基于边界条件BA求出的轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RA_C时，粒径RA_L与粒径RA_C满足1.15≤RA_C÷RA_L。另外，优选为RA_C÷RA_L≤10。

在以后的说明中，关于晶粒的形状，有时记述为“(面内)各向异性”或“扁平(形状)”。这些晶粒的形状是对从钢板的表面(轧制面)观察时的形状进行记述。即，晶粒的形状对于板厚方向的大小(板厚截面中的观察形状)未进行考虑。此外，在方向性电磁钢板中，几乎全部的晶粒在板厚方向上具有与钢板板厚相同的尺寸。即，在方向性电磁钢板中，大多情况下除了晶体晶界附近等特异的区域以外钢板板厚被一个晶粒占据。

上述的RA_C/RA_L值的规定表示上述的“换向”相对于轧制方向及轧制直角方向的状况。即，意味着引起被认识为换向的程度的局部的晶体取向的变化的频率因钢板的面内方向而异。在本实施方式中，对该换向的状况通过在钢板面内正交的两个方向的粒径RA_C及粒径RA_L进行评价并规定。

RA_C/RA_L值超过1表示：由换向规定的γ晶粒如果平均来看，则具有沿轧制直角方向延伸、沿轧制方向压扁的扁平形态。即，表示由γ晶界规定的晶粒的形态具有各向异性。

通过γ晶粒的形状具有面内各向异性从而高磁场磁致伸缩提高的理由并不明确，但如下考虑。在高磁场中，在180°磁畴移动时，与相邻的晶粒的“连续性”是重要的，这如前文所述。例如，在将一个二次再结晶晶粒通过换向而分割成小区域的情况下，如果该小区域的数目相同(小区域的面积相同)，则与小区域的形状为各向同性相比，为各向异性时，由换向产生的边界(γ晶界)的存在比率变大。即，据认为：通过控制RA_C/RA_L值而使局部的取向变化即换向的存在频率增加，提高方向性电磁钢板整体中的晶体取向的连续性。

据认为：这样的换向发生的各向异性是通过二次再结晶前的钢板中存在的某些各向异性而产生的：例如，一次再结晶晶粒的形状的各向异性；由热轧板晶粒的形状的各向异性引起的一次再结晶晶粒的晶体取向分布的各向异性(群体性的分布)；通过热轧拉伸的析出物及被破碎而沿轧制方向成为列状的析出物的配置；因卷材宽度方向或长度方向的热历程的变动引起的析出物分布；晶体粒径分布的各向异性等。然而，发生机理的详细情况不明。但是，如果二次再结晶中的钢板具有温度梯度，则对晶粒的生长(位错的消失及晶界的形成)赋予直接的各向异性。即，二次再结晶中的温度梯度成为控制本实施方式中规定的上述各向异性的非常有效的控制手段。详细情况会与制造方法相关联而将进行说明。

另外，虽然与通过上述的二次再结晶时的温度梯度来赋予各向异性的工艺也相关联，但本实施方式中使γ晶粒延伸的方向为轧制直角方向如果也考虑现状的一般的制造方法，则是优选的。这种情况下，轧制方向的粒径RA_L成为比轧制直角方向的粒径RA_C小的值。对于轧制方向及轧制直角方向的关系，会与制造方法相关联而将进行说明。此外，使γ晶粒延伸的方向说到底是由γ晶界的发生频率来决定，而并非由温度梯度来决定。

由于粒径RA_C小、或即使粒径RA_C大但粒径RA_L也大，因此如果RA_C/RA_L值变得低于1.15，则有可能换向频率变得不充分，无法充分改善高磁场磁致伸缩。RA_C/RA_L值优选为1.50以上，更优选为1.80以上，进一步优选为2.10以上。

对于RA_C/RA_L值的上限没有特别限定。如果换向的发生频率及延伸方向被限制于特定的方向、RA_C/RA_L值变大，则方向性电磁钢板整体中的晶体取向的连续性变高，因此对于磁致伸缩的改善而言是优选的。另一方面，由于换向也是晶粒内的晶格缺陷的残留，因此如果发生频率过高，则特别是针对铁损的改善效果有可能会降低。因此，作为RA_C/RA_L值的实用上的最大值，可列举出10。如果特别需要顾虑到铁损，作为RA_C/RA_L值的最大值，可列举出优选6、更优选4。

另外，本实施方式的方向性电磁钢板优选不仅控制上述的RA_C/RA_L值，而且还与第2实施方式同样地使粒径RA_L与粒径RB_L满足1.10≤RB_L÷RA_L。

该规定使发生了“换向”这一事项变得明确。例如，粒径RA_C及RA_L是基于在相邻的两个测定点间|γ₂-γ₁|成为0.5°以上的晶界得到的粒径，但即使完全未发生“换向”，全部的晶界的角度φ为2.0°以上，也有可能满足上述的RA_C/RA_L值。即使满足RA_C/RA_L值，但如果全部的晶界的角度φ为2.0°以上，则仅仅是一般所认识的二次再结晶晶粒简单地成为扁平形状，因此也无法优选地获得本实施方式的上述效果。在本实施方式中，由于以具有满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界(将二次再结晶晶粒分割的晶界)作为前提，因此不易产生全部的晶界的角度φ为2.0°以上的状况，但优选不仅满足上述的RA_C/RA_L值，还满足RB_L/RA_L值。

另外，在本实施方式中，不仅关于轧制方向而言控制RB_L/RA_L值，而且关于轧制直角方向，也与第3实施方式同样地使粒径RA_C与粒径RB_C满足1.10≤RB_C/RA_C，这是没有任何问题的，从提高方向性电磁钢板整体中的晶体取向的连续性的观点考虑反倒是优选的。

进而，在本实施方式的方向性电磁钢板中，优选控制了二次再结晶晶粒的轧制方向及轧制直角方向的粒径。

具体而言，在本实施方式的方向性电磁钢板中，在将基于边界条件BB求出的轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RB_L，将基于边界条件BB求出的轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RB_C时，粒径RB_L与粒径RB_C优选满足1.50≤RB_C÷RB_L。另外，优选为RB_C÷RB_L≤20。

该规定与上述的“换向”无关，表示二次再结晶晶粒沿轧制直角方向延伸。因此，该特征其自身并不特别。但是，在本实施方式中，优选在控制RA_C/RA_L值的基础上，RB_C/RB_L值满足上述的数值范围。

在本实施方式中，在与上述的换向相关地控制γ晶粒的RA_C/RA_L值的情况下，二次再结晶晶粒的形态也存在面内各向异性变大的倾向。如果反过来看，则在如本实施方式那样产生偏离角γ的换向的情况下，通过按照二次再结晶晶粒的形状具有面内各向异性的方式进行控制，从而存在γ晶粒的形状也具有面内各向异性的倾向。

RB_C/RB_L值优选为1.80以上，更优选为2.00以上，进一步优选为2.50以上。对于RB_C/RB_L值的上限没有特别限定。

作为控制RB_C/RB_L值的实用性的方法，例如可列举出下述工艺：在成品退火时进行从卷材宽度的端部起的优先的加热，赋予向卷材宽度方向(卷材轴向)上的温度梯度来使二次再结晶晶粒生长。此时，也可以在将二次再结晶晶粒的卷材周向(例如轧制方向)的粒径维持在50mm左右的状态下，将二次再结晶晶粒的卷材宽度方向(例如轧制直角方向)的粒径控制为与卷材宽度相同。例如可以将宽度为1000mm的卷材的全宽以一个晶粒占据。这种情况下，作为RB_C/RB_L值的上限值，可列举出20。

此外，如果按照不沿轧制直角方向而是沿轧制方向具有温度梯度的方式通过连续退火工艺进行二次再结晶，则二次再结晶晶粒的粒径的最大值不限于卷材宽度，也可以设定为更大的值。即使是该情况，根据本实施方式，通过利用由换向产生的γ晶界将晶粒适度分割，也能够获得本实施方式的上述效果。

进而，在本实施方式的方向性电磁钢板中，优选关于偏离角γ的换向的发生频率相对于轧制方向及轧制直角方向进行了控制。

具体而言，在本实施方式的方向性电磁钢板中，在将基于边界条件BA求出的轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RA_L，将基于边界条件BB求出的轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RB_L，将基于边界条件BA求出的轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RA_C，将基于边界条件BB求出的轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RB_C时，粒径RA_L、粒径RA_C、粒径RB_L与粒径RB_C优选满足(RB_C×RA_L)÷(RB_L×RA_C)<1.0。另外，下限没有特别限定，如果以现状的技术作为前提，则只要为0.2<(RB_C×RA_L)÷(RB_L×RA_C)即可。

该规定表示上述的“换向”的发生频率的面内各向异性。即，上述的(RB_C·RA_L)/(RB_L·RA_C)成为“将二次再结晶晶粒沿轧制直角方向分割的换向的发生程度：RB_C/RA_C”与“将二次再结晶晶粒沿轧制方向分割的换向的发生程度：RB_L/RA_L”之比。该值低于1是表示一个二次再结晶晶粒通过换向(γ晶界)沿轧制方向被大量地分割。

另外，如果换个看法，则上述的(RB_C·RA_L)/(RB_L·RA_C)成为“二次再结晶晶粒的扁平的程度：RB_C/RB_L”与“γ晶粒的扁平的程度：RA_C/RA_L”之比。该值低于1是表示将一个二次再结晶晶粒进行分割的γ晶粒与二次再结晶晶粒相比成为扁平的形状。

即，与γ晶界将二次再结晶晶粒沿轧制直角方向截断相比存在沿轧制方向截断的倾向。即，γ晶界存在沿二次再结晶晶粒延伸的方向延伸的倾向。据认为：γ晶界的该倾向按照在二次再结晶晶粒延伸时换向使特定取向的晶体的占有面积增大的方式起作用。

(RB_C·RA_L)/(RB_L·RA_C)的值优选为0.9以下，更优选为0.8以下，更优选为0.5以下。如上所述，(RB_C·RA_L)/(RB_L·RA_C)的下限没有特别限制，但如果也考虑工业上的实现性，则只要超过0.2即可。

上述的粒径RB_L及粒径RB_C基于满足表1的情形1和/或情形2的晶界来求出。上述的粒径RA_L及粒径RA_C基于满足表1的情形1和/或情形3的晶界来求出。例如，在沿着轧制直角方向包含至少500个测定点的测定线上测定晶体取向的偏离角，将在该测定线上被情形1和/或情形3的晶界夹持的线段长度的平均值设定为粒径RA_C。粒径RA_L、粒径RB_L、粒径RB_C也同样地求出即可。

[各实施方式中共同的技术特征]

接下来，对于上述的各实施方式的方向性电磁钢板，对共同的技术特征进行以下说明。

在本发明的各实施方式的方向性电磁钢板中，在将基于边界条件BB求出的轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RB_L，将基于边界条件BB求出的轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RB_C时，粒径RB_L及粒径RB_C优选为22mm以上。

据认为：换向是通过在二次再结晶晶粒的生长的过程中蓄积的位错而产生的。即，在一度引起换向后，为了引起下一换向，需要使二次再结晶晶粒生长至相当的程度。因此，如果粒径RB_L及粒径RB_C低于15mm，则有可能难以产生换向，由换向引起的高磁场磁致伸缩的充分的改善变得困难。粒径RB_L及粒径RB_C优选为15mm以上。粒径RB_L及粒径RB_C优选为22mm以上，更优选为30mm以上，进一步优选为40mm以上。

粒径RB_L及粒径RB_C的上限没有特别限定。例如，在一般的方向性电磁钢板的制造中，将完成了一次再结晶的钢板卷成卷材，以在轧制方向上具有曲率的状态通过二次再结晶使{110}<001>取向的晶粒生成并生长。因此，如果轧制方向的粒径RB_L增大，则有可能偏离角γ增加、磁致伸缩增大。因此，优选避免无限制地增大粒径RB_L。如果也考虑工业上的实现性，则关于粒径RB_L，作为优选的上限可列举出400mm，作为进一步优选的上限可列举出200mm，作为进一步优选的上限可列举出100mm。

另外，在一般的方向性电磁钢板的制造中，由于将完成了一次再结晶的钢板以卷成卷材的状态进行加热，通过二次再结晶使{110}<001>取向的晶粒生成并生长，因此二次再结晶晶粒从温度上升先行的卷材端部侧朝向温度上升延迟的卷材中心侧进行生长。在这样的制造方法中，例如如果将卷材宽度设定为1000mm，则可列举出将成为卷材宽度的一半程度的500mm作为粒径RB_C的上限。当然在各实施方式中，不排除卷材的全宽成为粒径RB_C。

在本发明的各实施方式的方向性电磁钢板中，在将基于边界条件BA求出的轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RA_L，将基于边界条件BA求出的轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RA_C时，优选粒径RA_L为30mm以下、粒径RA_C为400mm以下。

粒径RA_L的值越小，则意味着在轧制方向上换向的发生频率越高。粒径RA_L只要为40mm以下即可，但更优选为30mm以下，更优选为20mm以下。

另外，如果在未引起充分的换向的状况下粒径RA_C增大，则有可能偏离角γ增加、磁致伸缩增大。因此，优选避免无限制地增大粒径RA_C。如果也考虑工业上的实现性，则关于粒径RA_C，作为优选的上限可列举出400mm，作为进一步优选的上限可列举出200mm，作为进一步优选的上限可列举出100mm，作为进一步优选的上限可列举出40mm，作为进一步优选的上限可列举出30mm。

粒径RA_L及粒径RA_C的下限没有特别限定。在各实施方式中，由于将晶体取向的测定间隔设定为1mm，因此粒径RA_L及粒径RA_C的最低值成为1mm。但是，在各实施方式中，例如通过将测定间隔设定为低于1mm，则不排除粒径RA_L及粒径RA_C变得低于1mm那样的钢板。但是，由于换向轻微地伴随有晶体中的晶格缺陷的存在，因此在换向的频率过高的情况下，对磁特性的不良影响也令人担忧。另外，如果也考虑工业上的实现性，则关于粒径RA_L及粒径RA_C，作为优选的下限可列举出5mm。

此外，在各实施方式的方向性电磁钢板中的晶体粒径的测定中，对于一个晶粒，粒径最大包含2mm的不明确性。因此，粒径测定(在轧制面上以1mm间隔至少为500个点的取向测定)优选的是，对于在与规定粒径的方向在钢板面内成正交的方向上充分分离的位置、即成为不同晶粒的测定那样的位置，在合计5个部位以上实施。在此基础上，通过将利用合计5个部位以上的测定而得到的全部的粒径进行平均，可以消除上述的不明确性。例如，对于粒径RA_C及粒径RB_C只要在轧制方向上充分分离的5个部位以上实施测定，对于粒径RA_L及粒径RB_L只要在轧制直角方向上充分分离的5个部位以上实施测定，以合计2500个点以上的测定点进行取向测定来求出平均粒径即可。

在本发明的各实施方式的方向性电磁钢板中，偏离角γ的绝对值的标准偏差σ(|γ|)优选为0°～3.50°。

在不怎么引起换向的情况下，高磁场磁致伸缩不会充分降低。据认为：这表示高磁场磁致伸缩的降低时偏离角与特定方向一致。即，据认为：高磁场磁致伸缩的降低并非是起因于包含二次再结晶的核生成的发生初期或生长阶段中的由蚕食引起的取向选择。即，为了获得上述实施方式的效果，像以往的取向控制那样使晶体取向接近特定的方向、例如减小偏离角的绝对值及标准偏差并非是特别必要的条件。但是，在充分地引起了上述那样的换向的钢板中，关于“偏离角”也容易控制为特征性的范围。例如，在晶体取向通过关于偏离角γ的换向而一点一点地发生变化的情况下，偏离角的绝对值接近零不会成为上述实施方式的障碍。另外，例如，在晶体取向通过关于偏离角γ的换向而一点一点地发生变化的情况下，通过晶体取向自身沿特定的取向收敛，其结果是，偏离角的标准偏差接近零不会成为上述实施方式的障碍。

因此，在各实施方式中，偏离角γ的绝对值的标准偏差σ(|γ|)也可以为0°～3.50°。

偏离角γ的绝对值的标准偏差σ(|γ|)如下那样求出。

方向性电磁钢板通过形成有生长至数cm左右的大小的晶粒的二次再结晶来提高向{110}<001>取向的集中度。在各实施方式中，需要在这样的方向性电磁钢板中认识晶体取向的变动。因此，对于至少包含20个二次再结晶晶粒的区域，测定500个点以上的晶体取向。

需要说明的是，在各实施方式中，不应该思考为：“将一个二次再结晶晶粒理解为单晶、二次再结晶晶粒内具有严密相同的晶体取向”。即，在各实施方式中，在一个粗大的二次再结晶晶粒内存在以往不认识为晶界的程度的局部的取向变化，需要检测该取向变化。

因此，例如优选使晶体取向的测定点在与晶粒的边界(晶体晶界)无关地设定的一定面积内以等间隔分布。具体而言，优选的是，在钢板面上，按照至少包含20个以上的晶粒的方式，在Lmm×Mmm(其中L、M>100)的面积内，使测定点以纵横5mm间隔等间隔地分布，测定各测定点处的晶体取向，获得合计500个点以上的数据。在测定点为晶体晶界及某个特异点的情况下，该数据不采用。另外，根据用于决定成为对象的钢板的磁特性所需的区域(例如，如果是实机的卷材，则为测定制造工艺规程表(mill sheet)中记载的磁特性的范围)，需要扩大上述的测定范围。

然后，对于各测定点，决定偏离角γ，进一步计算出偏离角γ的绝对值的标准偏差σ(|γ|)。在各实施方式的方向性电磁钢板中，σ(|γ|)优选为上述的数值范围内。

需要说明的是，偏离角β一般而言是为了改善1.7T左右的中磁场中的磁特性或磁致伸缩而被认为应该减小的因子。但是，通过控制仅仅偏离角β所达到的特性存在极限。在上述实施方式中，着眼于偏离角γ来改善1.9T左右的高磁场中的磁致伸缩。另外，在上述的各实施方式中，通过不仅控制上述的技术特征，还一并控制σ(|γ|)，从而对方向性电磁钢板整体中的晶体取向的连续性进一步优选地造成影响。

偏离角γ的绝对值的标准偏差σ(|γ|)更优选为3.00以下，进一步优选为2.50以下，进一步优选为2.00以下。σ(|γ|)当然也可以为0。

此外，本实施方式的方向性电磁钢板也可以在钢板上具有中间层或绝缘被膜等，但上述的晶体取向、晶界、平均晶体粒径等也可以基于不具有被膜等的钢板来确定。即，在成为测定试样的方向性电磁钢板在表面具有绝缘被膜等的情况下，也可以将被膜等除去后测定晶体取向等。

例如，作为绝缘被膜的除去方法，只要将具有被膜的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，水洗并干燥，可以从方向性电磁钢板上除去绝缘被膜。此外，根据绝缘被膜的厚度来改变上述的氢氧化钠水溶液中浸渍的时间即可。

另外，例如，作为中间层的除去方法，只要将除去了绝缘被膜的电磁钢板浸渍于高温的盐酸中即可。具体而言，预先调查用于除去想要溶解的中间层的优选的盐酸的浓度，通过在该浓度的盐酸中例如在30～40质量％盐酸中在80～90℃下浸渍1～5分钟后，水洗并使其干燥，可以除去中间层。通常，按照在绝缘被膜的除去中使用碱溶液，在中间层的除去中使用盐酸的方式，分开使用处理液来除去各被膜。

接下来，对各实施方式的方向性电磁钢板的化学组成进行说明。各实施方式的方向性电磁钢板作为化学组成包含基本元素，根据需要包含任选元素，剩余部分包含Fe及杂质。

各实施方式的方向性电磁钢板作为基本元素(主要的合金元素)，以质量分率计含有Si(硅)：2.00％～7.00％。

Si为了使晶体取向集中于{110}<001>取向，优选含量为2.0～7.0％。

在各实施方式中，作为化学组成，也可以含有杂质。此外，所谓“杂质”是指在工业上制造钢时，从作为原料的矿石或废料或者从制造环境等混入的元素。杂质的合计含量的上限例如只要为5％即可。

另外，在各实施方式中，除了上述的基本元素及杂质以外，还可以含有任选元素。例如，代替上述的剩余部分即Fe的一部分，作为任选元素，也可以含有Nb、V、Mo、Ta、W、C、Mn、S、Se、Al、N、Cu、Bi、B、P、Ti、Sn、Sb、Cr、Ni等。这些任选元素只要根据其目的来含有即可。因而，没有必要限定这些任选元素的下限值，下限值也可以为0％。另外，这些任选元素即使作为杂质含有，也不会损害上述效果。

Nb(铌)：0～0.030％

V(钒)：0～0.030％

Mo(钼)：0～0.030％

Ta(钽)：0～0.030％

W(钨)：0～0.030％

Nb、V、Mo、Ta及W在各实施方式中可以作为具有特征性效果的元素来利用。在以下的说明中，有时将Nb、V、Mo、Ta及W中的一种或两种以上的元素一并记述为“Nb组元素”。

Nb组元素优选地作用于各实施方式的方向性电磁钢板的特征即换向的形成。但是，由于Nb组元素作用于换向发生的是制造过程，因此Nb组元素没有必要最终含有于各实施方式的方向性电磁钢板中。例如，Nb组元素不少地存在下述倾向：通过后述的成品退火中的纯化被排出到体系外。因此，即使是在使板坯中含有Nb组元素、在制造过程中利用Nb组元素来提高换向的频率的情况下，也有可能通过之后的纯化退火来使Nb组元素排出到体系外。因此，作为最终制品的化学组成，有可能检测不到Nb组元素。

因此，在各实施方式中，作为最终制品即方向性电磁钢板的化学组成，仅对Nb组元素的含量的上限进行规定。Nb组元素的上限只要分别为0.030％即可。另一方面，如上所述，即使在制造过程中利用Nb组元素，也有可能在最终制品中Nb组元素的含量变成零。因此，Nb组元素的含量的下限没有特别限定，下限也可以分别为0％。

在本发明的各实施方式的方向性电磁钢板中，作为化学组成，优选含有合计为0.0030～0.030质量％的选自Nb、V、Mo、Ta及W中的至少1种。

由于难以认为Nb组元素的含量在制造过程中增加，因此如果作为最终制品的化学组成检测到Nb组元素，则暗示了在制造过程中利用Nb组元素来控制了换向。为了在制造过程中优选地控制换向，最终制品的Nb组元素的合计含量优选为0.0030％以上，进一步优选为0.0050％以上。另一方面，如果最终制品的Nb组元素的合计含量超过0.030％，则虽然能够维持换向的发生频率，但有可能磁特性降低。因此，最终制品的Nb组元素的合计含量优选为0.030％以下。此外，Nb组元素的作用会与制造方法相关联地在下文叙述。

C(碳)：0～0.0050％

Mn(锰)：0～1.0％

S(硫)：0～0.0150％

Se(硒)：0～0.0150％

Al(酸可溶性铝)：0～0.0650％

N(氮)：0～0.0050％

Cu(铜)：0～0.40％

Bi(铋)：0～0.010％

B(硼)：0～0.080％

P(磷)：0～0.50％

Ti(钛)：0～0.0150％

Sn(锡)：0～0.10％

Sb(锑)：0～0.10％

Cr(铬)：0～0.30％

Ni(镍)：0～1.0％

这些任选元素只要根据公知的目的来含有即可。没有必要设定这些任选元素的含量的下限值，下限值也可以为0％。此外，S及Se的含量优选合计为0～0.0150％。所谓S及Se的合计是指包含S及Se中的至少一者且为其合计含量。

此外，在方向性电磁钢板中，通过经由脱碳退火及二次再结晶时的纯化退火，从而引起比较大的化学组成的变化(含量的降低)。根据元素的不同，也有可能通过纯化退火从而含量降低至一般的分析方法无法检测的程度(1ppm以下)。各实施方式的方向性电磁钢板的上述化学组成为最终制品中的化学组成。一般而言，最终制品的化学组成与作为起始原材料的板坯的化学组成是不同的。

各实施方式的方向性电磁钢板的化学组成通过钢的一般的分析方法进行测定即可。例如，方向性电磁钢板的化学组成只要使用ICP-AES(电感耦合等离子体原子发射光谱法；Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)进行测定即可。具体而言，通过将从方向性电磁钢板中采集的35mm见方的试验片利用岛津制作所制ICPS-8100等(测定装置)以基于预先制成的标准曲线的条件进行测定，从而确定化学组成。此外，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融-热导率法进行测定即可。

需要说明的是，上述的化学组成为方向性电磁钢板的成分。在成为测定试样的方向性电磁钢板在表面具有绝缘被膜等的情况下，将被膜等通过上述的方法除去后再测定化学组成。

本发明的各实施方式的方向性电磁钢板的特征在于，二次再结晶晶粒被分割成偏离角γ稍微不同的小区域，通过该特征而使高磁场区域中的磁致伸缩得以降低。因此，在各实施方式的方向性电磁钢板中，钢板上的被膜构成、磁畴细分化处理的有无等没有特别限制。在各实施方式中，只要根据目的在钢板上形成任意的被膜、根据需要实施磁畴细分化处理即可。

在本发明的各实施方式的方向性电磁钢板中，也可以具有在方向性电磁钢板(硅钢板)上相接触地配置的中间层和在中间层上相接触地配置的绝缘被膜。

图2是本发明的优选实施方式的方向性电磁钢板的截面示意图。如图2中所示的那样，本实施方式的方向性电磁钢板10(硅钢板)在以切断方向与板厚方向平行的切断面进行观察时，也可以具有在方向性电磁钢板10(硅钢板)上相接触地配置的中间层20和在中间层20上相接触地配置的绝缘被膜30。

例如，上述的中间层只要是下述层即可：以氧化物作为主体的层、以碳化物作为主体的层、以氮化物作为主体的层、以硼化物作为主体的层、以硅化物作为主体的层、以磷化物作为主体的层、以硫化物作为主体的层、以金属间化合物作为主体的层等。这些中间层可以通过在控制了氧化还原性的气氛中的热处理、化学蒸镀(CVD)、物理蒸镀(PVD)等来形成。

在本发明的各实施方式的方向性电磁钢板中，上述中间层也可以为平均厚度为1～3μm的镁橄榄石被膜。需要说明的是，所谓镁橄榄石被膜是指以Mg₂SiO₄作为主体的被膜。该镁橄榄石被膜与方向性电磁钢板的界面在以上述截面观察时，成为镁橄榄石被膜嵌入钢板中的界面。

在本发明的各实施方式的方向性电磁钢板中，上述中间层也可以为平均厚度为2～500nm的氧化膜。需要说明的是，所谓氧化膜是指以SiO₂作为主体的被膜。该氧化膜与方向性电磁钢板的界面在以上述截面观察时，成为平滑界面。

另外，上述的绝缘被膜只要为以磷酸盐和胶体状二氧化硅作为主体且平均厚度为0.1～10μm的绝缘被膜、或以氧化铝溶胶和硼酸作为主体且平均厚度为0.5～8μm的绝缘被膜即可。

在本发明的各实施方式的方向性电磁钢板中，也可以通过赋予局部的微小应变或形成局部的槽中的至少1者来将磁畴细分化。此外，局部的微小应变或局部的槽只要通过激光、等离子体、机械方法、蚀刻、其他的方法来赋予或形成即可。例如，局部的微小应变或局部的槽只要在钢板的轧制面上按照沿与轧制方向交叉的方向延伸的方式以线状或点状、并且按照轧制方向的间隔成为4mm～10mm的方式来赋予或形成即可。

[方向性电磁钢板的制造方法]

接下来，对本发明的一个实施方式的方向性电磁钢板的制造方法进行说明。

图3是例示出本发明的一个实施方式的方向性电磁钢板的制造方法的流程图。如图3中所示的那样，本实施方式的方向性电磁钢板(硅钢板)的制造方法具备铸造工序、热轧工序、热轧板退火工序、冷轧工序、脱碳退火工序、退火分离剂涂布工序和成品退火工序。另外，根据需要，也可以在从脱碳退火工序至成品退火工序为止的任意的时机进行氮化处理，也可以在成品退火工序后进一步具有绝缘被膜形成工序。

具体而言，本实施方式的方向性电磁钢板(硅钢板)的制造方法如下：

在铸造工序中铸造板坯，该板坯作为化学组成以质量％计含有Si：2.0～7.0％、Nb：0～0.030％、V：0～0.030％、Mo：0～0.030％、Ta：0～0.030％、W：0～0.030％、C：0～0.0850％、Mn：0～1.0％、S：0～0.0350％、Se：0～0.0350％、Al：0～0.0650％、N：0～0.0120％、Cu：0～0.40％、Bi：0～0.010％、B：0～0.080％、P：0～0.50％、Ti：0～0.0150％、Sn：0～0.10％、Sb：0～0.10％、Cr：0～0.30％、Ni：0～1.0％、剩余部分包含Fe及杂质；

在脱碳退火工序中，将一次再结晶粒径控制为24μm以下；

在成品退火工序中，在上述板坯的化学组成的Nb、V、Mo、Ta及W的合计含量为0.0030～0.030％时，在加热过程中，对将700～800℃下的PH₂O/PH₂设定为0.10～1.0、或将1000～1050℃下的PH₂O/PH₂设定为0.0020～0.030中的至少一者进行控制，并且将850～950℃下的保持时间设定为120～600分钟；在上述板坯的化学组成的Nb、V、Mo、Ta及W的合计含量不为0.0030～0.030％时，在加热过程中，将700～800℃下的PH₂O/PH₂设定为0.10～1.0，将1000～1050℃下的PH₂O/PH₂设定为0.0020～0.030，并且将850～950℃下的保持时间设定为120～600分钟。

上述的PH₂O/PH₂被称为氧势，是气氛气体的水蒸汽分压PH₂O与氢分压PH₂之比。

本实施方式的“换向”主要通过下述两个因素来控制：使取向变化(换向)自身容易发生的因素；和使取向变化(换向)在一个二次再结晶晶粒之中持续地发生的因素这。

为了使换向自身容易发生，使二次再结晶从更低的温度开始是有效的。例如，通过控制一次再结晶粒径、并利用Nb组元素，能够将二次再结晶的开始控制为更低的温度。

为了使换向在一个二次再结晶晶粒之中持续地发生，使二次再结晶晶粒从低温持续地生长至高温是有效的。例如，通过在适宜的温度及气氛中利用一直以来所使用的抑制剂即AlN等，能够在低温下产生二次再结晶晶粒，使抑制剂效果持续地作用至高温，使换向在一个二次再结晶晶粒之中持续地发生至高温。

即，为了使换向优选地发生，下述方式是有效的：在抑制了高温下的二次再结晶晶粒的产生的状态下，使在低温下产生的二次再结晶晶粒优先生长至高温。

另外，在本实施方式中，除了上述的两个因素以外，为了对γ晶粒的形状赋予面内各向异性，也可以采用在最终的二次再结晶过程中使二次再结晶晶粒的生长具有各向异性的方法。

为了控制本实施方式的特征即换向，上述的因素是重要的。关于其他的制造条件，可以应用以往的公知的方向性电磁钢板的制造方法。例如有利用通过高温板坯加热形成的MnS、AlN作为抑制剂的制造方法、利用通过低温板坯加热和之后的氮化处理形成的AlN作为抑制剂的制造方法等。本实施方式的特征即换向不管是任何制造方法都可以应用，并不限于特定的制造方法。以下，以通过应用氮化处理的制造方法来控制换向的方法作为一个例子进行说明。

(铸造工序)

在铸造工序中准备板坯。板坯的制造方法的一个例子如下所述。制造(熔炼)钢液。使用钢液来制造板坯。也可以通过连续铸造法来制造板坯。也可以使用钢液来制造钢锭，将钢锭开坯来制造板坯。板坯的厚度没有特别限定。板坯的厚度例如为150～350mm。板坯的厚度优选为220～280mm。作为板坯，也可以使用厚度为10～70mm的所谓薄板坯。在使用薄板坯的情况下，在热轧工序中，可以省略精轧前的粗轧。

板坯的化学组成可以使用一般的方向性电磁钢板的制造中使用的板坯的化学组成。板坯的化学组成例如含有下面的元素。

C：0～0.0850％

碳(C)虽然是在制造过程中对于一次再结晶组织的控制有效的元素，但如果最终制品的C含量过量，则对磁特性造成不良影响。因此，板坯的C含量为0～0.0850％即可。C含量的优选的上限为0.0750％。C在后述的脱碳退火工序及成品退火工序中被纯化，在成品退火工序后变成0.0050％以下。在含有C的情况下，如果考虑工业生产中的生产率，则C含量的下限也可以为超过0％，也可以为0.0010％。

Si：2.0～7.0％

硅(Si)会提高方向性电磁钢板的电阻而使铁损降低。如果Si含量低于2.0％，则在成品退火时产生奥氏体相变，方向性电磁钢板的晶体取向受损。另一方面，如果Si含量超过7.0％，则冷加工性降低，在冷轧时变得容易产生开裂。Si含量的优选的下限为2.50％，进一步优选为3.0％。Si含量的优选的上限为4.50％，进一步优选为4.0％。

Mn：0.～1.0％

锰(Mn)与S或Se键合而生成MnS或MnSe，作为抑制剂发挥功能。Mn含量为0～1.0％即可。在含有Mn的情况下，在Mn含量为0.05～1.0％的范围内的情况下，二次再结晶稳定，因此是优选的。在本实施方式中，可以通过Nb组元素的氮化物来承担抑制剂的功能的一部分。这种情况下，作为一般抑制剂的MnS或MnSe强度控制为较弱。因此，Mn含量的优选的上限为0.50％，进一步优选为0.20％。

S：0～0.0350％

Se：0～0.0350％

硫(S)及硒(Se)与Mn结合而生成MnS或MnSe，作为抑制剂发挥功能。S含量为0～0.0350％即可，Se含量为0～0.0350％即可。在含有S及Se中的至少一者的情况下，如果S及Se的含量合计为0.0030～0.0350％，则二次再结晶稳定，因此是优选的。在本实施方式中，可以通过Nb组元素的氮化物来承担抑制剂的功能的一部分。这种情况下，作为一般抑制剂的MnS或MnSe强度控制为较弱。因此，S及Se含量的合计的优选的上限为0.0250％，进一步优选为0.010％。S及Se如果在成品退火后残留，则形成化合物，使铁损劣化。因此，优选通过成品退火中的纯化而尽可能地减少S及Se。

其中，所谓“S及Se的含量合计为0.0030～0.0350％”是指：可以是板坯的化学组成含有S或Se中的仅任一者，S或Se中的任一者的含量为0.0030～0.0350％；也可以是板坯含有S及Se这两者，S及Se的含量合计为0.0030～0.0350％。

Al：0～0.0650％

铝(Al)与N键合而以(Al、Si)N析出，作为抑制剂发挥功能。Al含量为0～0.0650％即可。在含有Al的情况下，在Al的含量为0.010～0.065％的范围内的情况下，通过后述的氮化形成的作为抑制剂的AlN将二次再结晶温度区域扩大，特别是高温区域中的二次再结晶稳定，因此是优选的。Al含量的优选的下限为0.020％，进一步优选为0.0250％。从二次再结晶的稳定性的观点出发，Al含量的优选的上限为0.040％，进一步优选为0.030％。

N：0～0.0120％

氮(N)与Al键合而以抑制剂发挥功能。N含量为0～0.0120％即可。N由于可以在制造过程的过程中通过氮化来含有，因此下限也可以为0％。另一方面，在含有N的情况下，如果N含量超过0.0120％，则变得容易在钢板中产生作为缺陷的一种的泡疤。N含量的优选的上限为0.010％，进一步优选为0.0090％。N在成品退火工序中被纯化，在成品退火工序后变成0.0050％以下。

Nb：0～0.030％

V：0～0.030％

Mo：0～0.030％

Ta：0～0.030％

W：0～0.030％

Nb、V、Mo、Ta及W为Nb组元素。Nb含量为0～0.030％即可，V含量为0～0.030％即可，Mo含量为0～0.030％即可，Ta含量为0～0.030％即可，W含量为0～0.030％即可。

另外，作为Nb组元素，优选含有合计为0.0030～0.030质量％的选自Nb、V、Mo、Ta及W中的至少1种。

在将Nb组元素利用于换向的控制的情况下，如果板坯中的Nb组元素的合计含量为0.030％以下(优选为0.0030％～0.030％)，则在适宜的时机开始二次再结晶。另外，所产生的二次再结晶晶粒的取向变得非常优选，在之后的生长过程中，变得容易引起本实施方式作为特征的换向，最终可以控制为对于磁特性而言优选的组织。

通过含有Nb组元素，脱碳退火后的一次再结晶粒径与不含有Nb组元素的情况相比会优选地进行小径化。据认为：该一次再结晶晶粒的微细化通过由碳化物、碳氮化物、氮化物等析出物带来的钉扎效应以及作为固溶元素的拖拽效应等来获得。特别是，Nb及Ta会较强地优选地获得该效果。

通过由Nb组元素带来的一次再结晶粒径的小径化，二次再结晶的驱动力变大，二次再结晶与以往相比在更低的温度下开始。另外，Nb组元素的析出物与AlN等以往抑制剂相比在比较低的温度下分解，因此在成品退火的升温过程中，二次再结晶与以往相比在更低的温度下开始。关于这些机理会在下文叙述，但通过在低温下开始二次再结晶，变得容易引起本实施方式的特征即换向。

此外，据认为：在利用Nb组元素的析出物作为二次再结晶的抑制剂的情况下，Nb组元素的碳化物及碳氮化物由于在比能够进行二次再结晶的温度区域低的温度区域中变得不稳定，因此使二次再结晶开始温度向低温偏移的效果小。因此，为了使二次再结晶开始温度优选地向低温偏移，优选利用直至能够进行二次再结晶的温度区域为止为稳定的Nb组元素的氮化物。

通过将使二次再结晶开始温度优选地进行低温偏移的Nb组元素的析出物(优选为氮化物)与在二次再结晶开始后也直至高温为止为稳定的AlN、(Al、Si)N等以往抑制剂并用，能够比以往更加扩大二次再结晶晶粒即{110}<001>取向晶粒的优先生长温度区域。因此，在从低温至高温为止的宽幅的温度区域中发生换向，取向选择在较宽的温度区域中持续。其结果是，最终的γ晶界的存在频率提高，并且能够有效地提高构成方向性电磁钢板的二次再结晶晶粒的{110}<001>取向集中度。

此外，在通过Nb组元素的碳化物或碳氮化物等的钉扎效应来定向一次再结晶晶粒的微细化的情况下，优选在铸造时刻将板坯的C含量设定为50ppm以上。但是，作为二次再结晶中的抑制剂，与碳化物或碳氮化物相比氮化物是优选的，因此优选的是，在一次再结晶完成后，通过脱碳退火将C含量设定为30ppm以下、优选为20ppm以下、进一步优选为10ppm以下，将钢中的Nb组元素的碳化物或碳氮化物充分分解。通过在脱碳退火中使Nb组元素的大部分成为固溶状态，从而在之后的氮化处理中，能够将Nb组元素的氮化物(抑制剂)调整为对于本实施方式而言优选的形态(容易进行二次再结晶的形态)。

Nb组元素的合计含量优选为0.0040％以上，更优选为0.0050％以上。另外，Nb组元素的合计含量优选为0.020％以下，更优选为0.010％。

板坯的化学组成的剩余部分包含Fe及杂质。需要说明的是，这里所谓的“杂质”是指在工业上制造板坯时，从原材料中所含的成分或在制造的过程中混入的成分中不可避免地混入、对本实施方式的效果实质上不造成影响的元素。

另外，关于板坯，除了考虑解决制造上的课题以外，还考虑由化合物形成带来的抑制剂功能的强化和对磁特性的影响，则也可以含有公知的任选元素来代替上述Fe的一部分。作为任选元素，例如可列举出下面的元素。

Cu：0～0.40％

Bi：0～0.010％

B：0～0.080％

P：0～0.50％

Ti：0～0.0150％

Sn：0～0.10％

Sb：0～0.10％

Cr：0～0.30％

Ni：0～1.0％

这些任选元素只要根据公知的目的来含有即可。没有必要设定这些任选元素的含量的下限值，下限值也可以为0％。

(热轧工序)

热轧工序是进行加热至规定的温度(例如1100～1400℃)的板坯的热轧来得到热轧钢板的工序。在热轧工序中，例如，在铸造工序后进行被加热的硅钢原材料(板坯)的粗轧之后，进行精轧而制成规定厚度例如1.8～3.5mm的热轧钢板。在精轧结束后，将热轧钢板在规定的温度下卷取。

由于作为抑制剂的MnS强度不是那么需要，因此如果考虑生产率，则板坯加热温度优选设定为1100℃～1280℃。

此外，在热轧工序中，也可以通过在钢带的宽度或长度方向上在上述范围内设置温度梯度，从而对于晶体组织、晶体取向及析出物，产生钢板面内位置上的不均匀性。由此，能够使最终的二次再结晶过程中的二次再结晶晶粒的生长具有各向异性，向对于本实施方式而言必要的γ晶粒的形状优选地赋予面内各向异性。例如，在板坯加热中，通过在板宽方向上设置温度梯度而将高温部的析出物微细化，提高高温部的抑制剂功能，从而能够在二次再结晶时诱发从低温部朝向高温部的优先的晶粒生长。

(热轧板退火工序)

热轧板退火工序是下述工序：将在热轧工序中得到的热轧钢板以规定的温度条件(例如在750～1200℃下30秒钟～10分钟)进行退火来得到热轧退火板。

此外，在热轧板退火工序中，也可以通过在钢带的宽度或长度方向上在上述范围内设置温度梯度，从而对于晶体组织、晶体取向及析出物，产生钢板面内位置上的不均匀性。由此，能够使最终的二次再结晶过程中的二次再结晶晶粒的生长具有各向异性，向对于本实施方式而言必要的γ晶粒的形状优选地赋予面内各向异性。例如，在热轧板退火中，通过在板宽方向上设置温度梯度而将高温部的析出物微细化，提高高温部的抑制剂功能，从而能够在二次再结晶时诱发从低温部朝向高温部的优先的晶粒生长。

(冷轧工序)

冷轧工序是下述工序：将热轧板退火工序中得到的热轧退火板通过1次的冷轧或介由退火(中间退火)的多次(2次以上)的冷轧(例如以总冷轧率计为80～95％)而得到例如具有0.10～0.50mm的厚度的冷轧钢板。

(脱碳退火工序)

脱碳退火工序是下述工序：对在冷轧工序中得到的冷轧钢板进行脱碳退火(例如在700～900℃下1～3分钟)而得到产生了一次再结晶的脱碳退火钢板。通过对冷轧钢板进行脱碳退火，冷轧钢板中所含的C被除去。为了将冷轧钢板中所含的“C”除去，脱碳退火优选在湿润气氛中进行。

在本实施方式的方向性电磁钢板的制造方法中，优选将脱碳退火钢板的一次再结晶粒径控制为24μm以下。通过将一次再结晶粒径微细化，能够使二次再结晶开始温度优选地向低温偏移。

例如，通过控制上述的热轧及热轧板退火的条件、或将脱碳退火温度根据需要低温化，能够减小一次再结晶粒径。或者，使板坯中含有Nb组元素，通过Nb组元素的碳化物或碳氮化物等的钉扎效应，能够减小一次再结晶晶粒。

需要说明的是，起因于脱碳退火的脱碳氧化量及表面氧化层的状态由于对中间层(玻璃被膜)的形成造成影响，因此为了表现出本实施方式的效果也可以使用以往的方法来进行适当调整。

也可以作为容易引起换向的元素来含有的Nb组元素在该时刻以碳化物、碳氮化物、固溶元素等形式存在，以使一次再结晶粒径微细化的方式发挥影响。一次再结晶粒径优选为23μm以下，更优选为20μm以下，更优选为18μm以下。另外，一次再结晶粒径只要为8μm以上即可，也可以为12μm以上。

此外，在脱碳退火工序中，也可以通过在钢带的宽度或长度方向上设置上述范围内的温度梯度或脱碳行为差，从而对于晶体组织、晶体取向及析出物，产生钢板面内位置上的不均匀性。由此，能够使最终的二次再结晶过程中的二次再结晶晶粒的生长具有各向异性，向对于本实施方式而言必要的γ晶粒的形状优选地赋予面内各向异性。例如，在板坯加热中，通过在板宽方向上设置温度梯度将低温部的一次再结晶粒径微细化以提高二次再结晶开始的驱动力，使低温部中的二次再结晶提前开始，从而能够在二次再结晶晶粒的生长时诱发从低温部朝向高温部的优先的晶粒生长。

(氮化处理)

氮化处理是为了调整二次再结晶中的抑制剂的强度而实施的。在氮化处理中，在从上述的脱碳退火的开始至后述的成品退火中的二次再结晶的开始为止的期间的任意时机，使钢板的氮量增加至40～300ppm左右即可。作为氮化处理，例如可例示出：在含有氨等具有氮化能力的气体的气氛中将钢板进行退火的处理；将涂布了含有MnN等具有氮化能力的粉末的退火分离剂的脱碳退火钢板进行成品退火的处理等。

在板坯以上述的数值范围含有Nb组元素的情况下，通过氮化处理形成的Nb组元素的氮化物作为在比较低的温度下晶粒生长抑制功能消失的抑制剂发挥功能，因此二次再结晶与以往相比从低温开始。据认为也有可能：该氮化物关于二次再结晶晶粒的核产生的选择性也有利地起作用，实现了高磁通密度化。另外，在氮化处理中还形成AlN，该AlN作为晶粒生长抑制功能持续至比较高的温度的抑制剂发挥功能。为了获得这些效果，优选将氮化处理后的氮化量设定为130～250ppm，进一步优选设定为150～200ppm。

此外，在氮化处理中，也可以通过在钢带的宽度或长度方向上在上述范围内对氮化量设置差值，从而对于抑制剂强度，产生钢板面内位置上的不均匀性。由此，能够使最终的二次再结晶过程中的二次再结晶晶粒的生长具有各向异性，向对于本实施方式而言必要的γ晶粒的形状优选地赋予面内各向异性。例如，通过在板宽方向上设置氮化量的差值来提高高氮化部的抑制剂功能，从而在二次再结晶时能够诱发从低氮化部朝向高氮化部的优先的晶粒生长。

(退火分离剂涂布工序)

退火分离剂涂布工序是在脱碳退火钢板上涂布退火分离剂的工序。作为退火分离剂，例如可以使用以MgO作为主要成分的退火分离剂、以氧化铝作为主要成分的退火分离剂。

此外，在使用以MgO作为主要成分的退火分离剂的情况下，通过成品退火容易形成镁橄榄石被膜(以Mg₂SiO₄作为主体的被膜)作为中间层；在使用以氧化铝作为主要成分的退火分离剂的情况下，通过成品退火容易形成氧化膜(以SiO₂作为主体的被膜)作为中间层。这些中间层根据需要也可以除去。

涂布退火分离剂后的脱碳退火钢板以卷取成卷材状的状态在接下来的成品退火工序中被成品退火。

(成品退火工序)

成品退火工序是对涂布有退火分离剂的脱碳退火钢板实施成品退火以产生二次再结晶的工序。该工序通过以利用抑制剂抑制了一次再结晶晶粒的生长的状态进行二次再结晶，从而使{100}<001>取向晶粒优先生长，使磁通密度飞跃地提高。

成品退火是为了控制本实施方式的特征即换向而言重要的工序。在本实施方式中，在成品退火中，以以下的(A)、(B)、(D)这三个条件作为基本来控制偏离角γ。

需要说明的是，成品退火工序的说明中的“Nb组元素的合计含量”是指即将成品退火之前的钢板(脱碳退火钢板)的Nb组元素的合计含量。即，影响成品退火条件的是即将成品退火之前的钢板的化学组成，与发生成品退火及纯化之后的化学组成(例如方向性电磁钢板(成品退火钢板)的化学组成)无关。

(A)在成品退火的加热过程中，在将关于700～800℃的温度区域中的气氛的PH₂O/PH₂设定为PA时，PA：0.10～1.0；

(B)在成品退火的加热过程中，在将关于1000～1050℃的温度区域中的气氛的PH₂O/PH₂设定为PB时，PB：0.0020～0.030；

(D)在成品退火的加热过程中，在将850～950℃的温度区域中的保持时间设定为TD时，TD：120～600分钟。

此外，在Nb组元素的合计含量为0.0030～0.030％的情况下，只要满足条件(A)、(B)中的至少一个并且满足条件(D)即可。

在Nb组元素的合计含量不为0.0030～0.030％的情况下，只要满足条件(A)、(B)、(D)这三个即可。

关于条件(A)及(B)，在以上述范围含有Nb组元素的情况下，由于Nb组元素所具有的恢复再结晶抑制效果，“低温区域中的二次再结晶的开始”和“至高温区域为止的二次再结晶的持续”这两个因素较强地起作用。其结果是，用于获得本实施方式的效果的控制条件缓和。

PA优选为0.30以上，优选为0.60以下。

PB优选为0.0050以上，优选为0.020以下。

TD优选为180分钟以上，更优选为240分钟以上，优选为480分钟以下，更优选为360分钟以下。

产生换向的机理的详细情况目前并不明确。但是，考虑二次再结晶过程的观察结果及可优选地控制换向的制造条件，推测“低温区域中的二次再结晶的开始”和“至高温区域为止的二次再结晶的持续”这两个因素是重要的。

考虑到这两个因素，对上述(A)、(B)、(D)的限定理由进行说明。需要说明的是，在以下的说明中，关于机理的记述包括推测。

条件(A)是比引起二次再结晶的温度充分低的温度区域中的条件，该条件对被认识为二次再结晶的现象没有直接影响。但是，该温度区域是钢板表层因涂布于钢板表面的退火分离剂所带入的水分等而发生氧化的温度区域，即，是对一次被膜(中间层)的形成造成影响的温度区域。条件(A)为了介由控制该一次被膜的形成来实现之后的“至高温区域为止的二次再结晶的持续”而言变得重要。通过将该温度区域设定为上述气氛，从而一次被膜成为致密的结构，在产生二次再结晶的阶段作为阻碍抑制剂的构成元素(例如Al、N等)被排出到体系外的屏障起作用。由此，二次再结晶变得能够持续至高温，充分引起换向。

条件(B)是相当于二次再结晶的晶粒生长的中期阶段的温度区域中的条件，该条件对二次再结晶晶粒生长的过程中的抑制剂强度的调整产生影响。通过将该温度区域设定为上述气氛，使得在晶粒生长的后期阶段，二次再结晶晶粒的生长速度受限于抑制剂分解来进行。详细情况会在后面叙述，但由于通过条件(B)，使得位错有效地蓄积在二次再结晶晶粒的生长方向前面的晶界上，因此换向的发生频率提高并且换向持续地发生。

条件(D)是相当于从二次再结晶的核形成开始至晶粒生长的初期阶段的温度区域中的条件。

关于该温度区域中的保持，为了引起良好的二次再结晶是重要的，但如果保持时间延长，则变得还容易引起一次再结晶晶粒的生长。例如，如果一次再结晶晶粒的粒径变大，则变得难以引起成为换向发生的驱动力的位错的蓄积(向二次再结晶晶粒的生长方向前面的晶界的位错蓄积)。如果将该温度区域中的保持时间设定为600分钟以下，则能够以抑制了一次再结晶晶粒的粗大化的状态来进行二次再结晶晶粒的初期阶段的生长，因此会提高特定的偏离角的选择性。

在本实施方式中，以通过一次再结晶晶粒的微细化、Nb组元素的利用等来使二次再结晶开始温度向低温偏移为背景，使基于偏离角γ的换向大量产生并持续。

在本实施方式的制造方法中，在利用Nb组元素的情况下，如果即使不满足条件(A)及(B)这两者但选择性地满足一者，则能够获得满足本实施方式的换向条件的方向性电磁钢板。即，如果按照在二次再结晶初期提高基于特定的偏离角(在本实施方式的情况下为偏离角γ)的换向频率的方式进行控制，则会在保持由换向产生的取向差的状态下二次再结晶晶粒生长，该影响持续至后期从而最终的换向频率也变高。进而，即使该影响持续至后期而产生新的换向，也产生偏离角γ的变化大的换向，最终的偏离角γ的换向频率也变高。当然，即使利用Nb组元素，满足条件(A)及(B)这两者也是最佳的。

只要以上述的本实施方式的方向性电磁钢板的制造方法作为基本，将二次再结晶晶粒控制为分割成偏离角γ稍微不同的小区域的状态即可。具体而言，只要以上述方法作为基本，如作为第1实施方式而记述的那样，在方向性电磁钢板中，不仅制作出满足边界条件BB的晶界，还制作出满足边界条件BA且不满足上述边界条件BB的晶界即可。

接下来，对关于本实施方式的制造方法的优选的制造条件进行说明。

在本实施方式的制造方法中，在成品退火工序中，在板坯的化学组成的Nb、V、Mo、Ta及W的合计含量不为0.0030～0.030％时，在加热过程中，优选将1000～1050℃下的保持时间设定为300～1500分钟。

同样地，在本实施方式的制造方法中，在成品退火工序中，在板坯的化学组成的Nb、V、Mo、Ta及W的合计含量为0.0030～0.030％时，在加热过程中，优选将1000～1050℃下的保持时间设定为150～900分钟。

以下，将上述的制造条件设定为条件(E-1)。

(E-1)在成品退火的加热过程中，在将1000～1050℃的温度区域中的保持时间(总滞留时间)设定为TE1时，在Nb组元素的合计含量为0.0030～0.030％的情况下，TE1：150分钟以上；在Nb组元素的合计含量为上述范围外的情况下，TE1：300分钟以上。

在Nb组元素的合计含量为0.0030～0.030％的情况下，TE1优选为200分钟以上，更优选为300分钟以上，优选为900分钟以下，更优选为600分钟以下。

在Nb组元素的合计含量为上述范围外的情况下，TE1优选为360分钟以上，更优选为600分钟以上，优选为1500分钟以下，更优选为900分钟以下。

条件(E-1)是控制引起了换向的γ晶界的钢板面内的延伸方向的因子。通过在1000～1050℃下进行充分的保持，能够提高轧制方向上的换向频率。据认为：在上述温度区域中的保持中，起因于包含抑制剂的钢中析出物的形态(例如排列及形状)发生变化，轧制方向上的换向频率提高。

据认为：被供于成品退火的钢板由于经由热轧及冷轧，因此钢中的析出物(特别是MnS)的排列及形状在钢板面内具有各向异性，具有偏向于轧制方向的倾向。虽然详细情况不明，但据认为：上述的温度区域中的保持使这样的析出物的形态向轧制方向的偏向程度发生变化，对在二次再结晶晶粒的生长时γ晶界容易沿钢板面内的哪个方向延伸造成影响。具体而言，如果在1000～1050℃这样的比较高的温度下保持钢板，则在钢中析出物的形态向轧制方向的偏向消失，因此γ晶界沿轧制方向延伸的比例降低从而沿轧制直角方向延伸的倾向增强。据认为其结果是：在轧制方向上测量的γ晶界的频率变高。

此外，在Nb组元素的合计含量为0.0030～0.030％的情况下，γ晶界的存在频率自身是高的，因此即使条件(E-1)的保持时间短也能够获得本实施方式的效果。

通过包含上述的条件(E-1)的制造方法，能够将γ晶粒的轧制方向的粒径控制为比二次再结晶晶粒的轧制方向的粒径小。具体而言，通过一并控制上述的条件(E-1)，从而如作为第2实施方式而记述的那样，在方向性电磁钢板中，能够按照粒径RA_L与粒径RB_L满足1.10≤RB_L÷RA_L的方式进行控制。

另外，在本实施方式的制造方法中，在成品退火工序中，在板坯的化学组成的Nb、V、Mo、Ta及W的合计含量不为0.0030～0.030％时，在加热过程中，优选将950～1000℃下的保持时间设定为300～1500分钟。

同样地，在本实施方式的制造方法中，在成品退火工序中，在板坯的化学组成的Nb、V、Mo、Ta及W的合计含量为0.0030～0.030％时，在加热过程中，优选将950～1000℃下的保持时间设定为150～900分钟。

以下，将上述的制造条件设定为条件(E-2)。

(E-2)在成品退火的加热过程中，在将950～1000℃的温度区域中的保持时间(总滞留时间)设定为TE2时，在Nb组元素的合计含量为0.0030～0.030％的情况下，TE2：150分钟以上；在Nb组元素的合计含量为上述范围外的情况下，TE2：300分钟以上。

在Nb组元素的合计含量为0.0030～0.030％的情况下，TE2优选为200分钟以上，更优选为300分钟以上，优选为900分钟以下，更优选为600分钟以下。

在Nb组元素的合计含量为上述范围外的情况下，TE2优选为360分钟以上，更优选为600分钟以上，优选为1500分钟以下，更优选为900分钟以下。

条件(E-2)是控制引起了换向的γ晶界的钢板面内的延伸方向的因子。通过在950～1000℃下进行充分的保持，能够提高轧制直角方向上的换向频率。据认为：在上述温度区域中的保持中，起因于包含抑制剂的钢中析出物的形态(例如排列及形状)发生变化，轧制直角方向上的换向频率提高。

据认为：被供于成品退火的钢板由于经由热轧及冷轧，因此钢中的析出物(特别是MnS)的排列及形状在钢板面内具有各向异性，具有偏向于轧制方向的倾向。虽然详细情况不明，但据认为：上述的温度区域中的保持使这样的析出物的形态向轧制方向的偏向程度发生变化，对在二次再结晶晶粒的生长时γ晶界容易沿钢板面内的哪个方向延伸造成影响。具体而言，如果在950～1000℃这样比较低的温度下保持钢板，则在钢中析出物的形态向轧制方向的偏向增长，因此γ晶界沿轧制直角方向延伸的比例降低从而沿轧制方向延伸的倾向增强。据认为其结果是：在轧制直角方向上测量的γ晶界的频率变高。

此外，在Nb组元素的合计含量为0.0030～0.030％的情况下，由于γ晶界的存在频率自身是高的，因此即使条件(E-2)的保持时间短也能够获得本实施方式的效果。

通过包含上述的条件(E-2)的制造方法，能够将γ晶粒的轧制直角方向的粒径控制为比二次再结晶晶粒的轧制直角方向的粒径小。具体而言，通过一并控制上述的条件(E-2)，从而如作为第3实施方式而记述的那样，在方向性电磁钢板中，能够按照粒径RA_C与粒径RB_C满足1.10≤RB_C÷RA_C的方式进行控制。

另外，在本实施方式的制造方法中，在成品退火的加热过程中，优选一边对钢板中的一次再结晶区域与二次再结晶区域的边界部位赋予超过0.5℃/cm的温度梯度一边产生二次再结晶。例如，优选在成品退火的加热过程的800℃～1150℃的温度范围内在二次再结晶晶粒的生长中对钢板赋予上述的温度梯度。

另外，赋予上述温度梯度的方向优选为轧制直角方向C。

成品退火工序能够作为对γ晶粒的形状赋予面内各向异性的工序来有效利用。例如，在使用箱型的退火炉将卷材状的钢板设置于炉内并进行加热时，只要按照使卷材的外部与内部产生充分的温度差的方式控制加热装置的位置或配置、退火炉内的温度分布即可。或者，也可以通过感应加热、高频加热、配置通电加热装置等而对仅卷材的一部分积极地进行加热，从而在退火的卷材内形成温度分布。

赋予温度梯度的方法没有特别限定，应用公知的方法即可。如果对钢板赋予温度梯度，则从提前达到二次再结晶开始状态的卷材内的部位会生成具有尖锐的取向的二次再结晶晶粒，该二次再结晶晶粒起因于温度梯度而显示出各向异性地生长。例如也可以使二次再结晶晶粒在整个卷材中生长。因此，变得能够优选地控制γ晶粒的形状的面内各向异性。

在对卷材状的钢板进行加热的情况下，由于卷材边缘部容易被加热，因此优选从宽度方向(钢板的板宽方向)的一端侧朝向另一端侧赋予温度梯度来使二次再结晶晶粒生长。

此外，如果考虑控制为高斯取向来获得目标磁特性，进而如果还考虑工业上的生产率，则只要一边赋予超过0.5℃/cm(优选0.7℃/cm以上)的温度梯度一边实施成品退火来使二次再结晶晶粒生长即可。赋予温度梯度的方向优选为轧制直角方向C。温度梯度的上限没有特别限定，但优选在维持温度梯度的状态下使二次再结晶晶粒持续地生长。如果考虑钢板的热传导和二次再结晶晶粒的生长速度，则如果是一般的制造工艺，则例如温度梯度的上限只要为10℃/cm即可。

通过包含上述的条件的温度梯度的制造方法，能够将γ晶粒的轧制方向的粒径控制为比γ晶粒的轧制直角方向的粒径小。具体而言，通过一并控制上述的条件的温度梯度，从而如作为第4实施方式而记述的那样，在方向性电磁钢板中，能够按照粒径RA_L与粒径RA_C满足1.15≤RA_C÷RA_L的方式进行控制。

另外，在本实施方式的制造方法中，在成品退火的加热过程中，也可以将1050～1100℃的保持时间设定为300～1200分钟。

以下，将上述的制造条件设定为条件(F)。

(F)在成品退火的加热过程中，在将1050～1100℃的温度区域中的保持时间设定为TF时，TF：300～1200分钟。

在成品退火的加热过程中直至1050℃为止未完成二次再结晶的情况下，通过降低1050～1100℃的加热速度(慢加热)，具体而言，通过将TF设定为300～1200分钟，从而二次再结晶持续至高温从而磁通密度优选地提高。例如，TF优选为400分钟以上，优选为700分钟以下。此外，在成品退火的加热过程中直至1050℃为止完成了二次再结晶的情况下，也可以不控制条件(F)。例如，在直至1050℃为止完成了二次再结晶的情况下，如果在1050℃以上的温度区域中比以往加快升温速度来缩短成品退火时间，则可谋求低成本化。

在本实施方式的制造方法中，只要在成品退火工序中，如上述那样以条件(A)、条件(B)及条件(D)这三个作为基本来进行控制，并根据需要组合条件(E-1)、条件(E-2)和/或温度梯度的条件即可。例如，也可以将条件(E-1)、条件(E-2)或温度梯度的条件中的多个条件组合。另外，根据需要也可以组合条件(F)。

本实施方式的方向性电磁钢板的制造方法具有上述的各工序。但是，本实施方式的制造方法根据需要也可以在成品退火工序后进一步具有绝缘被膜形成工序。

(绝缘被膜形成工序)

绝缘被膜形成工序是在成品退火工序后的方向性电磁钢板(成品退火钢板)上形成绝缘被膜的工序。只要在成品退火后的钢板上形成以磷酸盐和胶体状二氧化硅作为主体的绝缘被膜、以氧化铝溶胶和硼酸作为主体的绝缘被膜即可。

例如，只要在成品退火后的钢板上涂布包含磷酸或磷酸盐、铬酸酐或铬酸盐及胶体状二氧化硅的涂敷溶液并进行烧结(例如在350℃～1150℃下5～300秒钟)从而形成绝缘被膜即可。在被膜形成时，根据需要来控制气氛的氧化度、露点等即可。

或者，只要在成品退火后的钢板上涂布包含氧化铝溶胶及硼酸的涂敷溶液并进行烧结(例如在750℃～1350℃下10～100秒钟)从而形成绝缘被膜即可。在被膜形成时，根据需要来控制气氛的氧化度、露点等即可。

另外，本实施方式的制造方法根据需要也可以进一步具有磁畴控制工序。

(磁畴控制工序)

磁畴控制工序是进行将方向性电磁钢板的磁畴细分化的处理的工序。例如，通过激光、等离子体、机械方法、蚀刻等公知的方法，在方向性电磁钢板上形成局部的微小应变或局部的槽即可。这样的磁畴细分化处理不会损害本实施方式的效果。

需要说明的是，上述的局部的微小应变及局部的槽在本实施方式中规定的晶体取向及粒径的测定时会成为异常点。因此，在晶体取向的测定中，使测定点不与局部的微小应变及局部的槽重叠。另外，在粒径的测定中，不将局部的微小应变及局部的槽认识为晶界。

(关于换向发生的机理)

本实施方式中规定的换向在二次再结晶晶粒生长的过程中发生。该现象会受到原材料(板坯)的化学组成、直至达到二次再结晶晶粒的生长为止的抑制剂的造入、一次再结晶晶粒的粒径的控制等多方面的控制条件的影响。因此，换向并非单纯地控制一个条件即可，需要对多个控制条件综合性地并且不可分地进行控制。

据认为：换向是起因于相邻的晶粒之间的晶界能及表面能所产生的。

关于上述的晶界能，据认为：如果具有角度差的两个晶粒相邻，则该晶界能变大，因此在二次再结晶晶粒生长的过程中会按照降低晶界能的方式即按照接近特定的同一取向的方式引起换向。

另外，关于上述的表面能，据认为：如果取向从对称性那样高的{110}面即使稍微偏离，则会使表面能增大，因此在二次再结晶晶粒生长的过程中会按照降低表面能的方式即按照接近{110}面取向从而偏离角变小的方式引起换向。

但是，这些能量差并不是在一般的状况下在二次再结晶晶粒生长的过程中直至引起换向为止导致产生取向变化那样的能量差。因此，在一般的状况下在具有角度差或偏离角的状态下二次再结晶晶粒生长。例如，在一般的状况下二次再结晶晶粒进行生长的情况下，不会引起偏离角γ的换向，偏离角γ对应于因二次再结晶晶粒的产生时的取向不均而产生的角度。另外，最终的偏离角γ的绝对值的标准偏差σ(|γ|)也是相当于因二次再结晶晶粒的产生时的取向不均而得到的值。即，偏离角γ在二次再结晶晶粒的生长过程中几乎没有变化。

另一方面，如本实施方式的方向性电磁钢板那样，在使二次再结晶从更低的温度开始、并且使二次再结晶晶粒的生长长时间地持续至高温的情况下，换向会显著地发生。虽然其理由并不明确，但据认为：在二次再结晶晶粒生长的过程中，在其生长方向的前面部即与一次再结晶晶粒相邻的区域，以比较高的密度残留用于消除几何学上的取向偏离的位错。据认为：该残留的位错对应于本实施方式的换向及γ晶界。

在本实施方式中，由于二次再结晶与以往相比在低温下开始，因此位错的消失延迟，在所生长的二次再结晶晶粒的生长方向前面的晶界上位错以堆积那样的形式蓄积从而位错密度增加。因此据认为：在所生长的二次再结晶晶粒的前面变得容易引起原子的再排列，其结果是，按照减小与相邻的二次再结晶晶粒的角度差的方式、即按照减小晶界能的方式或按照减小表面能的方式引起换向。

该换向将具有特殊取向关系的晶界(γ晶界)残留在二次再结晶晶粒内。此外，如果在引起换向之前，产生其他二次再结晶晶粒，生长中的二次再结晶晶粒到达至该生成的二次再结晶晶粒，则晶粒生长停止，因此换向自身不会产生。因此，在本实施方式中，下述方式是有利的：在二次再结晶晶粒的生长阶段，降低新的二次再结晶晶粒的产生频率，通过抑制剂限制速度来控制为仅现有的二次再结晶持续生长的状态。因此，在本实施方式中，优选并用下述抑制剂：使二次再结晶开始温度优选地向低温偏移的抑制剂；与直至比较高的温度为止为稳定的抑制剂。

此外，在本实施方式中，引起以偏离角γ作为主要的取向变化的换向的理由并不明确，但如下考虑。据认为：换向以何等取向变化产生会影响也称为换向的基本单元的位错的种类(即，在生长的过程中堆积在二次再结晶晶粒的前面的位错中的巴尔格矢量等)。在本实施方式中，关于偏离角γ的控制，二次再结晶过程的比较高的温度下的抑制剂控制(上述条件(B))的影响大。例如，如果抑制剂强度因1000℃以下的温度区域中的气氛而发生变化，则换向中的偏离角γ的贡献变小。即，据认为：抑制剂的弱化时期会影响一次再结晶组织的变化(取向及粒径变化)、堆积的位错的消失及二次再结晶晶粒的生长速度，其结果是，使在生长的二次再结晶晶粒内形成的换向的取向(即，被导入二次再结晶晶粒内的位错的种类和量)发生变化。

实施例

接下来，通过实施例对本发明的一个方案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，本发明并不限于这一条件例。只要不脱离本发明的主旨并可达成本发明的目的，则本发明可采用各种条件。

(实施例1)

以具有表A1中所示的化学组成的板坯作为原材料，制造了具有表A2中所示的化学组成的方向性电磁钢板(硅钢板)。此外，这些化学组成基于上述的方法来测定。在表A1及表A2中，“-”表示未进行考虑了含量的控制及制造、未实施含量的测定。另外，在表A1及表A2中，标注“<”的数值表示：虽然实施了考虑了含量的控制及制造且实施了含量的测定，但作为含量未获得具有充分的可靠性的测定值(测定结果为检测限以下)。

[表A1]

[表A2]

方向性电磁钢板是基于表A3～表A7中所示的制造条件来制造的。具体而言，将板坯进行铸造，实施热轧、热轧板退火、冷轧及脱碳退火，对于一部分，对脱碳退火后的钢板在氢-氮-氨的混合气氛中实施了氮化处理(氮化退火)。

进而，将以MgO作为主要成分的退火分离剂涂布于钢板上，实施了成品退火。在成品退火的最终过程中，将钢板在氢气氛中在1200℃下进行20小时保持(纯化退火)，自然冷却。

[表A3]

[表A4]

[表A5]

[表A6]

[表A7]

在形成于所制造的方向性电磁钢板(成品退火钢板)的表面的一次被膜(中间层)之上，涂布以磷酸盐和胶体状二氧化硅作为主体且含有铬的绝缘被膜形成用的涂敷溶液，在氢：氮为75体积％：25体积％的气氛中进行加热并保持，进行冷却而形成了绝缘被膜。

所制造的方向性电磁钢板在以切断方向与板厚方向平行的切断面进行观察时，具有在方向性电磁钢板(硅钢板)上相接触地配置的中间层和在该中间层上相接触地配置的绝缘被膜。此外，中间层为平均厚度为2μm的镁橄榄石被膜，绝缘被膜为平均厚度为1μm的以磷酸盐和胶体状二氧化硅作为主体的绝缘被膜。

对于所得到的方向性电磁钢板评价了各种特性。将评价结果示于表A8～表A12中。

(1)方向性电磁钢板的晶体取向

通过上述的方法测定了方向性电磁钢板的晶体取向。由该测定的各测定点的晶体取向确定偏离角，基于该偏离角而确定了相邻的两个测定点间存在的晶界。此外，在以间隔为1mm的两个测定点来判定边界条件时，在将“满足边界条件BA的边界数”除以“满足边界条件BB的边界数”而得到的值为1.10以上的情况下，判断为存在“满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界”，并且在表中表示为存在“换向晶界”。此外，所谓“满足边界条件BA的边界数”是指对应于上述的表1的情形1和/或情形3的晶界，所谓“满足边界条件BB的边界数”是指对应于情形1和/或情形2的晶界。另外，基于所确定的晶界算出了平均晶体粒径。此外，通过上述的方法测定了偏离角γ的绝对值的标准偏差σ(|γ|)。

(2)方向性电磁钢板的磁特性

方向性电磁钢板的磁特性基于JIS C 2556：2015中规定的单板磁特性试验法(SST：Single Sheet Tester)来测定。

作为磁特性，在交流频率：50Hz、励磁磁通密度：1.7T的条件下，测定了以钢板的每单位重量(1kg)的电力损耗定义的铁损W_17/50(W/kg)。另外，测定以800A/m励磁时的钢板的轧制方向的磁通密度B₈(T)。

进而，作为磁特性，在交流频率：50Hz、励磁磁通密度：1.9T的条件下测定钢板中产生的磁致伸缩λp-p@1.9T。具体而言，使用上述的励磁条件下的试验片(钢板)的最大长度L_max及最小长度L_min以及磁通密度为0T时的试验片的长度L₀，通过λp-p@1.9T＝(L_max-L_min)÷L₀算出。

[表A8]

[表A9]

[表A10]

[表A11]

[表A12]

方向性电磁钢板的特性因化学组成及制造方法不同而发生较大变化。因此，各特性的评价结果需要在将化学组成及制造方法限定为妥当的程度的钢板的范围内进行比较研究。因此，以下，对于每个利用具有几个特征的化学组成及制造方法得到的方向性电磁钢板，对各特性的评价结果进行说明。

(通过低温板坯加热工艺制造的实施例)

No.1001～1066是以下述工艺制造的实施例：通过降低板坯加热温度并利用一次再结晶后的氮化来形成二次再结晶的主要抑制剂。

(No.1001～1023的实施例)

No.1001～1023是使用不含有Nb的钢种、在成品退火时主要使PA、PB、TD及TE1的条件发生变化的实施例。

就No.1001～1023而言，在λp-p@1.9T为0.510以下时，判断为磁致伸缩特性良好。

在No.1001～1023中，本发明例存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，都显示出优异的高磁场磁致伸缩。另一方面，比较例虽然在二次再结晶晶粒内偏离角γ微小地且连续地发生了位移，但不充分存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，未得到优选的高磁场磁致伸缩。

此外，No.1003是将氮化后的N量设定为300ppm而提高了抑制剂强度的比较例。一般而言，如果增加氮化量，则会成为生产率降低的因素，但通过增加氮化量而使抑制剂强度变高从而B₈上升。就No.1003而言，B₈也成为较高的值。但是，就No.1003而言，由于成品退火条件不是优选的，因此λp-p@1.9T的值变得不充分。即，就No.1003而言，在二次再结晶时没有引起换向，其结果是，高磁场磁致伸缩没有改善。另一方面，No.1006是将氮化后的N量设定为220ppm的本发明例。就No.1006而言，虽然B₈不是特别高的值，但由于成品退火条件是优选的，因此λp-p@1.9T优选地成为较低的值。即，就No.1006而言，在二次再结晶时产生换向，其结果是，高磁场磁致伸缩改善。

另外，No.1017～1023是提高TF而使二次再结晶持续至高温的实施例。就No.1017～1023而言，B₈变高。但是，在它们当中，就No.1021及1022而言，由于成品退火条件不是优选的，因此与No.1003同样地高磁场磁致伸缩没有改善。另一方面，在上述当中，就No.1023而言，不仅B₈成为较高的值，而且由于成品退火条件是优选的，因此λp-p@1.9T也优选地成为较低的值。

(No.1024～1034的实施例)

No.1024～1034是在板坯时使用含有0.001％的Nb的钢种、在成品退火时主要使PA、PB及TE1的条件发生变化的实施例。

就No.1024～1034而言，在λp-p@1.9T为0.580以下时，判断为磁致伸缩特性良好。

在No.1024～1034中，本发明例存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，都显示出优异的高磁场磁致伸缩。另一方面，比较例虽然在二次再结晶晶粒内偏离角γ微小地且连续地发生了位移，但不充分存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，未得到优选的高磁场磁致伸缩。

(No.1035～1048的实施例)

No.1035～1048是在板坯时使用含有0.009％的Nb的钢种、在成品退火时主要使PA、PB、TD及TE1的条件发生变化的实施例。

就No.1035～1048而言，在λp-p@1.9T为0.490以下时，判断为磁致伸缩特性良好。

在No.1035～1048中，本发明例存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，都显示出优异的高磁场磁致伸缩。另一方面，比较例虽然在二次再结晶晶粒内偏离角γ微小地且连续地发生了位移，但不充分存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，未得到优选的高磁场磁致伸缩。

此外，就No.1035～1048而言，在板坯时含有0.009％的Nb，在成品退火中Nb被纯化，在方向性电磁钢板(成品退火钢板)时Nb含量成为0.007％以下。No.1035～1048由于在板坯时与上述的No.1001～1034相比优选地含有Nb，因此λp-p@1.9T成为较低的值。另外，B₈变高。即，如果使用含有Nb的板坯来控制成品退火条件，则对B₈及λp-p@1.9T会有利地起作用。特别是No.1044是在成品退火中对纯化进行强化、在方向性电磁钢板(成品退火钢板)时Nb含量成为检测限以下的本发明例。就No.1044而言，无法由作为最终制品的方向性电磁钢板验证出利用了Nb组元素，但显著地得到了上述的效果。

(No.1049～1056的实施例)

No.1049～1056是将TE1设定为低于300分钟的短时间、特别确认了Nb含量的影响的实施例。

就No.1049～1056而言，在λp-p@1.9T为0.490以下时，判断为磁致伸缩特性良好。

在No.1049～1056中，本发明例存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，都显示出优异的高磁场磁致伸缩。另一方面，比较例虽然在二次再结晶晶粒内偏离角γ微小地且连续地发生了位移，但不充分存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，未得到优选的高磁场磁致伸缩。

此外，如No.1049～1056中所示的那样，如果在板坯时含有0.0030～0.030质量％的Nb，则即使TE1为短时间，也在二次再结晶时产生换向从而高磁场磁致伸缩改善。

(No.1057～1066的实施例)

No.1057～1066是将TE1设定为低于300分钟的短时间、确认了Nb组元素的含量的影响的实施例。

就No.1057～1066而言，在λp-p@1.9T为0.530以下时，判断为磁致伸缩特性良好。

在No.1057～1066中，本发明例存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，都显示出优异的高磁场磁致伸缩。另一方面，比较例虽然在二次再结晶晶粒内偏离角γ微小地且连续地发生了位移，但不充分存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，未得到优选的高磁场磁致伸缩。

此外，如No.1057～1066中所示的那样，如果在板坯中含有规定量的Nb以外的Nb组元素，则即使TE1为短时间，也在二次再结晶时产生换向从而高磁场磁致伸缩改善。

(通过高温板坯加热工艺制造的实施例)

No.1067～1103是以下述工艺制造的实施例：使提高板坯加热温度而在板坯加热中充分溶解的MnS在后续工序中再析出从而作为主要抑制剂来利用。

就No.1067～1103而言，在λp-p@1.9T为0.430以下时，判断为磁致伸缩特性良好。

在No.1067～1103中，本发明例存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，都显示出优异的高磁场磁致伸缩。另一方面，比较例虽然在二次再结晶晶粒内偏离角γ微小地且连续地发生了位移，但不充分存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，未得到优选的高磁场磁致伸缩。

此外，在No.1067～1103中，No.1085～1103是在板坯时含有Bi来提高B₈的实施例。

如No.1067～1103中所示的那样，即使是高温板坯加热工艺，通过适当控制成品退火条件，也在二次再结晶时产生换向从而高磁场磁致伸缩改善。另外，与低温板坯加热工艺同样地，即使是高温板坯加热工艺，如果使用含有Nb的板坯来控制成品退火条件，则也对B₈及λp-p@1.9T有利地起作用。

(实施例2)

以具有表B1中所示的化学组成的板坯作为原材料，制造了具有表B2中所示的化学组成的方向性电磁钢板。此外，化学组成的测定方法、表中的记述方法与上述的实施例1相同。

[表B1]

[表B2]

方向性电磁钢板是基于表B3～表B7中所示的制造条件来制造的。表中所示以外的制造条件与上述的实施例1相同。

[表B3]

[表B4]

[表B5]

[表B6]

[表B7]

在所制造的方向性电磁钢板(成品退火钢板)的表面形成了与上述的实施例1相同的绝缘被膜。

所制造的方向性电磁钢板在以切断方向与板厚方向平行的切断面进行观察时，具有在方向性电磁钢板(硅钢板)上相接触地配置的中间层和在该中间层上相接触地配置的绝缘被膜。此外，中间层为平均厚度为1.5μm的镁橄榄石被膜，绝缘被膜为平均厚度为2μm的以磷酸盐和胶体状二氧化硅作为主体的绝缘被膜。

对于所得到的方向性电磁钢板评价了各种特性。此外，评价方法与上述的实施例1相同。将评价结果示于表B8～表B12中。

[表B8]

[表B9]

[表B10]

[表B11]

[表B12]

与上述的实施例1同样地，以下，对于每个利用具有几个特征的化学组成及制造方法得到的方向性电磁钢板，对各特性的评价结果进行说明。

(通过低温板坯加热工艺制造的实施例)

No.2001～2066是以下述工艺制造的实施例：通过降低板坯加热温度并利用一次再结晶后的氮化来形成二次再结晶的主要抑制剂。

(No.2001～2023的实施例)

No.2001～2023是使用不含有Nb的钢种、在成品退火时主要使PA、PB、TD及TE2的条件发生变化的实施例。

就No.2001～2023而言，在λp-p@1.9T为0.510以下时，判断为磁致伸缩特性良好。

在No.2001～2023中，本发明例存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，都显示出优异的高磁场磁致伸缩。另一方面，比较例虽然在二次再结晶晶粒内偏离角γ微小地且连续地发生了位移，但不充分存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，未得到优选的高磁场磁致伸缩。

此外，No.2003是将氮化后的N量设定为300ppm而提高了抑制剂强度的比较例。就No.2003而言，虽然B₈成为较高的值，但由于成品退火条件不是优选的，因此λp-p@1.9T的值变得不充分。即，就No.2003而言，在二次再结晶时没有引起换向，其结果是，高磁场磁致伸缩没有改善。另一方面，No.2006是将氮化后的N量设定为220ppm的本发明例。就No.2006而言，虽然B₈不是特别高的值，但由于成品退火条件是优选的，因此λp-p@1.9T优选地成为较低的值。即，就No.2006而言，在二次再结晶时产生换向，其结果是，高磁场磁致伸缩改善。

另外，No.2017～2023是提高TF而使二次再结晶持续至高温的实施例。就No.2017～2023而言，B₈变高。但是，在它们当中，就No.2020～2022而言，由于成品退火条件不是优选的，因此与No.2003同样地高磁场磁致伸缩没有改善。

(No.2024～2034的实施例)

No.2024～2034是在板坯时使用含有0.001％的Nb的钢种、在成品退火时主要使PA、PB及TE2的条件发生变化的实施例。

就No.2024～2034而言，在λp-p@1.9T为0.580以下时，判断为磁致伸缩特性良好。

在No.2024～2034中，本发明例存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，都显示出优异的高磁场磁致伸缩。另一方面，比较例虽然在二次再结晶晶粒内偏离角γ微小地且连续地发生了位移，但不充分存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，未得到优选的高磁场磁致伸缩。

(No.2035～2048的实施例)

No.2035～2048是在板坯时使用含有0.009％的Nb的钢种、在成品退火时主要使PA、PB、TD及TE2的条件发生变化的实施例。

就No.2035～2048而言，在λp-p@1.9T为0.500以下时，判断为磁致伸缩特性良好。

在No.2035～2048中，本发明例存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，都显示出优异的高磁场磁致伸缩。另一方面，比较例虽然在二次再结晶晶粒内偏离角γ微小地且连续地发生了位移，但不充分存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，未得到优选的高磁场磁致伸缩。

此外，就No.2035～2048而言，在板坯时含有0.009％的Nb，在成品退火中Nb被纯化，在方向性电磁钢板(成品退火钢板)时Nb含量成为0.007％以下。No.2035～2048由于在板坯时与上述的No.1001～1034相比优选地含有Nb，因此λp-p@1.9T成为较低的值。另外，B₈变高。即，如果使用含有Nb的板坯来控制成品退火条件，则对B₈及λp-p@1.9T会有利地起作用。特别是No.2044是在成品退火中对纯化进行强化、在方向性电磁钢板(成品退火钢板)时Nb含量成为检测限以下的本发明例。就No.2044而言，无法由作为最终制品的方向性电磁钢板验证出利用了Nb组元素，但显著地得到了上述的效果。

(No.2049～2056的实施例)

No.2049～2056是将TE2设定为低于300分钟的短时间、特别确认了Nb含量的影响的实施例。

就No.2049～2056而言，在λp-p@1.9T为0.480以下时，判断为磁致伸缩特性良好。

在No.2049～2056中，本发明例存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，都显示出优异的高磁场磁致伸缩。另一方面，比较例虽然在二次再结晶晶粒内偏离角γ微小地且连续地发生了位移，但不充分存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，未得到优选的高磁场磁致伸缩。

此外，如No.2049～2056中所示的那样，如果在板坯时含有0.0030～0.030质量％的Nb，则即使TE2为短时间，也在二次再结晶时产生换向从而高磁场磁致伸缩改善。

(No.2057～2066的实施例)

No.2057～2066是将TE2设定为低于300分钟的短时间、确认了Nb组元素的含量的影响的实施例。

就No.2057～2066而言，在λp-p@1.9T为0.530以下时，判断为磁致伸缩特性良好。

在No.2057～2066中，本发明例存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，都显示出优异的高磁场磁致伸缩。另一方面，比较例虽然在二次再结晶晶粒内偏离角γ微小地且连续地发生了位移，但不充分存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，未得到优选的高磁场磁致伸缩。

此外，如No.2057～2066中所示的那样，如果在板坯中含有规定量的Nb以外的Nb组元素，则即使TE2为短时间，也在二次再结晶时产生换向从而高磁场磁致伸缩改善。

(通过高温板坯加热工艺制造的实施例)

No.2067～2104是以下述工艺制造的实施例：使提高板坯加热温度而在板坯加热中充分溶解的MnS在后续工序中再析出从而作为主要抑制剂来利用。

就No.2067～2104而言，在λp-p@1.9T为0.430以下时，判断为磁致伸缩特性良好。

在No.2067～2104中，本发明例存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，都显示出优异的高磁场磁致伸缩。另一方面，比较例虽然在二次再结晶晶粒内偏离角γ微小地且连续地发生了位移，但不充分存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，未得到优选的高磁场磁致伸缩。

此外，在No.2067～2104中，No.2085～2104是在板坯时含有Bi来提高B₈的实施例。

如No.2067～2104中所示的那样，即使是高温板坯加热工艺，通过适当控制成品退火条件，也在二次再结晶时产生换向从而高磁场磁致伸缩改善。另外，与低温板坯加热工艺同样地，即使是高温板坯加热工艺，如果使用含有Nb的板坯来控制成品退火条件，则也对B₈及λp-p@1.9T有利地起作用。

(实施例3)

以具有表C1中所示的化学组成的板坯作为原材料，制造了具有表C2中所示的化学组成的方向性电磁钢板。此外，化学组成的测定方法、表中的记述方法与上述的实施例1相同。

[表C1]

[表C2]

方向性电磁钢板是基于表C3～表C6中所示的制造条件来制造的。此外，在成品退火中，为了控制换向的发生方向的各向异性，沿钢板的轧制直角方向赋予温度梯度而进行了热处理。该温度梯度及表中所示以外的制造条件与上述的实施例1相同。

[表C3]

[表C4]

[表C5]

[表C6]

所制造的方向性电磁钢板在以切断方向与板厚方向平行的切断面进行观察时，具有在方向性电磁钢板(硅钢板)上相接触地配置的中间层和在该中间层上相接触地配置的绝缘被膜。此外，中间层为平均厚度为3μm的镁橄榄石被膜，绝缘被膜为平均厚度为3μm的以磷酸盐和胶体状二氧化硅作为主体的绝缘被膜。

对于所得到的方向性电磁钢板评价了各种特性。此外，评价方法与上述的实施例1相同。将评价结果示于表C7～表C10中。

就大部分的方向性电磁钢板而言，晶粒是沿温度梯度的方向延伸，γ晶粒的晶体粒径也是该方向变大。即，晶粒沿轧制直角方向延伸。但是，就温度梯度小的一部分方向性电磁钢板而言，关于γ晶粒，轧制直角方向的粒径变得比轧制方向的粒径小。在轧制直角方向的粒径比轧制方向的粒径小的情况下，在表中的“温度梯度方向不一致”的栏中以“*”表示。

[表C7]

[表C8]

[表C9]

[表C10]

(通过低温板坯加热工艺制造的实施例)

No.3001～3070是以下述工艺制造的实施例：通过降低板坯加热温度并利用一次再结晶后的氮化来形成二次再结晶的主要抑制剂。

(No.3001～3035的实施例)

No.3001～3035是使用不含有Nb的钢种、在成品退火时主要使PA、PB、TD及温度梯度的条件发生变化的实施例。

就No.3001～3035而言，在λp-p@1.9T为0.470以下时，判断为磁致伸缩特性良好。

在No.3001～3035中，本发明例存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，都显示出优异的高磁场磁致伸缩。另一方面，比较例虽然在二次再结晶晶粒内偏离角γ微小地且连续地发生了位移，但不充分存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，未得到优选的高磁场磁致伸缩。

(No.3036～3070的实施例)

No.3036～3070是在板坯时使用含有Nb组元素的钢种、在成品退火时主要使PA、PB、TD及温度梯度的条件发生变化的实施例。

就No.3036～3070而言，在λp-p@1.9T为0.470以下时，判断为磁致伸缩特性良好。

在No.3036～3070中，本发明例存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，都显示出优异的高磁场磁致伸缩。另一方面，比较例虽然在二次再结晶晶粒内偏离角γ微小地且连续地发生了位移，但不充分存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，未得到优选的高磁场磁致伸缩。

(No.3071的实施例)

No.3071是以下述工艺制造的实施例：使提高板坯加热温度而在板坯加热中充分溶解的MnS在后续工序中再析出从而作为主要抑制剂来利用。

就No.3071而言，在λp-p@1.9T为0.470以下时，判断为磁致伸缩特性良好。

如No.3071中所示的那样，即使是高温板坯加热工艺，通过适当控制成品退火条件，高磁场磁致伸缩也改善。

(实施例4)

以具有表D1中所示的化学组成的板坯作为原材料，制造了具有表D2中所示的化学组成的方向性电磁钢板。此外，化学组成的测定方法、表中的记述方法与上述的实施例1相同。

[表D1]

[表D2]

方向性电磁钢板是基于表D3中所示的制造条件来制造的。表中所示以外的制造条件与上述的实施例1相同。

此外，就No.4009以外而言，作为退火分离剂，将以MgO作为主要成分的退火分离剂涂布于钢板上，实施了成品退火。另一方面，就No.4009而言，作为退火分离剂，将以氧化铝作为主要成分的退火分离剂涂布于钢板上，实施了成品退火。

[表D3]

在上述的表中，※1是指“在700～750℃下将PH₂O/PH₂设定为0.2，并且在750～800℃下将PH₂O/PH₂设定为0.03”。

所制造的方向性电磁钢板在以切断方向与板厚方向平行的切断面进行观察时，具有在方向性电磁钢板(硅钢板)上相接触地配置的中间层和在该中间层上相接触地配置的绝缘被膜。

此外，就No.4009以外的方向性电磁钢板而言，中间层为平均厚度为1.5μm的镁橄榄石被膜，绝缘被膜为平均厚度为2μm的以磷酸盐和胶体状二氧化硅作为主体的绝缘被膜。另一方面，就No.4009的方向性电磁钢板而言，中间层为平均厚度为20nm的氧化膜(以SiO₂作为主体的被膜)，绝缘被膜为平均厚度为2μm的以磷酸盐和胶体状二氧化硅作为主体的绝缘被膜。

另外，就No.4012及No.4013的方向性电磁钢板而言，在形成绝缘被膜后，通过激光照射，在钢板的轧制面上按照沿与轧制方向交叉的方向延伸的方式并且按照轧制方向的间隔成为4mm的方式赋予线状的微小应变。获知：通过赋予激光，得到了铁损降低的效果。

对于所得到的方向性电磁钢板评价了各种特性。此外，评价方法与上述的实施例1相同。将评价结果示于表D4中。

[表D4]

就No.4001～4013而言，在λp-p@1.9T为0.620以下时，判断为磁致伸缩特性良好。

在No.4001～4013中，本发明例存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，都显示出优异的高磁场磁致伸缩。另一方面，比较例虽然在二次再结晶晶粒内偏离角γ微小地且连续地发生了位移，但不充分存在满足边界条件BA且不满足边界条件BB的晶界，未得到优选的高磁场磁致伸缩。

产业上的可利用性

根据本发明的上述方案，能够提供改善了高磁场区域(特别是1.9T左右的磁场)中的磁致伸缩的方向性电磁钢板，因此产业上的可利用性高。

符号的说明

10 方向性电磁钢板(硅钢板)

20 中间层

30 绝缘被膜

Claims

1.一种方向性电磁钢板，其特征在于，具有下述化学组成：以质量％计含有：

Si：2.0～7.0％、

Nb：0～0.030％、

V：0～0.030％、

Mo：0～0.030％、

Ta：0～0.030％、

W：0～0.030％、

C：0～0.0050％、

Mn：0～1.0％、

S：0～0.0150％、

Se：0～0.0150％、

Al：0～0.0650％、

N：0～0.0050％、

Cu：0～0.40％、

Bi：0～0.010％、

B：0～0.080％、

P：0～0.50％、

Ti：0～0.0150％、

Sn：0～0.10％、

Sb：0～0.10％、

Cr：0～0.30％、

Ni：0～1.0％、

剩余部分为Fe及杂质，

并且具有在高斯取向上进行取向的织构，其中，

在将与以轧制面法线方向Z作为旋转轴的理想高斯取向偏离的偏离角定义为α，将与以轧制直角方向C作为旋转轴的理想高斯取向偏离的偏离角定义为β，将与以轧制方向L作为旋转轴的理想高斯取向偏离的偏离角定义为γ，将以在板面上相邻且间隔为1mm的两个测定点进行测定的晶体取向的偏离角表示为(α₁β₁γ₁)及(α₂β₂γ₂)，将边界条件BA定义为|γ₂-γ₁|≥0.5°，将边界条件BB定义为[(α₂-α₁)²+(β₂-β₁)²+(γ₂-γ₁)²]^1/2≥2.0°时，存在满足所述边界条件BA且不满足所述边界条件BB的晶界。

2.根据权利要求1所述的方向性电磁钢板，其特征在于，在将基于所述边界条件BA求出的所述轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RA_L，将基于所述边界条件BB求出的所述轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RB_L时，所述粒径RA_L与所述粒径RB_L满足1.10≤RB_L÷RA_L。

3.根据权利要求1所述的方向性电磁钢板，其特征在于，在将基于所述边界条件BA求出的所述轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RA_C，将基于所述边界条件BB求出的所述轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RB_C时，所述粒径RA_C与所述粒径RB_C满足1.10≤RB_C÷RA_C。

4.根据权利要求1所述的方向性电磁钢板，其特征在于，在将基于所述边界条件BA求出的所述轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RA_L，将基于所述边界条件BA求出的所述轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RA_C时，所述粒径RA_L与所述粒径RA_C满足1.15≤RA_C÷RA_L。

5.根据权利要求4所述的方向性电磁钢板，其特征在于，在将基于所述边界条件BB求出的所述轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RB_L，将基于所述边界条件BB求出的所述轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RB_C时，所述粒径RB_L与所述粒径RB_C满足1.50≤RB_C÷RB_L。

6.根据权利要求4所述的方向性电磁钢板，其特征在于，在将基于所述边界条件BA求出的所述轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RA_L，将基于所述边界条件BB求出的所述轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RB_L，将基于所述边界条件BA求出的所述轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RA_C，将基于所述边界条件BB求出的所述轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RB_C时，所述粒径RA_L、所述粒径RA_C、所述粒径RB_L与所述粒径RB_C满足(RB_C×RA_L)÷(RB_L×RA_C)<1.0。

7.根据权利要求5所述的方向性电磁钢板，其特征在于，在将基于所述边界条件BA求出的所述轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RA_L，将基于所述边界条件BB求出的所述轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RB_L，将基于所述边界条件BA求出的所述轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RA_C，将基于所述边界条件BB求出的所述轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RB_C时，所述粒径RA_L、所述粒径RA_C、所述粒径RB_L与所述粒径RB_C满足(RB_C×RA_L)÷(RB_L×RA_C)<1.0。

8.根据权利要求1～7中任一项所述的方向性电磁钢板，其特征在于，在将基于所述边界条件BB求出的所述轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RB_L，将基于所述边界条件BB求出的所述轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RB_C时，所述粒径RB_L及所述粒径RB_C为22mm以上。

9.根据权利要求1～7中任一项所述的方向性电磁钢板，其特征在于，在将基于所述边界条件BA求出的所述轧制方向L的平均晶体粒径定义为粒径RA_L，将基于所述边界条件BA求出的所述轧制直角方向C的平均晶体粒径定义为粒径RA_C时，所述粒径RA_L为30mm以下，所述粒径RA_C为400mm以下。

10.根据权利要求1～7中任一项所述的方向性电磁钢板，其特征在于，所述偏离角γ的绝对值的标准偏差σ(|γ|)为0°～3.50°。

11.根据权利要求1～7中任一项所述的方向性电磁钢板，其特征在于，作为所述化学组成，含有合计为0.0030～0.030质量％的选自Nb、V、Mo、Ta及W中的至少1种。

12.根据权利要求1～7中任一项所述的方向性电磁钢板，其特征在于，通过赋予局部的微小应变或形成局部的槽中的至少1者而将磁畴细分化。

13.根据权利要求1～7中任一项所述的方向性电磁钢板，其特征在于，具有在所述方向性电磁钢板上相接触地配置的中间层和在所述中间层上相接触地配置的绝缘被膜。

14.根据权利要求13所述的方向性电磁钢板，其特征在于，所述中间层为平均厚度为1～3μm的镁橄榄石被膜。

15.根据权利要求13所述的方向性电磁钢板，其特征在于，所述中间层为平均厚度为2～500nm的氧化膜。