CN114423879A - 方向性电磁钢板 - Google Patents

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Abstract

(课题)目的在于提供磁畴控制前的铁损进一步改善、并且即使是在无法充分地获得铁损改善效果的耐热性的磁畴控制中也可充分地获得铁损改善效果的方向性电磁钢板。(课题手段)根据本发明的某个观点，提供一种方向性电磁钢板，其特征在于，包含：母材钢板；和在母材钢板的表面形成的玻璃覆膜，其中，母材钢板作为化学成分，以质量％计含有C：0.010％以下、Si：2.00～4.00％、Mn：0.05～1.00％、Al：0.010～0.065％、N：0.004％以下、S：0.010％以下，剩余部分由Fe及杂质构成，玻璃覆膜及母材钢板中所含的氧浓度为2500ppm以下，当在Al的浓度分布中将Al的第一峰强度设定为IAl_1，将Al的第二峰强度设定为IAl_2时，满足数学式(1)的关系。IAl_1＜IAl_2 式(1)。

Description

方向性电磁钢板
技术领域
本发明涉及方向性电磁钢板。
背景技术
方向性电磁钢板由于主要作为变压器的铁心来利用，因此希望磁化特性、特别是铁损低。因此，下述事项是重要的：使在{110}<001>取向上集聚的晶粒高度地对齐、含有Si以提高固有电阻、降低杂质。
但是，对于由晶体取向的控制、钢板成分带来的铁损的降低而言是有限的，一直在开发将磁畴的宽度细化来降低铁损的技术(以下也称为“磁畴控制技术”)。磁畴控制技术大体上分为非耐热型和耐热型的技术。
作为非耐热型的磁畴控制技术，例如如专利文献1、2中所公开那样，已知有下述方法：通过对钢板照射激光束，从而在钢板表层形成线状的热应变区域。在该方法中，通过热应变区域使得磁畴宽度变窄，因此使铁损降低。但是，热应变区域由于因热处理而使应变被释放，因此实施了非耐热型的磁畴控制技术的方向性电磁钢板不能用于卷铁心那样的在加工后需要应变消除退火的变压器。因此，存在下述课题：方向性电磁钢板的使用用途受到限制。
另一方面，对于实施了耐热型的磁畴控制技术的方向性电磁钢板，具有不受用途制约的优点。作为这样的耐热型的磁畴控制技术，例如已知有专利文献3中所公开那样的采用电解蚀刻来形成槽的方法。在该方法中，例如，首先在二次再结晶后的钢板表面形成玻璃覆膜。接着，采用激光器或机械方法将钢板表面的玻璃覆膜以线状除去，采用蚀刻在基底金属露出的部分形成槽。因此，就该方法而言，工序变得复杂，并且制造成本升高。进而，在处理速度上也是有限的。
此外，如专利文献4中所公开那样，已知有通过机械性的齿型压制在钢板的表面形成槽的方法。但是，在电磁钢板中，出于提高电阻等目的，大多会添加约3质量％的Si。由于这样的电磁钢板非常硬，因此就专利文献4中所公开的方法而言，有可能发生齿形的磨损及损伤。进而，有可能在槽深度上产生不均，乃至在铁损改善效果上也产生不均。
进而，对于上述的耐热型的磁畴控制技术，与通过对钢板照射激光束从而在钢板表层导入热应变区域的非耐热型的磁畴控制技术相比，也存在无法充分地获得铁损降低效果的课题。在专利文献5、6中，作为耐热型的磁畴控制技术，公开了对钢板表面的形状、槽形状下工夫的技术，但尚未达到根本解决耐热型的磁畴控制技术所具有的上述各课题。
此外，据认为：为了充分地获得由上述那样的磁畴细化带来的铁损降低的效果，绝缘覆膜、玻璃覆膜对钢板产生的张力(以下有时也称为“覆膜张力”)也极其重要。作为绝缘覆膜，例如已知有通过将包含磷酸盐和胶体二氧化硅的水系涂布溶液涂布于钢板上而形成的绝缘覆膜等。作为玻璃覆膜，将在后述中详细地进行说明，例如已知有包含以镁橄榄石作为主成分的氧化物的玻璃覆膜。
在专利文献7、8中公开了以提高玻璃覆膜的张力为目的的技术。具体而言，在专利文献7中公开了一种使镁橄榄石中(即，玻璃覆膜中)的尖晶石(例如MgAl2O4)为5％以上的电磁钢板。另外，在专利文献8中公开了一种通过辉光放电发光分析得到的Al和Fe的发光强度满足规定的条件的电磁钢板。进而，专利文献9公开了以提高玻璃覆膜的密合性(防止变压器制造时的弯曲加工中的剥离)为目的的技术。具体而言，在专利文献9中公开了一种通过辉光放电发光分析得到的B的发光强度满足规定的条件的电磁钢板。但是，就专利文献7～9中公开的技术而言，虽然能够期待玻璃覆膜张力或密合性提高，但仅凭这些技术无法得到磁畴细化效果。即，专利文献7～9中所公开的技术只不过是以上述的耐热型的磁畴控制技术作为前提。因此，即使采用这些技术，依然不能充分地解决无法充分地获得铁损降低效果这一课题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平6-57335号公报
专利文献2：日本特开2003-129135号公报
专利文献3：日本特开昭61-117284号公报
专利文献4：日本特开昭61-117218号公报
专利文献5：国际公开第2010/147009号
专利文献6：日本特表2013-510239号公报
专利文献7：日本特开平8-134660号公报
专利文献8：日本特开2000-204450号公报
专利文献9：国际公开第2019/146697号
发明内容
发明所要解决的课题
如上所述，就耐热型的磁畴控制技术而言，存在无法充分地获得铁损降低效果的问题。另一方面，就非耐热型的磁畴控制技术而言，虽然与耐热型的磁畴控制技术相比，能够提高铁损降低效果，但要求进一步改善铁损降低效果。
本发明是鉴于上述的实际情况而开发的，目的在于提供磁畴控制前的铁损进一步改善、并且即使是在无法充分地获得铁损改善效果的耐热性的磁畴控制中也可充分地获得铁损改善效果的方向性电磁钢板。
用于解决课题的手段
本发明的发明者为了解决上述课题而反复深入研究。具体而言，本发明的发明者反复进行了下述实验：对于在磁畴控制前的状态下具有同一磁通密度并且具有各种铁损特性的方向性电磁钢板实施耐热型的磁畴控制。其结果是，本发明的发明者认知到：磁畴控制前的状态的铁损越良好，则磁畴控制后的铁损也越良好。于是，本发明的发明者对磁畴控制前的铁损良好的钢板的特征进行了研究，结果弄清楚了：在所有钢板中，玻璃覆膜向母材钢板表层部的嵌入结构(以下也称为“玻璃覆膜的嵌入结构”)都发达。本发明的发明者基于这样的认识，想到了本发明。本发明的主旨如下所述。
根据本发明的某个观点，提供一种方向性电磁钢板，其特征在于，包含：母材钢板；和在母材钢板的表面形成的玻璃覆膜，其中，母材钢板作为化学成分，以质量％计含有C：0.010％以下、Si：2.00～4.00％、Mn：0.05～1.00％、Al：0.010～0.065％、N：0.004％以下、S：0.010％以下，剩余部分由Fe及杂质构成，玻璃覆膜及母材钢板中所含的氧浓度为2500ppm以下，通过从玻璃覆膜的表面对方向性电磁钢板进行辉光放电发光分析(GDS)而得到的Al的浓度分布具有至少2个峰，在将各个Al的峰从靠近玻璃覆膜表面的一侧起依次设定为第一峰、第二峰，将Al的第一峰的强度设定为IAl_1，将Al的第二峰强度设定为IAl_2时，满足数学式(1)的关系。
IAl_1＜IAl_2 式(1)
其中，在母材钢板的表层部的与轧制方向平行的垂直截面中的、从玻璃覆膜的表面到板厚中心部方向上的深度为10μm为止的范围内的区域中，当量圆直径为1μm以上的含有Al的析出物也可以在轧制方向上以平均50个/mm以上的频率散布。需要说明的是，只要本说明书中没有特别说明，则垂直截面是指与钢板表面的法线方向平行的截面。
发明的效果
根据本发明的上述观点，在将Al的第一峰强度设定为IAl_1、将Al的第二峰强度设定为IAl_2的情况下，满足数学式(1)的关系。详细说明将在后述，在满足数学式(1)的条件的情况下，玻璃覆膜的嵌入结构显著地发达，大量的Al析出物在母材钢板的表层部内形成。这些Al析出物构成磁极，因此通过这些Al析出物能够充分地提高磁畴细化效果。对于本发明的方向性电磁钢板，也可以进一步实施磁畴控制。因此，根据本发明，磁畴控制前的铁损进一步改善，并且即使是在无法充分地获得铁损改善效果的耐热性的磁畴控制中，也能够充分地获得铁损改善效果。
附图说明
图1为表示通过对本实施方式的方向性电磁钢板进行辉光放电发光分析(GDS)而得到的Al的浓度分布的一个例子的曲线图。
图2为示意性地表示本实施方式的方向性电磁钢板的与轧制方向平行的垂直截面的截面图。
图3为用光学显微镜拍摄本实施方式的方向性电磁钢板的与轧制方向平行的截面而得到的照片的一个例子。
图4为示意性地表示玻璃覆膜的嵌入结构没有发达的方向性电磁钢板的与轧制方向平行的垂直截面的截面图。
图5为说明本实施方式的脱碳退火中的升温模式的一个例子的曲线图。
具体实施方式
＜1.本发明的概要＞
以下参照附图对本发明的优选的实施方式详细地进行说明。首先，对本发明的概要进行说明。本发明的发明者为了进一步降低铁损，对于促进磁畴细化的技术进行了深入研究。如果将磁畴细化，则磁畴宽度变窄。如果磁畴宽度变窄，则使钢板磁化时的磁畴壁的移动距离变短，因此磁畴壁移动时的能量损失降低。即，使铁损降低。
这里，磁畴细化可通过在母材钢板的表层部生成新的磁极来实现。详细来说，通过这样的磁极，母材钢板表层部的静磁能提高。然后，在母材钢板的表层部，为了降低静磁能，新生成180°磁畴壁。由此，将磁畴细化。换言之，磁畴宽度变窄。
如上所述，对于磁畴细化，需要新的磁极的生成。具体而言，需要将由磁导率与母材钢板不同的物质产生的界面制作埋入母材钢板的表层部。
因此，本发明的发明者研究了使玻璃覆膜嵌入母材钢板的表层部。这是因为：玻璃覆膜的嵌入结构在母材钢板的表层部构成磁极，因此能够实现磁畴细化。再有，详细说明将在后述，玻璃覆膜的嵌入结构包含Al析出物，它们构成磁极。
本发明的发明者反复进行了用于使玻璃覆膜的嵌入结构产生的磁畴细化效果最大限度地显现出来的研究，结果发现：通过在母材钢板的表面形成满足规定的条件的玻璃覆膜来控制嵌入结构，能够最大限度地享受磁畴细化效果。
具体而言，使玻璃覆膜及母材钢板中所含的氧浓度为2500ppm以下。进而，在通过对方向性电磁钢板进行辉光放电发光分析(GDS)而得到的Al的浓度分布中，如图1中所示那样，在将Al的第一峰1的强度(第一峰强度)设定为IAl_1、将Al的第二峰2的强度(第二峰强度)设定为IAl_2的情况下，以满足IAl_1＜IAl_2(数学式(1))的关系的方式控制玻璃覆膜的结构。如图2、图3中所示那样，优选的是，在母材钢板c的表层部的与轧制方向平行的垂直截面中的、从玻璃覆膜a的表面向板厚中心部方向为10μm的范围内的区域中，当量圆直径为1μm以上的含有Al的析出物b在轧制方向上以平均50个/mm以上的频率散布。以下，对本实施方式详细地进行说明。
＜2.方向性电磁钢板的构成＞
(2-1.整体构成)
本实施方式的方向性电磁钢板包含母材钢板和在母材钢板的表面形成的玻璃覆膜。在玻璃覆膜的表面也可以进一步形成绝缘覆膜。玻璃覆膜具有嵌入母材钢板的嵌入结构，嵌入结构非常发达。即，嵌入结构具有复杂的三维网络结构。因此，玻璃覆膜被划分为：将母材钢板的表层大部分被覆的被覆部分；和从该被覆部分嵌入母材钢板的表层部内部的嵌入结构。进而，嵌入结构大量包含含Al的析出物。
图2及图3表示本实施方式的方向性电磁钢板的与轧制方向平行的垂直截面的一个例子。图2为示意图，图3为截面的显微镜照片。ND表示板厚方向(钢板表面的法线方向)，RD表示轧制方向。
在这些例子中，方向性电磁钢板包含母材钢板c和在母材钢板c的表面形成的玻璃覆膜a。玻璃覆膜a具有嵌入母材钢板c的嵌入结构，嵌入结构非常发达。嵌入结构包含Al析出物b。再有，在图2及图3中Al析出物看起来好像散布地存在，但Al析出物不仅如图2及图3中所示那样地只存在于纸面的平面上(即，与钢板的轧制方向平行的截面上)，而且实际上也在与图2及图3的纸面相交叉的(例如与纸面垂直的)方向(即钢板的板宽方向)上延伸，并且具有与被覆部分相连结的三维网络结构。另外，在图2、图3中嵌入结构看起来好像大致从被覆部分朝向母材钢板的表层部嵌入(即沿板厚方向延伸)，但嵌入结构有时也沿轧制方向和板宽方向延伸。在观察该部分的垂直截面的情况下，可观察到左右(在轧制方向和板宽方向上)长的嵌入结构。嵌入结构及Al析出物的详细说明将在后述。再有，玻璃覆膜中的被覆部分是将母材钢板的表层大部分被覆的部分，而且是与嵌入母材钢板的表层部内部的嵌入结构相连的部分。被覆部分与嵌入结构如后所述，能够通过Al浓度分布来区分。
(2-2.母材钢板的成分组成)
母材钢板作为化学成分，以质量％计含有C：0.010％以下、Si：2.00～4.00％、Mn：0.05～1.00％、Al：0.010～0.065％、N：0.004％以下、S：0.010％以下，剩余部分由Fe及杂质构成。以下，涉及成分组成的“％”是指相对于母材钢板的总质量的质量％。
(C：0.010％以下)
C是对一次再结晶组织的控制有效的元素，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除去的元素。如果在最终制品中C浓度超过0.010％，则C时效析出，磁滞损耗劣化，因此使C浓度为0.010％以下。C浓度优选为0.007％以下，更优选为0.005％以下。C浓度的下限包含0％，但如果想要使C浓度降低至低于0.0001％，则制造成本大幅地上升，因此在实用钢板上，0.0001％为实质上的下限。再有，在方向性电磁钢板中，C浓度通过脱碳退火通常被降低至0.001％左右以下。
(Si：2.00～4.00％)
Si是提高钢板的电阻、改善铁损特性的元素。Si浓度低于2.00％时，成品退火时发生铁组织的γ相变，损害钢板的晶体取向，因此使Si浓度为2.00％以上。Si浓度优选为2.50％以上，更优选为3.00％以上。另一方面，如果Si浓度超过4.00％，则方向性电磁钢板的加工性降低，轧制时产生裂纹，因此使Si浓度为4.00％以下。Si浓度优选为3.50％以下。
(Mn：0.05～1.00％)
Mn是防止热轧时的裂纹、并且与S结合而生成作为抑制剂发挥功能的MnS的元素。Mn浓度低于0.05％时，Mn的添加效果无法充分地显现，因此使Mn浓度为0.05％以上。Mn浓度优选为0.07％以上，更优选为0.09％以上。另一方面，如果Mn浓度超过1.00％，则MnS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，因此使Mn浓度为1.00％以下。Mn浓度优选为0.80％以下，更优选为0.60％以下。
(Al：0.010～0.065％)
Al是与N结合而生成作为抑制剂发挥功能的(Al、Si)N或AlN的元素。Al浓度低于0.010％时，Al的添加效果无法充分地显现，二次再结晶不会充分地进行，因此使Al浓度为0.010％以上。Al浓度优选为0.015％以上，更优选为0.020％以上。另一方面，如果Al浓度超过0.065％，则抑制剂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，因此使Al浓度为0.065％以下。Al浓度优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。再有，详细说明将在后述，母材钢板中的Al还具有下述功能：与嵌入结构发达的玻璃覆膜反应，形成Al析出物。
(N：0.004％以下)
N是与Al结合而形成作为抑制剂发挥功能的AlN的元素。不过，如果在最终制品中N浓度超过0.004％，则钢板中的N作为AlN析出，使磁滞损耗劣化，因此使N浓度为0.004％以下。N浓度的下限包含0％，但如果想要使N浓度降低至低于0.0001％，则制造成本大幅地上升，因此在实用钢板上，0.001％为实质上的下限。再有，在方向性电磁钢板中，N浓度通过成品退火通常被降低至0.001％左右以下。
(S：0.010％以下)
S是与Mn结合而生成作为抑制剂发挥功能的MnS的元素。不过，如果在最终制品中S浓度超过0.010％，则钢板中的S作为MnS析出，使磁滞损耗劣化，因此使S浓度为0.010％以下。S浓度的下限包含0％，但如果想要使S浓度降低至低于0.0001％，则制造成本大幅地上升，因此在实用钢板上，0.0001％为实质上的下限。再有，在方向性电磁钢板中，S浓度通过成品退火通常被降低至0.005％左右以下。
在母材钢板的成分中，除了上述元素以外的剩余部分为Fe及杂质。杂质为基本上不可避免的杂质，在母材钢板中包含后述的任选添加元素的情况下，杂质除了不可避免的杂质以外，还由这些任选添加元素构成。不可避免的杂质为从钢原料和/或在炼钢过程中不可避免地混入的元素，是在不妨碍本实施方式的方向性电磁钢板的特性的范围被容许的元素。
另外，在母材钢板中，以不妨碍其磁特性并且可提高其他特性为目的，也可以添加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、B：0.0100％以下、Mo：0.1％以下及Bi：0.01％以下中的1种或2种以上作为任选添加元素。这些元素为任选添加元素，浓度的下限也可以为0％。
(Cr：0.30％以下)
Cr是改善脱碳退火的氧化层、对玻璃覆膜形成有效的元素。因此，也可以以0.30％以下的范围将Cr添加到母材钢板中。如果Cr浓度超过0.30％，则显著地阻碍脱碳性，因此Cr浓度的上限优选为0.30％。
(Cu：0.40％以下)
Cu是对提高母材钢板的电阻率以使钢板的电阻率以使铁损降低有效的元素有效的元素。如果C浓度超过0.40％，则铁损降低效果饱和，并且在热轧时成为“铜鳞状折叠”的表面瑕疵的原因，因此C浓度的上限优选为0.40％。
(P：0.50％以下)
P是对提高母材钢板的电阻率以使铁损降低有效的元素。如果P浓度超过0.50％，则在轧制性上产生问题，因此P浓度的上限优选为0.50％。
(Ni：1.00％以下)
Ni是对提高母材钢板的电阻率以使铁损降低有效的元素。另外，Ni也是在控制热轧板的铁组织以使磁特性提高方面有效的元素。但是，如果Ni浓度超过1.00％，则二次再结晶变得不稳定，因此Ni浓度的上限优选为1.00％。
(Sn：0.30％以下、Sb：0.30％以下)
Sn和Sb是众所周知的晶界偏析元素。由于本实施方式的母材钢板含有Al，因此有时根据成品退火的条件，因从退火分离剂中释放的水分而使Al被氧化，在卷材位置处抑制剂强度发生变动。其结果是，有时磁特性在卷材位置处发生变动。作为其对策之一，有通过添加这些晶界偏析元素来防止Al氧化的方法，因此也可以将Sn及Sb各自以0.30％以下的浓度添加至母材钢板中。另一方面，如果这些元素的浓度超过0.30％，则在脱碳退火时Si难以被氧化，玻璃覆膜的形成变得不充分，并且会显著地阻碍脱碳退火性。因此，这些元素的浓度的上限优选为0.30％。
(B：0.0100％以下)
B是与母材钢板中的N结合而形成与MnS复合析出、作为抑制剂发挥功能的BN的元素。对B浓度的下限并无特别限制，如上所述也可以为0％。不过，为了充分地发挥B的添加效果，B浓度的下限优选为0.0005％。B浓度优选为0.001％以上，更优选为0.0015％以上。另一方面，如果B浓度超过0.0100％，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，B浓度优选为0.0100％以下。B浓度优选为0.0080％以下，更优选为0.0060％以下，进一步优选为0.0040％以下。
(Mo：0.1％以下)
Mo是对改善热轧时的表面性状有效的元素。不过，如果Mo浓度超过0.1％，则Mo添加效果饱和，因此Mo浓度的上限优选为0.1％。
(Bi：0.01％以下)
Bi具有使硫化物等析出物稳定以增强作为抑制剂的功能的效果。但是，如果Bi浓度超过0.01％，则Bi会对玻璃覆膜形成造成不良影响，因此Bi浓度的上限优选为0.01％。
(2-3.玻璃覆膜及母材钢板中的氧浓度)
玻璃覆膜及母材钢板中的合计的氧浓度设定为2500ppm以下。几乎全部氧被包含在玻璃覆膜中，钢板中所含的氧为10～100ppm左右。再有，在方向性电磁钢板包含后述的绝缘覆膜的情况下，在从方向性电磁钢板上将绝缘覆膜除去后测定氧浓度。即，绝缘覆膜不包含在氧浓度的测定对象中。绝缘覆膜例如使用氢氧化钠水溶液等来除去。
氧分析法采用下述气体分析手法：将试样放入石墨坩埚内，将试样熔融加热，用红外吸收法测定CO和CO2。
如果氧浓度超过2500ppm，则母材钢板的磁通密度降低(更具体而言，磁铁变少)，铁损劣化。因此，氧浓度的上限设定为2500ppm。对氧浓度的下限并无特别限制，但在氧浓度极端低，为500ppm以下的情况下，事实上，在母材钢板的表面不会形成玻璃覆膜，玻璃覆膜的嵌入结构也不发达。因此，铁损变得低劣。进而，绝缘覆膜密合性也有可能下降。因此，氧浓度优选为超过500ppm，更优选设定为1000ppm以上。再有，氧浓度利用使用了非活性气体熔融法的原理的气体分析装置来测定。在后述的实施例中是通过该方法测定的值。作为使氧浓度成为2500ppm以下的方法，例如可列举出调整脱碳退火条件、特别是露点的方法。例如，通过一边考虑退火时间及退火温度一边调整露点，从而能够使氧浓度成为2500ppm以下。
(2-4.通过GDS得到的Al浓度分布)
在对本实施方式的方向性电磁钢板进行辉光放电发光分析(GDS)的情况下，在板厚方向上观测到Al的发光强度分布(Al浓度分布)。再有，在方向性电磁钢板包含后述的绝缘覆膜的情况下，Al浓度分布是在从方向性电磁钢板上将绝缘覆膜除去后测定的。即，绝缘覆膜不包含在Al浓度分布的测定对象中。采用GDS的测定从玻璃覆膜的表面开始进行。
GDS分析需要根据试样来适当调整条件，该调整对于本领域技术人员而言为通常的实务范围内。因此，GDS的测定条件并无限定，例如使输出功率为35W，以0.01～0.10秒间隔获取数据。
Al浓度分布具有至少2个峰。将各个Al的峰从靠近玻璃覆膜表面的一侧起依次设定为第一峰、第二峰……。在图1中示出了Al浓度分布的一个例子。图1中所示的Al浓度分布具有2个峰、即第一峰1、第二峰2。峰的个数优选为2个。再有，峰彼此可以一部分重叠，也可以分开。
第一峰来自于玻璃覆膜的被覆部分中的Al析出物，第二峰来自于玻璃覆膜的嵌入结构中的Al析出物。成为各峰的来源的Al析出物例如为构成玻璃覆膜的镁橄榄石(Mg2SiO4)的Si被置换为Al的Mg2Al2O4。MgAl2O4与镁橄榄石(Mg2SiO4)的构成元素的组成类似，存在多形的关系，容易生成。不过，Al析出物未必限定于Mg2Al2O4，只要在母材钢板的表层部内构成磁极，则并无特别限制。作为本实施方式中设想的其他Al析出物，可列举出在MgAl2O4中其他元素发生置换型固溶而得到的析出物、Al2O3等。
进而，在将Al的第一峰强度设定为IAl_1、将Al的第二峰强度设定为IAl_2时，满足数学式(1)的关系。
IAl_1＜IAl_2 式(1)
即，第二峰强度变得比第一峰强度大。其中，将各峰强度定义为各峰中的Al发光强度的最高强度(换言之，最高峰高度)。
另外，将数学式(1)变形，第一峰强度与第二峰强度之比也可以低于1。即，满足数学式(1)’的关系。
IAl_1/IAl_2＜1 式(1)’
第一峰强度也可以为0，峰比的下限也可以为0。另外，峰比的下限也可以为0.1以上或超过0.1、0.2以上或超过0.2、0.3以上或超过0.3、0.4以上或超过0.4、0.5以上或超过0.5、0.6以上或超过0.6、0.7以上或超过0.7、0.8以上或超过0.8、0.9以上或超过0.9。
另一方面，一般而言，第二峰强度越强，则峰比越接近1，是优选的。因此，峰比的上限也可以为0.9以下或低于0.9、0.8以下或低于0.8、0.7以下或低于0.7、0.6以下或低于0.6、0.5以下或低于0.5、0.4以下或低于0.4。
(2-5.母材钢板的表层部的结构)
如上所述，第二峰强度变得比第一峰强度大。这是因为：在母材钢板的表层部形成有玻璃覆膜的嵌入结构，如后述详细地进行说明的那样，Al析出物在嵌入结构中大量分布。因此，参照图2及图3对玻璃覆膜的嵌入结构进行说明。如上所述，图2及图3表示本实施方式的方向性电磁钢板的表面状态的一个例子。在这些例子中，方向性电磁钢板包含母材钢板c和在母材钢板c的表面形成的玻璃覆膜a。玻璃覆膜a具有嵌入母材钢板c的嵌入结构，嵌入结构非常发达。嵌入结构包含Al析出物b。
如这些例子中所示那样，在本实施方式的方向性电磁钢板中，在母材钢板的表层部形成有玻璃覆膜的嵌入结构。进而，嵌入结构具有非常复杂的三维网络结构。再有，在图2及图3中Al析出物看起来好像散布地存在，但Al析出物不仅如图2及图3中所示那样地只存在于纸面的平面上(即，与钢板的轧制方向平行的截面上)，而且实际上也在与图2及图3的纸面相交叉的(例如与纸面垂直的)方向(即钢板的板宽方向)上延伸，并且具有与被覆部分相连结的三维网络结构。另外，在图2、图3中嵌入结构看起来好像大致从被覆部分朝向母材钢板的表层部嵌入(即沿板厚方向延伸)，但嵌入结构有时也沿轧制方向和板宽方向延伸。在观察该部分的垂直截面的情况下，可观察到左右(在轧制方向和板宽方向上)长的嵌入结构。
需要说明的是，本实施方式中的“母材钢板的表层部”是指从母材钢板的表面(玻璃覆膜的被覆部分与母材钢板的界面)到母材钢板内的规定深度为止的区域。例如，也可以将形成有玻璃覆膜的嵌入结构的部分作为母材钢板的表层部。其中，母材钢板的表面(玻璃覆膜的被覆部分与母材钢板的界面)大致对应于玻璃覆膜的被覆部分与嵌入结构的边界，该边界能够根据Al浓度分布来区分。另外，关于规定深度，考虑一般的方向性电磁钢板中的玻璃覆膜的厚度，也可以是从玻璃覆膜的表面到板厚中心部方向上的深度为10μm。
进而，嵌入结构的一部分由Al析出物构成。Al析出物在嵌入结构的前端部大量地分布。其中，嵌入结构的前端部在例如图3那样的二维截面内的观察中，是指在钢板内部侧的深度方向上延伸的端部。在图2及图3中也能读取出在嵌入结构的前端部形成了大量的Al析出物。另外，在图2及图3中，看起来好像在母材钢板中以大致球状散布的Al析出物形成于在与纸面相交叉的方向(即钢板的板宽方向)上延伸的嵌入结构的前端。再有，嵌入结构有时在之后会进一步发达，因此Al析出物有时也存在于嵌入结构的前端部以外。嵌入结构的具体的三维网络结构并无特别限制，但嵌入结构越复杂，则大量的Al析出物越在嵌入结构内生成，被捕集在此并滞留。在本实施方式的方向性电磁钢板中，由于嵌入结构形成了非常复杂的三维网络结构，因此大量的Al析出物存在于嵌入结构内。另一方面，Al析出物由于大量形成于嵌入结构中并被捕集在此，因此在玻璃覆膜的被覆部分中没有那么大量地析出。而且，如上所述，在Al浓度分布中，第一峰来自于玻璃覆膜的被覆部分中的Al析出物，第二峰来自于玻璃覆膜的嵌入结构中的Al析出物。因此，在本实施方式的方向性电磁钢板中，第二峰强度变得比第一峰强度大，满足数学式(1)。由此，能够根据Al浓度分布来区分玻璃覆膜的被覆部分与嵌入结构的边界。
Al析出物在母材钢板的表层部形成磁导率与钢板不同的界面。即，嵌入母材钢板的表层部的嵌入结构的Al析出物构成磁极。在本实施方式的方向性电磁钢板中，大量的Al析出物即磁极被形成于母材钢板的表层部，因此磁畴进一步被细化。
再有，作为不满足数学式(1)的情形，例如可列举出嵌入结构不发达、Al析出物的析出量少的情形。将这样的方向性电磁钢板的一个例子示于图4中。图4中的各标记的含义与图2及图3相同。在图4的例子中，嵌入结构几乎没有发达，因此Al析出物几乎只存在于玻璃覆膜内(相当于被覆部分的部分)。这种情况下，嵌入结构不发达，在母材钢板的表层部几乎不形成成为磁极的Al析出物，因此无法享受磁畴细化效果。
(2-6.Al析出物的观察方法)
玻璃覆膜的嵌入结构为嵌入母材钢板的表层部的部分，该嵌入结构中所含的Al析出物大量存在于母材钢板的表层部中的从玻璃覆膜的表面到深度为10μm为止的部分。因此，Al析出物能够通过以下的方法来观察。即，使用光学显微镜、FE-SEM(场致发射型扫描电子显微镜)等观察在母材钢板的表层部的与轧制方向平行的垂直截面中的至少从玻璃覆膜的表面到深度为10μm为止的区域(以下也称为“观察区域”)。接着，使用EDS(能量色散型X射线分光法)、EPMA(电子束显微分析仪)等对观察区域的组成进行分析。由此，能够鉴定观察区域内的Al析出物。例如，能够测定后述的Al析出物的尺寸、析出频率。再有，关于析出频率，例如可以拍摄多张观察区域的照片，将于各照片中测定的析出频率进行算术平均。
(2-7.Al析出物的尺寸及析出频率)
优选的是，在上述观察区域内，当量圆直径为1μm以上的Al析出物在轧制方向上以平均50个/mm以上的频率散布。在这种情况下，能够进一步提高磁畴细化效果。
据认为：当量圆直径低于1μm的Al析出物的存在虽然不会对母材钢板的特性产生不良影响，但这样的Al析出物难以有助于磁畴细化效果。Al析出物的当量圆直径的上限并无特别限制。不过，如果Al析出物过大，则有可能Al析出物的个数密度会相对降低，铁损改善效果降低，因此例如当量圆直径优选为10μm以下。
如果Al析出物的析出频率少于50个/mm，则磁极的产生频率下降，因此磁畴细化效果有可能略有降低。析出频率的上限并无特别限制，但如果析出频率过多，则Al析出物有可能阻碍磁畴壁移动本身。这种情况下，反而有可能损害铁损，因此析出频率优选为100个/mm以下。
如以上所述，根据本实施方式的方向性电磁钢板，在将Al的第一峰强度设定为IAl_1、将Al的第二峰强度设定为IAl_2的情况下，满足数学式(1)的关系。在满足数学式(1)的条件的情况下，玻璃覆膜的嵌入结构显著地发达，大量的Al析出物在嵌入结构、换言之在母材钢板的表层部内形成。由于这些Al析出物构成磁极，因此通过这些Al析出物能够充分地提高磁畴细化效果。对于本实施方式的方向性电磁钢板，也可以进一步实施后述的磁畴控制。因此，根据本实施方式，磁畴控制前的铁损进一步改善，并且即使是在无法充分地获得铁损改善效果的耐热性的磁畴控制中，也能够充分地获得铁损改善效果。
＜3.方向性电磁钢板的制造方法＞
接下来，对本实施方式的方向性电磁钢板的制造方法的一个例子进行说明。再有，本实施方式的方向性电磁钢板的制造方法并不限于以下说明的制造方法，只要是能够制造本实施方式的方向性电磁钢板的制造方法，则可以是任何的制造方法。
(3-1.制造方法的概要)
本实施方式的方向性电磁钢板的制造方法包含：钢板坯准备工序、再加热工序、热轧工序、热轧板退火工序、冷轧工序、脱碳退火工序、氮化处理工序、退火分离剂涂布工序、成品退火工序、纯化退火工序、及冷却工序。以下对各工序详细地进行说明。
(3-2.钢板坯准备工序)
在该工序中，准备钢板坯。具体而言，例如采用转炉或电炉等将钢熔炼。将由此得到的钢水根据需要进行了真空脱气处理后，进行连续铸造或铸锭后开坯轧制。由此得到钢板坯。钢板坯的厚度并无特别限制，通常以150～350mm的范围、优选220～280mm的厚度来铸造。不过，钢板坯也可以为30～70mm的厚度范围的所谓薄板坯。在使用薄板坯的情况下，具有下述优点：在制造热轧板时不必进行粗加工至中间厚度。
其中，钢板坯的化学成分除了N的质量％以外，与上述的母材钢板相同。在此只对N的质量％进行说明。
(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。不过，N也是在冷轧时在钢板中形成泡疤(空孔)的元素。N的质量％低于0.004％时，AlN的形成变得不充分，因此使N浓度为0.004％以上。优选为0.006％以上，更优选为0.007％以上。如果N浓度超过0.012％，则有可能在冷轧时在钢板中形成大量的泡疤，因此N浓度设定为0.012％以下。
(3-3.再加热工序)
在该工序中，将钢板坯再加热。钢板坯的再加热温度优选1280℃以下。在再加热温度超过1280℃的情况下，熔融氧化皮量增多。进而，MnS在钢板坯中完全固溶，在之后的工序中微细地析出，因此需要将用于得到所期望的一次再结晶粒径的脱碳退火温度设定为超过900℃。因此，在本实施方式中，优选将钢板坯在1280℃以下进行再加热。再加热温度的下限值并无特别限制，例如也可以为1100℃。
(3-4.热轧工序、热轧板退火工序)
在热轧制(热轧)工序中，将再加热后的钢板坯进行热轧。在热轧板退火工序中，通过将由上述热轧工序得到的热轧板加热到1000～1150℃的第1段温度，从而使铁组织再结晶。接着，将热轧板在850～1100℃且比第1段温度低的第2段温度中进行退火。该热轧板退火工序主要以在热轧时产生的不均匀组织的均匀化为目的来进行。
即，为了使在热轧时产生的不均匀的铁组织在最终冷轧前均匀化，在本实施方式中，必须进行1次以上的退火。这种情况下的第1段温度的上限值对抑制剂造成大的影响。例如，在第1段温度超过1150℃的情况下，抑制剂在之后的工序中微细地析出。因此，使第1段温度的上限为1150℃。另一方面，在第1段温度低于1000℃的情况下，再结晶不充分，不能将热轧后的铁组织均匀化。因此，使第1段温度的下限为1000℃。第2段温度的上限值也对抑制剂造成大的影响。例如，在第2段温度超过1100℃的情况下，抑制剂在之后的工序中微细地析出。因此，使第2段温度的上限为1100℃。在第2段温度低于850℃的情况下，不会生成γ相，因此不能进行铁组织的均匀化。因此，使第2段温度的下限为850℃。进而，第2段温度需要控制为比第1段温度低的值。
(3-5.冷轧工序)
在进行了热轧板退火工序后，对热轧板实施1次冷轧或夹有中间退火的2次以上的冷轧制(冷轧)。由此，制作最终冷轧板。各冷轧可以在常温下进行，也可以是将钢板温度提高到比常温高的温度例如200℃左右来进行轧制的温轧。
(3-6.脱碳退火工序)
在脱碳退火工序中，包含下述工序：首先将冷轧工序后的钢板(冷轧板)从入侧温度t0℃加热至比入侧温度高的均热温度t2为止的加热工序；和将冷轧板的温度在均热温度t2℃中维持规定时间的均热工序。脱碳退火工序在湿润气氛中进行。其中，入侧温度t0℃为将冷轧板导入退火炉时的温度，为大致600℃以下。均热温度设定为700～900℃的范围内的温度。
以钢中碳的除去和将一次再结晶粒径控制为所期望的粒径为目的，进行脱碳退火的均热工序(将700～900℃的温度维持规定时间的过程)。均热工序例如优选的是，在700℃～900℃的温度范围的均热温度t2℃中，以一次再结晶粒径成为15μm以上那样的时间来进行。如果均热温度t2℃低于700℃，则不能实现所期望的一次再结晶粒径，如果均热温度t2超过900℃，则一次再结晶粒径超过所期望的粒径。
在脱碳退火工序中，通过控制加热过程中的加热速度，从而能够控制一次再结晶织构(具体而言，织构内的晶体取向)。在一次再结晶织构中，优选减少{111}取向晶粒、{411}取向晶粒和高斯取向晶粒增加。再结晶的容易性根据晶体取向而异，{411}取向晶粒在100℃/秒附近的加热速度下最容易再结晶，另外，高斯取向晶粒变得容易与加热速度成比例地进行再结晶。因此，在本实施方式中，优选的是，对于从钢板温度为600℃以下的t0℃到处于700～900℃的范围的t2℃(均热带中的温度)为止的加热速度HR1，以40℃/秒以上、优选75℃/秒以上、更优选75～125℃/秒的加热速度进行加热。由此，能够减少{111}取向晶粒，增加{411}取向晶粒和高斯取向晶粒。再有，详细说明将在后述，通过将t0～t2的温度范围的加热速度HR1控制在40℃/秒以上，能够在钢板的表层部使SiO2生成并发达。即，能够在钢板的表层部形成大量包含SiO2的内部氧化层。再有，HR1为从t0℃到t2℃为止的平均加热速度，也可以有时在加热过程的一部分中加热速度发生变动、暂时地成为例如低于40℃/秒。
进而，在加热工序中，也可以在前半段和后半段使加热速度变化。
在一个实施方式中，脱碳退火工序包含下述工序：将冷轧板从600℃以下的入侧温度t0℃加热至比入侧温度t0℃高的均热温度t2℃为止的加热工序、和将冷轧板的温度在均热温度t2℃中维持的均热工序，在脱碳退火工序的加热工序中，可以使冷轧板的温度从入侧温度t0℃直至到达700～900℃的范围内且比均热温度t2℃低的到达温度t1℃为止的加热速度hr1为40℃/秒以上，使冷轧板的温度从到达温度t1℃直至到达均热温度t2℃为止的加热速度hr2为超过15℃/秒且为30℃/秒以下。
具体而言，如图5中所示那样，可以使冷轧板的温度从入侧温度t0℃直至到达700～900℃的范围内且比均热温度t2℃低的到达温度t1℃为止(即，快速加热温度范围)的加热速度hr1为40℃/秒以上，进而，使冷轧板的温度从到达温度t1℃直至到达均热温度t2℃为止的加热速度hr2为超过15℃/秒且为30℃/秒以下。到达温度t1℃可以在满足上述的条件的范围内任意地设定，但通过使到达温度t1℃成为钢板的居里点(750℃)以下，能够采用感应加热装置来进行入侧温度t0℃～到达温度t1℃的温度范围(快速加热温度范围)内的加热。
其中，加热速度hr1为40℃/秒以上，优选也可以为75～125℃/秒。
在本实施方式中，使冷轧板的温度从入侧温度t0℃直至到达均热t1℃为止的加热速度hr1为40℃/秒以上。由此，能够减少{111}取向晶粒，增加{411}取向晶粒和高斯取向晶粒。加热速度hr1优选为75℃/秒以上，更优选为75～125℃/秒。
进而，在本实施方式中，可以使冷轧板的温度从到达温度t1℃直至到达均热温度t2℃为止的加热速度hr2为超过15℃/秒且为30℃/秒以下。加热速度hr2的下限值优选为16℃/秒。这样一来，在本实施方式中，可以使冷轧板的温度到达至到达温度t1℃以后的加热速度hr2为超过15℃/秒且为30℃/秒以下这样的比较高的值。由此，能够得到{411}取向晶粒和高斯取向晶粒的频率高、并且高斯取向晶粒的晶体粒径为大径化的一次再结晶粒织构。其结果是，在之后的成品退火的二次再结晶中二次再结晶粒径发生小径化，因此可得到铁损良好的方向性电磁钢板。
其中，在将加热速度hr2控制在超过15℃/秒且为30℃/秒以下的情况下可获得上述的效果的理由尚不清楚，但本发明的发明者认为其理由如下所述。即，在从快速加热的到达温度t1℃到处于700～900℃的均热温度t2℃为止的温度范围中，发生未再结晶粒的再结晶和已完成了再结晶的晶粒的晶粒生长。在均热温度t2℃时，未再结晶粒全部成为了再结晶粒。之后，在均热温度t2℃中的均热工序(均热退火)中，再结晶粒进入晶粒生长模式，晶体粒径小的取向晶粒被蚕食，晶体粒径大的取向晶粒发生大径化。其中，高斯取向晶粒在到达温度t1℃以下时完成了再结晶。通过将从到达温度t1℃到均热温度t2℃为止的加热速度hr2控制在超过15℃/秒且为30℃以下、优选为16℃/秒～30℃/秒，从而可促进已完成了再结晶的高斯取向晶粒的晶粒生长。即，在均热工序的开始时高斯取向晶粒已成为了大径化的结晶粒，因此在均热工序中能够以不被其他取向晶粒蚕食的方式存在。
其中，在加热速度hr2为15℃/秒以下的情况下，在到达温度t1℃以后进行再结晶的取向的晶粒的生长与高斯取向晶粒的生长发生冲突，高斯取向晶粒不能充分地晶粒生长。其结果是，在一次再结晶粒织构中高斯取向晶粒的频率降低，得不到具有良好的铁损特性的电磁钢板。另一方面，在加热速度hr2超过30℃/秒的情况下，在一次再结晶粒织构中高斯取向晶粒的频率、晶体粒径极端地变大，组织整体的晶粒规整性(均匀性)显著受损。因此，得不到稳定的二次再结晶，结果铁损特性劣化。
另外，也可以使hr2的上限为25℃以下或低于25℃。hr2的范围如后述中详述那样，能够采用各种加热装置加热，但如果hr2变大而使均热温度t2超出规定，则有时会导致之后的二次再结晶不良。因此，通过使hr2的上限为25℃以下或低于25℃，能够防止使均热温度t2超出规定，是优选的。
(3-6-1.脱碳退火工序中的加热方法)
脱碳退火的加热过程中的加热可以采用感应加热来进行。在这种情况下，可获得下述效果：加热速度的自由度高、能够与钢板非接触地加热、进而在脱碳退火炉内的设置比较容易等。
特别是，在加热工序中，当在前半段和后半段使加热速度变化、到达温度t1℃成为钢板的居里点即750℃以下的情况下，只凭感应加热装置就能够将冷轧板从入侧温度t0℃快速加热至到达温度t1℃。
另一方面，从到达温度t1℃到均热温度t2℃为止的加热及之后的均热工序中的均热处理例如可以利用使用了辐射管等辐射热源的加热装置来进行。就感应加热装置而言，居里点以后的加热是困难的，但如果是使用了辐射热源的加热装置，则即使是这样的温度范围也能够稳定地加热冷轧板。进而，采用辐射热的加热也具有下述优点：在加热速度hr2的范围内(比加热速度hr1慢的范围内)容易控制。
当然，加热方法并无特别限定。加热方法除了上述的方法以外，也可以是利用新的激光器、等离子体等高能热源的方法、利用通电加热装置的方法等。也可以将它们适当地组合。不过，通过利用感应加热装置或使用了辐射热源的加热装置，从而具有下述优点：加热装置不会与冷轧板直接接触就能够将冷轧板加热。
其中，对HR1、HR2(后述)、hr1、hr2等加热速度的测定方法并无特别限定，例如可以通过使用辐射温度计等来测定钢板温度而算出。不过，在钢板温度t0、t1、t2等的测定困难、HR1、HR2、hr1、hr2等的开始、结束点的准确位置的推定困难的情况下，也可以通过类推升温过程的各个加热模式来推定这些位置。
(3-7.氮化处理工序)
在脱碳退火后，对钢板实施氮化处理，以使钢板的氮浓度成为40ppm～1000ppm。氮化处理后的钢板的氮浓度低于40ppm时，在钢板内AlN不会充分地析出，AlN不会作为抑制剂发挥功能。因此，使钢板的氮浓度为40ppm以上。另一方面，在钢板的氮浓度超过1000ppm的情况下，在成品退火中二次再结晶完成后也在钢板内过量地存在AlN。这样的AlN成为铁损劣化的原因。因此，使钢板的氮浓度为1000ppm以下。
(3-8.退火分离剂涂布工序)
在氮化处理工序后，在钢板的表面涂布退火分离剂。后述的成品退火有时会在将钢板卷取成卷材状的状态下进行。当在这样的状态下进行了成品退火的情况下，有时卷材会发生热粘而变得难以将卷材开卷。因此，在本实施方式中，按照在成品退火后能够将卷材开卷的方式来涂布退火分离剂。其中，退火分离剂的主成分为MgO，退火分离剂中的MgO在成品退火时与内部氧化层中的SiO2发生固相反应，生成镁橄榄石(Mg2SiO4)，形成玻璃覆膜。
(3-9.成品退火工序)
成品退火工序是也被称为二次再结晶退火工序的退火，是促进铁组织的二次再结晶的处理。在成品退火工序中，将钢板加热到后述的1200℃左右。其中，在加热过程中，优选的是，至少在1000℃～1100℃的温度范围中，使加热速度HR2为15℃/小时以下。另外，代替加热速度的控制，在1000℃～1100℃的温度范围内保持10小时以上也是有效的。即，使该温度范围中的加热速度极其缓慢。由此，能够促进高斯取向的优先生长(二次再结晶)。在加热速度HR2过快(超过15℃/小时)的情况下，高斯取向以外的晶体取向的晶粒生长。其他温度范围中的加热速度并无特别限制，只要是与现有的成品退火相同的程度即可。
成品退火工序在氮氢的混合气氛中进行。进而，在本实施方式中，进行使氮浓度(氮分压)在加热过程中阶段性地下降的控制。具体而言，在将700～900℃的温度范围设定为T2、将800～1000℃的温度范围设定为T3、将900～1200℃的温度范围设定为T4的情况下，使从室温到T2为止(T2以下)的氮分压P0为60～90％，使从T2到T3为止(超过T2且为T3以下)的氮分压P1为40～60％，使从T3到T4为止(超过T3且为T4以下)的氮分压P2为10～40％。此时，设定为T2＜T3＜T4且P0＞P1＞P2。详细说明将在后述，通过这样地使氮分压阶段性地下降，从而能够使玻璃覆膜的嵌入结构显著地发达。再有，在使T4成为比1200℃低的温度的情况下，T4～1200℃的氮分压P2成为0％(氢分压为100％)。
(3-10.纯化退火工序)
在继成品退火工序之后的纯化退火工序中，通过在二次再结晶完成后进行纯化，从而进行作为抑制剂利用的析出物(AlN、MnS等)的无害化。由此，变得能够降低最终磁特性中的磁滞损耗。在纯化退火工序中，例如优选在氢气氛下、1200℃下进行10小时以上的钢板的保持。
(3-11.冷却工序)
在纯化退火工序后，将钢板冷却。其中，优选使1200～1000℃的温度范围(T5)的冷却速度(降温速度)CR为30～100℃/小时。冷却速度CR更优选为30～50℃/小时。详细说明将在后述，通过降低冷却速度CR，从而能够使嵌入结构进一步发展。
通过上述的工序，能够制作本实施方式的方向性电磁钢板。再有，通过上述的各工序能够制作本实施方式的方向性电磁钢板的理由尚不明确，但本发明的发明者认为其理由大致如下所述。
首先，在脱碳退火工序的加热过程中，通过将t0～t2的温度范围中的加热速度HR1控制在40℃/秒以上，从而能够在成品退火前的钢板的表层部形成大量包含SiO2的内部氧化层。
接着，在成品退火工序中，通过退火分离剂中的MgO与内部氧化层中的SiO2发生固相反应，从而生成镁橄榄石(Mg2SiO4)。然后，镁橄榄石在钢板的表面集聚，成为玻璃覆膜。由此，在钢板(母材钢板)的表面形成玻璃覆膜。其中，如上所述，在成品退火工序中，在700～1200℃中使氮分压从高分压向低分压阶段性地下降。由此，退火分离剂中的MgO与在内部氧化层中的更深位置处存在的SiO2一起稳定地反应，生成镁橄榄石。即，玻璃覆膜嵌入母材钢板的表层部内，形成嵌入结构。进而，通过所生成的镁橄榄石进行奥斯特瓦尔德生长，从而嵌入结构发达。具体而言，嵌入结构的三维网络结构复杂化，进而，构成嵌入结构的枝干变粗。
另一方面，在大约1000℃以上的温度时，作为母材钢板内的抑制剂的AlN朝向玻璃覆膜侧上浮，与此同时N分离。然后，到达嵌入结构的前端部的Al与嵌入结构中的镁橄榄石反应，生成Al析出物(MgAl2O4等)。该Al析出物被嵌入结构捕集并滞留在此。进而，在冷却工序中，通过将1200～1000℃的温度范围(T5)的冷却速度CR控制在30～100℃/小时的范围内，从而促进构成嵌入结构的Al析出物的奥斯特瓦尔德生长，嵌入结构进一步发达。其中，Al析出物的枝干复杂化，并且变粗。在该嵌入结构中大量分布的Al析出物相当于Al浓度分布的第二峰。再有，从作为母材钢板内的抑制剂的AlN中分离的Al大多会在嵌入结构中生成Al析出物，但分离的Al的一部分到会达至不是玻璃覆膜的嵌入结构的部位即被覆部分，在玻璃覆膜的被覆部分中生成Al析出物。在该玻璃覆膜中存在的Al析出物相当于Al浓度分布的第一峰。因此，与来自于玻璃覆膜的Al析出物的第一峰相比，来自于嵌入结构的Al析出物的第二峰变大。即，按照满足数学式(1)的方式，Al析出物在嵌入结构中生长，在母材钢板的表层部内发达。图2及图3表示嵌入结构发达(即，满足数学式(1))的例子，图4表示嵌入结构不发达(即，不满足数学式(1))的例子。
其中，冷却速度CR越低，则嵌入结构越发达。即，冷却速度CR越低，则Al析出物的析出频率越增大，乃至成为50个/mm以上。
在进行了上述各工序后，也可以进一步进行绝缘覆膜涂层工序及磁畴控制工序。
(3-12.绝缘覆膜涂层)
在冷却工序后的钢板表面进一步涂布绝缘覆膜涂层，进行烧结。对于绝缘覆膜的种类，并无特别限定，现有公知的所有绝缘覆膜都适合于本实施方式的方向性电磁钢板。作为绝缘覆膜的例子，可列举出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覆膜。这种情况下，作为磷酸盐，例如可列举出Ca、Al、Sr等磷酸盐。其中，更优选磷酸铝盐。胶体二氧化硅并无特别限定，其粒子尺寸也可以酌情使用。特别优选的粒子尺寸(平均粒径)为200nm以下。即使粒子尺寸低于100nm在分散方面也无问题，但制造成本升高，有时不现实。如果粒子尺寸超过200nm，则有时会在处理液中沉降。
优选的是，通过采用辊涂机等湿式涂布方法将绝缘覆膜涂层液涂布于钢板表面，在大气气氛中、于800～900℃的温度下烧结10～60秒，从而形成张力绝缘覆膜。
(3-13.磁畴控制工序)
磁畴控制工序的具体处理方法并无特别限制，例如通过采用使用激光照射、电子束、蚀刻、齿轮的槽形成法来实施磁畴控制，从而可获得更低的铁损。再有，如上所述，即使是在磁畴控制前，就本实施方式的方向性电磁钢板而言，铁损也大幅地改善。因此，即使是在假设进行无法充分地获得铁损改善效果的耐热性的磁畴控制的情况下，也能够充分地获得铁损改善效果。
实施例
接下来，对本发明的实施例进行说明。需要说明的是，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，实现本发明的目的，则本发明可采用各种条件。
＜1.实施例1＞
在实施例1中，将表1中所示的成分组成的钢板坯加热至1150℃后供于热轧，制成板厚为2.6mm的热轧板。接着，对于该热轧板，使第1段温度为1100℃、使第2段温度为900℃，实施热轧板退火。接着，对热轧板实施一次冷轧或夹有中间退火的多次冷轧，制作最终板厚为0.23mm的冷轧板。
[衷1]
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接着，对最终板厚成为0.23mm的冷轧板实施了脱碳退火和氮化处理(使钢板的氮量增加的退火)。脱碳退火中的加热速度HR1设定为100℃/秒。加热方式设定为辐射管方式。其中，t0为550℃，t2设定为840℃。另外，在均热带中，将温度t2维持了100秒。另外，氮浓度设定为200～250ppm的范围，采用JIS G 1228中记载的手法分析。
然后，在钢板的表面涂布以氧化镁(MgO)作为主成分的退火分离剂，进行了成品退火。在成品退火工序中，将钢板加热到1200℃。其中，使1000～1100℃的温度范围中的加热温度为10℃/小时。进而，关于退火气氛，使直至800℃为止(直至T2为止)的氮分压P0为80％，使直至1000℃为止(直至T3为止)的氮分压P1为50％，使直至1200℃为止(直至T4为止)的氮分压P2为20％。不过，比较例b10、b11的退火气氛设定为后述的气氛。纯化在1200℃下进行了10小时。
在之后的冷却工序中，使从1200℃到1000℃的温度范围(T5)的冷却速度CR为60℃/小时，将钢板冷却。不过，比较例b12、b13的冷却速度CR设定为后述的值。通过以上的工序制作了方向性电磁钢板。
接着，测定方向性电磁钢板的氧浓度，进而，采用GDS测定了Al浓度分布。其中，氧浓度采用JIS G 1239中记载的手法分析。GDS采用35W的输出功率，以0.01秒间隔取得了数据。将其结果示于表2中。
然后，在钢板上涂布由磷酸盐和胶体二氧化硅制成的水系涂布液，在空气中800℃下烧结了60秒。由此，在钢板的表面(更具体而言，玻璃覆膜的表面)形成了张力绝缘覆膜。接着，对赋予了张力绝缘覆膜的方向性电磁钢板的铁损W17/50(在1.7T、50Hz的励磁条件下测定的能量损失)进行了测定。测定是基于JIS C 2550来实施的。将其结果示于表2中。
[表2]
Figure BDA0003553044310000261
在全部满足本实施方式的方向性电磁钢板的要件(成分组成、氧浓度、有关Al浓度分布的数学式(1))的发明例B1～B17中，获得了铁损为0.85W/kg以下的良好的磁特性。
另一方面，就比较例b1、b2、b4、b5而言，由于使用了一部分成分组成的质量％在本实施方式的范围外的钢板坯，因此没有二次再结晶，铁损超过1.0W/kg，显著低劣。就比较例b3、b9而言，由于使用了一部分成分组成的质量％低于本实施方式的范围的钢板坯，因此固有电阻小，铁损低劣，为0.9W/kg以上。就比较例b6、b7而言，由于使用了一部分成分组成的质量％超过本实施方式的范围的钢板坯，因此残留杂质，铁损低劣，为0.9W/kg以上。就比较例b8而言，由于使用了一部分成分组成的质量％在本实施方式的范围外的钢板坯，因此再加热后的钢板脆化，不得不中止轧制。比较例b10、b11关于成品退火的气氛，使直至800℃为止(直至T2为止)的氮分压P0为50％，使直至1000℃为止(直至T3为止)的氮分压P1为50％，使直至1200℃为止(直至T4为止)的氮分压P2为50％。即，使氮分压恒定。因此，玻璃覆膜的嵌入结构不发达，铁损低劣，为超过0.85W/kg。比较例b12、b13在成品退火后的冷却工序中，使从1200℃到1000℃的温度范围(T5)的冷却速度CR为150℃/小时。因此，玻璃覆膜的嵌入结构、特别是Al析出物不发达，铁损低劣，为超过0.85W/kg。
＜2.实施例2＞
在实施例2中，将表1中所示的成分组成的钢板坯加热至1150℃后供于热轧，制成板厚为2.6mm的热轧钢板。接着，对于该热轧板，使第1段温度为1100℃、使第2段温度为900℃，实施热轧板退火。接着，对热轧板实施一次冷轧或夹有中间退火的多次冷轧，制作最终板厚为0.23mm的冷轧板。
接着，对最终板厚成为0.23mm的冷轧钢板实施了脱碳退火和氮化处理(使钢板的氮量增加的退火)。脱碳退火中的加热速度HR设定为100℃/秒。加热方式设定为辐射管方式。其中，t0为580℃，t2设定为860℃。另外，在均热带中，将温度t2维持了120秒。另外，氮浓度设定为220～260ppm的范围，采用JIS G 1228中记载的手法分析。
然后，在钢板的表面涂布以氧化镁(MgO)作为主成分的退火分离剂，进行了成品退火。在成品退火工序中，将钢板加热到1200℃。其中，使1000～1100℃的温度范围中的加热温度为10℃/小时。其中，对于每个发明例，变更了退火气氛及之后的冷却工序中的冷却速度CR。具体而言，关于发明例C1～C3(参照表3)的退火气氛，使直至800℃为止(直至T2为止)的氮分压P0为90％，使直至1000℃为止(直至T3为止)的氮分压P1为60％，使直至1200℃为止(直至T4为止)的氮分压P2为30％。在之后的冷却工序中，使从1200℃到1000℃的温度范围(T5)的冷却速度CR为100℃/小时。
另一方面，关于发明例C4～C17(参照表3)的退火气氛，使直至800℃为止(直至T2为止)的氮分压P0为75％，使直至1000℃为止(直至T3为止)的氮分压P1为50％，使直至1200℃为止(直至T4为止)的氮分压P2为30％。另外，使从1200℃到1000℃的温度范围(T5)的冷却速度CR为40℃/小时。
然后，与实施例1同样地测定方向性电磁钢板的氧浓度，进而采用GDS测定了Al浓度分布。其中，氧浓度采用JIS G 1239中记载的手法分析。进而，在实施例2中，也进行了方向性电磁钢板的截面观察。具体而言，用光学显微镜拍摄了在母材钢板的表层部的与轧制方向平行的垂直截面中的从玻璃覆膜的表面到深度为10μm为止的区域即观察区域。拍摄时的倍率设定为400倍，对每个试样，拍摄了10张图像。接着，通过采用SEM-EDS对各图像中的观察区域的组成进行分析，从而鉴定了观察区域内的组成。由各个10张图像中测定当量圆直径为1μm以上的Al析出物的析出频率(轧制方向的析出频率)，通过将它们进行算术平均，从而算出了各试样中的Al析出物的析出频率(个数频率)。将它们的结果示于表3中。
然后，在钢板上涂布由磷酸盐和胶体二氧化硅制成的水系涂布液，在空气中800℃下烧结60秒。由此，在钢板的表面(更具体而言，玻璃覆膜的表面)形成了张力绝缘覆膜。接着，对赋予了张力绝缘覆膜的方向性电磁钢板的铁损W17/50(在1.7T、50Hz的励磁条件下测定的能量损失)进行了测定。测定是基于JIS C 2550来实施的。将其结果示于表3中。
[表3]
Figure BDA0003553044310000291
Al析出物的析出频率满足50个/mm以上的发明例C4～C17的铁损与Al析出物的析出频率低于50个/mm的发明例C1～C3相比，均更为良好，为0.80W/kg以下。再有，据推定，发明例C4～C17中的冷却速度比发明例C1～C3的冷却速度低，因此获得了这样的结果。
以上，参照附图对本发明的优选的实施方式详细地进行了说明，但本发明并不限于这样的例子。如果是具有本发明所属的技术领域中的通常知识的人，则显而易见能够在权利要求书中记载的技术构思的范畴内想到各种变形例或修正例，对于这些，当然理解为也属于本发明的技术范围。
符号说明
1：Al的第一峰
2：Al的第二峰
a：玻璃覆膜(Mg2SiO4)
b：Al析出物
c：母材钢板

Claims (2)

1.一种方向性电磁钢板，其特征在于，包含：母材钢板；和在所述母材钢板的表面形成的玻璃覆膜，
其中，所述母材钢板作为化学成分，以质量％计含有C：0.010％以下、Si：2.00～4.00％、Mn：0.05～1.00％、Al：0.010～0.065％、N：0.004％以下、S：0.010％以下，剩余部分由Fe及杂质构成，
所述玻璃覆膜及所述母材钢板中所含的氧浓度为2500ppm以下，
通过从所述玻璃覆膜的表面对所述方向性电磁钢板进行辉光放电发光分析即GDS而得到的Al的浓度分布具有至少2个峰，
在将各个Al的峰从靠近所述玻璃覆膜表面的一侧起依次设定为第一峰、第二峰，将Al的第一峰的强度设定为IAl_1，将Al的第二峰强度设定为IAl_2时，满足数学式(1)的关系，
IAl_1＜IAl_2 式(1)。
2.根据权利要求1所述的方向性电磁钢板，其特征在于，在所述母材钢板的表层部的与轧制方向平行的垂直截面中的、从所述玻璃覆膜的表面到板厚中心部方向上的深度为10μm为止的范围内的区域中，当量圆直径为1μm以上的含有Al的析出物在轧制方向上以平均50个/mm以上的频率散布。
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