JP7010306B2 - 方向性電磁鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、変圧器や発電機等の鉄心材料として使用する、被膜密着性に優れた方向性電磁鋼板に関する。特に、強曲げ加工性に優れ、巻鉄心の製造性が優れた方向性電磁鋼板に関する。
本願は、２０１８年１月２５日に、日本に出願された特願２０１８－０１０３０１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

方向性電磁鋼板は、軟磁性材料であり、変圧器（トランス）等の電気機器の鉄心等に用いられる。方向性電磁鋼板は、７質量％以下程度のＳｉを含有し、結晶粒が、ミラー指数で｛１１０｝＜００１＞方位に高度に集積している鋼板である。方向性電磁鋼板の満たすべき特性としては、交流で励磁したときのエネルギー損失、即ち、鉄損が小さいことが挙げられる。

近年、地球温暖化などの世界的な環境問題への意識の高まりにより、方向性電磁鋼板を使用する変圧器の効率規制が実施されつつある。従来、ローグレードの方向性電磁鋼板を使用してきた用途、特に、巻鉄心変圧器において、厳格な効率規制が実施されつつあり、よりハイグレードの方向性電磁鋼板を使用する動きが広がりつつある。このため、方向性電磁鋼板には、低鉄損化の要請が強まっている。

巻鉄心に使用する方向性電磁鋼板に要求される特性は、上述の理由から、（Ａ）低鉄損であることに加えて、（Ｂ）強曲げ加工部でグラス被膜（一次被膜と呼称する場合がある）が剥離しないことである。巻鉄心は、長尺の鋼板をコイル状に巻いて製造されるので、鋼板においては、内周側の曲率半径が小さくなって、強曲げ加工となり、一次被膜が母材鋼板から剥離するという課題がある。

上記（Ａ）に関して、方向性電磁鋼板の鉄損を低減するためには、結晶粒の方位制御が重要で、二次再結晶という異常粒成長現象を利用する。二次再結晶を適確に制御するためには、二次再結晶前の一次再結晶で得られる組織（一次再結晶組織）を適確に形成すること、及び、インヒビターという微細析出物又は粒界偏析元素を適切に析出させることが重要である。

インヒビターは、二次再結晶において、一次再結晶組織中の｛１１０｝＜００１＞方位以外の結晶粒の成長を抑制し、｛１１０｝＜００１＞方位の結晶粒を優先的に成長させる機能を有するので、インヒビターの種類及び量の調整は、特に重要である。

インヒビターに関しては、多くの研究結果が開示されている。なかでも、特徴的な技術として、Ｂをインヒビターとして活用する技術がある。例えば、特許文献１及び２には、インヒビターとして機能する固溶Ｂが、｛１１０｝＜００１＞方位の発達に有効であることが開示されている。

特許文献３及び４には、Ｂを添加した材料に対して冷間圧延以降の工程で窒化処理をすることで微細なＢＮが形成されることと、形成された微細なＢＮがインヒビターとして機能して、｛１１０｝＜００１＞方位の発達に寄与することと、が開示されている。

特許文献５には、熱間圧延工程でＢＮの析出を極力抑制する一方で、その後の焼鈍時の昇温過程で極めて微細なＢＮを析出させることと、そのようにして析出した極めて微細なＢＮがインヒビターとして機能することと、が開示されている。
特許文献６及び７には、熱間圧延工程でＢの析出形態を制御することで、インヒビターとして機能させる方法が開示されている。

これらの文献では、Ｂを鋼成分として添加してインヒビターとして活用する技術が開示されている。これらの文献には、該文献に開示されている技術により、二次再結晶後に｛１１０｝＜００１＞方位が高度に発達することでヒステリシス損が小さくなるので、低鉄損の方向性電磁鋼板が得られると開示されている。しかしながら、これらの文献では、被膜密着性（一次被膜と母材鋼板との密着性）に関しては言及されていない。

上記（Ｂ）に関しては、特許文献８に、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：２．０～８．０％、及び、Ｍｎ：０．００５～３．０％を含み、かつ、Ａｌ≦１００ｐｐｍ、Ｎ≦５０ｐｐｍ、Ｓ≦５０ｐｐｍ、Ｓｅ≦５０ｐｐｍに抑制した成分組成のフォルステライト被膜付き方向性電磁鋼板において、板厚表面から中心にわたる成分分析にて、表面からのＳｒピーク位置の距離ｔ（Ｓｒ）とＭｇピーク位置の距離ｔ（Ｍｇ）とし、ｔ（Ｓｒ）≧ｔ（Ｍｇ）を満足するように調整して、フォルステライト被膜の密着性を改善する方法が開示されている。

しかしながら、特許文献８に記載の方向性電磁鋼板は、インヒビター成分を含有していない。また、特許文献８では、Ａｌ系のインヒビターを用いた場合に生じる一次被膜の密着性の劣化については、何ら記載されていない。
また、特許文献８には、インヒビターとしてＢを用いる技術（特許文献１～７に開示されている技術）とＡｌ系のインヒビターを用いる技術とを組み合わせることで、一次被膜の密着性を改善する方法に関しては、何ら記載されていない。

Ａｌ系インヒビターをベースとした方向性電磁鋼板の被膜密着性の改善については、特許文献９に、質量％で、Ｓｉ：２～７％を含有し、鋼板の表面にフォルステライトを主成分とする一次被膜を有する、ＡｌＮをインヒビターとした一方向性電磁鋼板であって、該一次被膜中に、Ｃａ、Ｓｒ、又は、Ｂａの中から選ばれる１種以上の元素と、希土類金属元素と、硫黄とを含む硫化化合物を含有することを特徴とする被膜密着性に優れた一方向性電磁鋼板が開示されている。

特許文献１０には、表面にフォルステライトを主成分とする一次被膜を有し、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．８～７．０％、Ｍｎ：０．０２～０．３０、Ｓ及びＳｅのうちから選んだ１種又は２種の合計：０．００１～０．０４％、酸可溶性Ａｌ：０．０１～０．０６５％、Ｎ：０．００３０～０．０１５０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物よりなる方向性電磁鋼板において、一次被膜中に、Ｃｅ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｃ、Ｙの酸化物、水酸化物、硫酸塩、又は、炭酸塩の１種又は２種以上を、金属換算の目付量相当量で、片面あたり０．１～１０ｍｇ／ｍ^２含有し、かつ、Ｔｉを、目付量で、片面あたり１～８００ｍｇ／ｍ^２含有することを特徴とする被膜密着性に優れた方向性電磁鋼板が開示されている。

しかしながら、特許文献９及び１０に開示された技術は、Ａｌ系インヒビターをベースにした技術であり、当該技術とＢをインヒビターとして用いる技術（特許文献１～７に開示されている技術）とを組み合わせることや、当該技術を特許文献１～７に開示されている方向性電磁鋼板における被膜密着性の改善に用いることに関しては何ら記載されていない。
以上のように、母材鋼板にＢを含有する方向性電磁鋼板では、鉄損が低く、かつ、好適な一次被膜の密着性を有することが要求されている。

米国特許第３９０５８４２号明細書 米国特許第３９０５８４３号明細書 日本国特開平０１－２３０７２１号公報 日本国特開平０１－２８３３２４号公報 日本国特開平１０－１４０２４３号公報 国際公開第２Ｏ１１／００７７７１号 国際公開第２Ｏ１１／００７８１７号 日本国特開２００４－０７６１４６号公報 日本国特開２０１２－２１４９０２号公報 国際公開第２００８／０６２８５３号

上述の課題のうち、特に一次被膜の密着性に関しては、変圧器（特に、巻鉄心変圧器）を製造する際に、鋼板の内周側の強曲げ加工部で一次被膜が剥離するという課題の解決が希求されている。上記課題を解決することで、高効率の変圧器を工業的に製造することが可能になると考えられる。

本発明は上記課題に鑑みてなされたものであり、ＢＮをインヒビターとして用いる方向性電磁鋼板であって、鉄損が低く、かつ、一次被膜の密着性に優れた方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。

本発明者らは、ＢＮをインヒビターとする方向性電磁鋼板において、一次被膜の密着性を改善するための方法を検討した。その結果、本発明者らは、二次再結晶で｛１１０｝＜００１＞方位の結晶粒を高度に集積して磁束密度を高めるとともに、鋼板中のＢの析出形態を制御することが重要であることを知見した。

また、本発明者らは、ＢＮをインヒビターとして用いる場合、仕上げ焼鈍後のＢＮが、鋼板全厚にわたって析出していると、ヒステリシス損が増大し鉄損を低くすることが困難となり、かつ、被膜密着性も劣位となることを知見した。

本発明者らは、上述の知見を踏まえ、上記課題を解決する手法について鋭意検討した。その結果、本発明者らは、仕上げ焼鈍後の方向性電磁鋼板において、グラス被膜の内部に微細なＢＮとして所定の個数密度でＢを析出させると、上記課題を解決できることを見出した。

本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。

（１）本発明の一態様に係る方向性電磁鋼板は、母材鋼板と、前記母材鋼板上に接して形成されたグラス被膜と、前記グラス被膜上に接して形成され、燐酸塩とコロイド状シリカとを主体とする絶縁被膜と、を備え、前記母材鋼板は、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．００３％以下、Ｓｉ：０．８０～７．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０～０．０６５％、Ｎ：０．０１２％以下、Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６・Ｓｅ：０．０１５％以下、Ｂ：０．０００５～０．００８０％を含有し、残部：Ｆｅ及び不純物からなる。
前記グラス被膜では、前記グラス被膜と前記母材鋼板との界面から深さ方向に５μｍの範囲に、平均粒径が５０～３００ｎｍであるＢＮが個数密度で、２×１０^６～２×１０^１０個／ｍｍ^３存在し、前記絶縁被膜の表面からグロー放電発光分析でＢの発光強度を測定したとき、前記グラス被膜内部におけるＢの発光強度が前記母材鋼板内部におけるＢの発光強度よりも大きい。

（２）（１）に記載の方向性電磁鋼板では、前記グロー放電発光分析でさらにＡｌ及びＦｅの発光強度を測定し、観察された前記Ａｌの発光強度のピークのうち、最も前記絶縁被膜側で観察された２つのピークを前記絶縁被膜側から順にＡｌの第１ピーク、Ａｌの第２ピークとし、前記Ａｌの第２ピークが観察されたスパッタ時間をｔ（ｇｌａｓｓ）とし、前記Ｆｅの発光強度が一定になったスパッタ時間をｔ（Ｆｅ）としたとき、前記ｔ（ｇｌａｓｓ）におけるＢの発光強度Ｉ_{Ｂ＿ｔ（ｇｌａｓｓ）}と、前記ｔ（Ｆｅ）におけるＢの発光強度Ｉ_{Ｂ＿ｔ（Ｆｅ）}とが下記式（１）を満たしてもよい。
Ｉ_{Ｂ_ｔ（ｇｌａｓｓ）}＞Ｉ_{Ｂ_ｔ（Ｆｅ）} ・・・（１）
（３）（１）又は（２）に記載の方向性電磁鋼板では、前記ＢＮの長軸と短軸との比率が１．５以下であってもよい。

本発明によれば、ＢＮをインヒビターとして用いる方向性電磁鋼板であって、鉄損が低く、かつ、一次被膜の密着性に優れた方向性電磁鋼板を提供することができる。

本発明の方向性電磁鋼板に対してＧＤＳ分析を行った結果を示すグラフである。

本発明の方向性電磁鋼板（以下「本発明電磁鋼板」ということがある。）は、母材鋼板と、前記母材鋼板上に接して形成されたグラス被膜と、前記グラス被膜上に接して形成され、燐酸塩とコロイド状シリカとを主体とする絶縁被膜と、を備える。
前記母材鋼板は、化学成分として、質量％で、
Ｃ：０．０８５％以下；
Ｓｉ：０．８０～７．００％；
Ｍｎ：０．０５～１．００％；
酸可溶性Ａｌ：０．０１０～０．０６５％；
Ｎ：０．０１２％以下、
Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６・Ｓｅ：０．０１５％以下、
Ｂ：０．０００５～０．００８０％
を含有し、残部：Ｆｅ及び不純物からなる。
前記グラス被膜の表層に、平均粒径が５０～３００ｎｍであるＢＮが個数密度で、２×１０^６～２×１０^１０個／ｍｍ^３存在する。
前記絶縁被膜の表面からグロー放電発光分析でＢの発光強度を測定したとき、前記グラス被膜内部におけるＢの発光強度が前記母材鋼板内部におけるＢの発光強度よりも大きい。

また、本発明電磁鋼板においては、前記グロー放電発光分析でさらにＡｌ及びＦｅの発光強度を測定し、観察された前記Ａｌの発光強度のピークのうち、最も前記絶縁被膜側で観察された２つのピークを前記絶縁被膜側から順にＡｌの第１ピーク、Ａｌの第２ピークとし、前記Ａｌの第２ピークが観察されたスパッタ時間をｔ（ｇｌａｓｓ）とし、前記Ｆｅの発光強度が一定になったスパッタ時間をｔ（Ｆｅ）としたとき、前記ｔ（ｇｌａｓｓ）におけるＢの発光強度Ｉ_{Ｂ＿ｔ（ｇｌａｓｓ）}と、前記ｔ（Ｆｅ）におけるＢの発光強度Ｉ_{Ｂ＿ｔ（Ｆｅ）}とが下記式（１）を満たしてもよい。
Ｉ_{Ｂ_ｔ（ｇｌａｓｓ）}＞Ｉ_{Ｂ_ｔ（Ｆｅ）} ・・・（１）
また、本発明電磁鋼板においては、前記ＢＮの長軸と短軸との比率が１．５以下であってもよい。

以下、本発明電磁鋼板について説明する。

＜母材鋼板の成分組成（化学成分）＞
まず、本発明電磁鋼板の母材鋼板の成分組成の限定理由について説明する。以下、特に断りが無ければ、％は質量％を意味する。

Ｃ：０．０８５％以下
Ｃは、一次再結晶組織の制御に有効な元素であるが、磁気特性に悪影響を及ぼすので、仕上げ焼鈍前に脱炭焼鈍で除去する元素である。０．０８５％を超えると、脱炭焼鈍時間が長くなり、生産性が低下するので、好ましくない。Ｃ量は好ましくは０．０７０％以下、より好ましくは０．０５０％以下である。

下限は０％を含むが、Ｃを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。

Ｓｉ：０．８０～７．００％
Ｓｉは、鋼板の電気抵抗を高めて、鉄損特性を改善する元素である。０．８０％未満では、仕上げ焼鈍時にγ変態が生じ、鋼板の結晶方位が損なわれるので、好ましくない。Ｓｉ量は好ましくは１．５０％以上、より好ましくは２．５０％以上である。

一方、Ｓｉ量が７．００％を超えると、加工性が低下し、圧延時に割れが発生するので、Ｓｉは７．００％以下とする。好ましくは５．５０％以下、より好ましくは４．５０％以下である。

Ｍｎ：０．０５～１．００％
Ｍｎは、熱間圧延時の割れを防止するとともに、Ｓ及び／又はＳｅと結合して、インヒビターとして機能するＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅを形成する元素である。Ｍｎ量が０．０５％未満では、添加効果が十分に発現しないので、好ましくない。Ｍｎ量は、好ましくは０．０７％以上、より好ましくは０．０９％以上である。

一方、Ｍｎ量が１．００％を超えると、ＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅの析出分散が不均一になり、所望の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下するので、好ましくない。Ｍｎ量は、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．６０％以下である。

酸可溶性Ａｌ：０．０１０～０．０６５％
酸可溶性Ａｌは、Ｎと結合して、インヒビターとして機能する（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎを生成する元素である。酸可溶性Ａｌ量が０．０１０％未満では、添加効果が十分に発現せず、二次再結晶が十分に進行しないので、好ましくない。酸可溶性Ａｌ量は、好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。

一方、酸可溶性Ａｌ量が０．０６５％を超えると、（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎの析出分散が不均一になり、所望の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下するので、好ましくない。酸可溶性Ａｌ量は、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下である。

Ｎ：０．０１２％以下
窒化物生成による鉄損劣化の懸念があるので、Ｎ量は０．０１２％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００９％以下である。

後述するが、スラブ成分におけるＮは、Ａｌと結合して、インヒビターとして機能するＡｌＮを形成する元素であるが、一方で、冷間圧延時、鋼板中にブリスター（空孔）を形成する元素でもある。Ｎ量の下限は特に限定しないが、Ｎ量が０．００４％未満では、ＡｌＮの形成が不十分となるので、好ましくない。そのため、Ｎ量の下限を０．００４％以上と定めてもよい。Ｎ量は、より好ましくは０．００６％以上、さらに好ましくは０．００７％以上である。

Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６・Ｓｅ：０．０１５％以下
後述するが、スラブ成分においては、Ｓ及びＳｅは、Ｍｎと結合して、インヒビターとして機能するＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅを形成する元素である。添加量は、ＳとＳｅの原子量比を考慮して、Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６・Ｓｅで規定する。

硫化物生成による鉄損劣化の懸念があるので、Ｓｅｑは０．０１５％以下とする。Ｓｅｑは、好ましくは０．０１３％以下、より好ましくは０．０１１％以下である。
Ｓｅｑの下限は特に定めないが、Ｓｅｑが０．００３％未満であると、添加効果が十分に発現しないので、Ｓｅｑを０．００３％以上と定めてもよい。Ｓｅｑは、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．００７％以上である。

Ｂ：０．０００５～０．００８０％
Ｂは、Ｎと結合し、ＭｎＳ又はＭｎＳｅと複合析出して、インヒビターとして機能するＢＮを形成する元素である。

Ｂ量が０．０００５％未満では、添加効果が十分に発現しないので、好ましくない。Ｂ量は、好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００１５％以上である。一方、Ｂ量が０．００８０％を超えると、ＢＮの析出分散が不均一になり、所望の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下するので、好ましくない。Ｂ量は、好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。

母材鋼板において、上記元素を除く残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で不可避的に混入する元素であり、本発明方向性電磁鋼板の特性を阻害しない範囲で含まれる場合には許容される。例えば、不純物として、Ｃｒ：０．３０％以下、Ｃｕ：０．４０％以下、Ｐ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｓｎ：０．３０％以下、Ｓｂ：０．３０％以下、及び、Ｂｉ：０．０１％以下の１種又は２種以上を含有してもよい。

＜グラス被膜＞
本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、母材鋼板上に接してグラス被膜が形成されている。グラス被膜は、フォルステライト（Ｍｇ_２ＳｉＯ_４）等の複合酸化物を含んでいる。グラス被膜は、後述する仕上焼鈍処理において、シリカを主成分として含有する酸化物層が、マグネシアを主成分として含有する焼鈍分離剤と反応することで形成される。

＜ＢＮの存在形態と効果＞
ＢＮの平均粒径：５０～３００ｎｍ
グラス被膜の内部に、粒径５０～３００ｎｍのＢＮが存在すると、１次被膜の密着性が向上する。この理由は明確でないが、Ｍｇ_２ＳｉＯ_４を主体とするグラス被膜（フォルステライト被膜）の内部にＢＮが存在することで、グラス被膜（フォルステライト被膜）のアンカー部の形態が変化して、密着性が向上すると考えられる。そのため、本実施形態では、ＢＮの平均粒径を５０～３００ｎｍとする。
なお、グラス被膜は鋼板界面において３次元の嵌入構造を有している。「グラス被膜の内部」とは、グラス被膜の最表面（つまり、グラス被膜と絶縁被膜との界面）から母材鋼板の方向に向かって深さ方向に５μｍの範囲を表す。グラス被膜の膜厚は概ね１～５μｍであるので、「グラス被膜の内部」にはグラス被膜だけでなく母材鋼板も含まれることがある。

ＢＮは、固溶後の再析出であるので、表面エネルギーを低減するため、形態が球状となる場合が多い。それ故、ＢＮの形態は球状であることが好ましい。なお、本実施形態において「球状ＢＮ」とは、長軸／短軸の比率が１．５以下のＢＮを表す。

粒径が３００ｎｍを超えるＢＮが存在していてもよいが、粗大なＢＮが多数存在すると、ＢＮの析出頻度が低くなり、被膜密着性の向上効果が十分に得られないので、ＢＮの平均粒径は３００ｎｍ以下とする。ＢＮの平均粒径は、好ましくは２８０ｎｍ以下、より好ましくは２６０ｎｍ以下である。

ＢＮの粒径が５０ｎｍ未満であると、ＢＮの析出頻度が高くなり、鉄損が増大するので、ＢＮの平均粒径は５０ｎｍ以上とする。ＢＮの平均粒径は、好ましくは８０ｎｍ以上である。

ＢＮの個数密度：２×１０^６～２×１０^１０個／ｍｍ^３
グラス被膜の内部において、平均粒径５０ｎｍ以上３００ｎｍ以下のＢＮの個数密度は、２×１０^６～２×１０^１０個／ｍｍ^３とする。
ＢＮの個数密度が２×１０^６個／ｍｍ^３未満であると、グラス被膜中のＢＮの分散が不十分となり、被膜密着性の向上効果が十分に得られないため好ましくない。ＢＮの個数密度は、好ましくは３×１０^６個／ｍｍ^３以上である。
ＢＮの個数密度の上限は、鉄損劣化の観点から、２×１０^１０個／ｍｍ^３とする。

ＢＮの個数密度は、方向性電磁鋼板（製品）を水酸化ナトリウムで洗浄し、鋼板表面の絶縁被膜を除去し、鋼板面をＦＥ－ＳＥＭで観察して計測する。鋼板面において、板幅方向４μｍ×板厚方向２μｍの視野を１０視野撮影し、ＢＮの個数を数えることで個数密度を計測できる。

ＧＤＳによるＢの発光強度Ｉ_Ｂ：グラス被膜内部におけるＢの発光強度が母材鋼板内部におけるＢの発光強度よりも大きい
鋼板の厚さ方向のＢの分布において、グラス被膜の内部のＢ濃度（強度）が、母材鋼板内部のＢ濃度（強度）よりも低い場合、グラス被膜の内部でＢＮが析出していないか、又は、析出していても少量であり、被膜密着性が劣位となる。さらに、母材鋼板中に、微細なＢＮが存在すると、鉄損が増大する。

本実施形態に係る方向性電磁鋼板に対して、絶縁被膜の表面からグロー放電発光分析でＢの発光強度を測定したとき、グラス被膜内部におけるＢの発光強度が母材鋼板内部におけるＢの発光強度よりも大きい。これにより、本実施形態に係る方向性電磁鋼板は低鉄損かつ優れた被膜密着性を実現することができる。

より具体的には、本実施形態に係る方向性電磁鋼板に対して、絶縁被膜の表面からグロー放電発光分析でＢの発光強度に加えてＡｌ及びＦｅの発光強度を測定する。測定開始からグラス被膜内部に到達するまでのスパッタ時間をｔ（ｇｌａｓｓ）とし、測定開始から母材鋼板内部に到達するまでのスパッタ時間をｔ（Ｆｅ）としたとき、時間ｔ（ｇｌａｓｓ）におけるＢの発光強度Ｉ_{Ｂ＿ｔ（ｇｌａｓｓ）}と、時間ｔ（Ｆｅ）におけるＢの発光強度Ｉ_{Ｂ＿ｔ（Ｆｅ）}とが下記式（１）を満たすことは、グラス被膜の内部に、ＢＮが十分な量析出していることを表す。そのため、上記式（１）を満たすことにより、低鉄損かつ好適な被膜密着性を実現できる。
Ｉ_{Ｂ_ｔ（ｇｌａｓｓ）}＞Ｉ_{Ｂ_ｔ（Ｆｅ）} ・・・（１）

グラス被膜に到達するまでのスパッタ時間は、同ＧＤＳ測定においてＭｇのピークが生じる時間で判断できる場合もある。これは、グラス被膜はフォルステライト（Ｍｇ_２ＳｉＯ_４）主体であるためである。従って、グラス被膜の存在する深さ位置は、Ｍｇのピークが存在する深さ位置（スパッタ時間）と対応する。しかしながら、グラス被膜は製造条件により異なるため、Ｍｇのピークが生じる時間（位置）が変化する場合がある。そこで、本実施形態においては、グラス被膜の深さ位置をＡｌのピークで判断することが好ましい。Ａｌはグラス被膜と母材鋼板との界面に析出するスピネル（ＭｇＡｌ_２Ｏ_４）に由来しており、グラス被膜に到達したことを最も確実に示すのは、グラス被膜と鋼板界面に存在するＡｌに到達した時間で定義することである。この傾向は、ＧＤＳ測定によって判別可能である。ＧＤＳでＦｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｂの発光強度を測定したとき、Ａｌの第２ピークが生じた時点をｔ（ｇｌａｓｓ）とし、その時点ではグラス被膜内部に到達しているものとする。
また、母材鋼板内部に到達するまでのスパッタ時間であるｔ（Ｆｅ）は、Ｆｅの強度が一定となる時間にて定義することができる。Ｆｅの強度が一定になっているということは、その深さ位置が確実に母材鋼板の内部に位置していることを表す。

図１は、本発明の方向性電磁鋼板に対してＧＤＳ分析を行った結果を示すグラフである。図１に示すように、本実施形態に係る方向性電磁鋼板を絶縁被膜の表面からＧＤＳ分析すると、Ａｌのピークが絶縁被膜中とグラス被膜中とで２つ形成される。ここで、絶縁被膜中に生じるＡｌのピークをＡｌの第１ピーク、グラス被膜中で生じるＡｌのピークをＡｌの第２ピークと呼称する。上述したように、本実施形態では、Ａｌの第２ピークにおいて、Ａｌの発光強度が最大となった時点をｔ（ｇｌａｓｓ）と定義する。図１に示した例では、１０６秒がｔ（ｇｌａｓｓ）である。
なお、図１に示すように、Ｍｇのピークが立ち上がった時点（深さ位置、図１の２５秒付近）を絶縁被膜とグラス被膜との界面とし、Ｍｇの発光強度が０となった時点（深さ位置、図１の１５０秒付近）をグラス被膜と母材鋼板との界面とする。ここで、スパッタ時間０～２５秒の間にＭｇの発光強度が少し検出されるが、これは絶縁被膜に拡散したＭｇに由来するものであると思われるので、その深さ位置はグラス被膜ではなく絶縁被膜に相当すると判断する。
また、本実施形態では、Ｆｅの強度が一定になった時点をｔ（Ｆｅ）と定義する。図１に示した例では、３２５秒がｔ（Ｆｅ）である。なお、「Ｆｅの強度が一定になった」とは、Ｆｅの強度が一定になり始めた時点ではなく、Ｆｅの強度が一定になり安定した時点を指す。例えば、本実施形態では、「Ｆｅの強度が一定になった」とは、５０秒間におけるＦｅの発光強度が０．５の変化に収まるかどうかによって判断し、上記変化に収まった場合には、当該５０秒間の終わりの時点をｔ（Ｆｅ）とする。

なお、ＢＮの粒径、析出頻度、存在位置を適確に制御するためには、仕上げ焼鈍後の純化焼鈍における降温速度を適切に制御する必要がある。この点については後述する。

＜絶縁被膜＞
本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、グラス被膜上に接して形成され、燐酸塩とコロイド状シリカとを主体とする絶縁被膜が形成される。

次に、本実施形態に係る方向性電磁鋼板を製造する製造方法について説明する。

＜珪素鋼スラブ成分＞
本発明電磁鋼板の珪素鋼スラブ成分として、質量％で、Ｃ：０．０８５％以下、Ｓｉ：０．８０～７．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０～０．０６５％、Ｎ：０．００４～０．０１２％、Ｓ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００５～０．００８０％を含有する。

Ｃ：０．０８５％以下
Ｃは、一次再結晶組織の制御に有効な元素であるが、磁気特性に悪影響を及ぼすので、仕上げ焼鈍前に脱炭焼鈍で除去する元素である。０．０８５％を超えると、脱炭焼鈍時間が長くなり、生産性が低下するので、Ｃは０．０８５％以下とする。好ましくは０．０７０％以下、より好ましくは０．０５０％以下である。

下限は０％を含むが、Ｃを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。なお、方向性電磁鋼板においては、脱炭焼鈍で、通常、０．００１％程度以下に低減する。

Ｓｉ：０．８０～７．００％
Ｓｉは、鋼板の電気抵抗を高めて、鉄損特性を改善する元素である。０．８０％未満では、仕上げ焼鈍時にγ変態が生じ、鋼板の結晶方位が損なわれるので、Ｓｉは０．８０％以上とする。好ましくは１．５０％以上、より好ましくは２．５０％以上である。

一方、７．００％を超えると、加工性が低下し、圧延時に割れが発生するので、Ｓｉは７．００％以下とする。好ましくは５．５０％以下、より好ましくは４．５０％以下である。

Ｍｎ：０．０５～１．００％
Ｍｎは、熱間圧延時の割れを防止するとともに、Ｓ及び／又はＳｅと結合して、インヒビターとして機能するＭｎＳを形成する元素である。０．０５％未満では、添加効果が十分に発現しないので、Ｍｎは０．０５％以上とする。好ましくは０．０７％以上、より好ましくは０．０９％以上である。

一方、１．００％を超えると、ＭｎＳの析出分散が不均一になり、所望の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下するので、Ｍｎは１．００％以下とする。好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．０６％以下である。

酸可溶性Ａｌ：０．０１０～０．０６５％
酸可溶性Ａｌは、Ｎと結合して、インヒビターとして機能する（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎを生成する元素である。０．０１０％未満では、添加効果が十分に発現せず、二次再結晶が十分に進行しないので、酸可溶性Ａｌは０．０１０％以上とする。好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。

一方、０．０６５％を超えると、（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎの析出分散が不均一になり、所望の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下するので、酸可溶性Ａｌは０．０６５％以下とする。好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下である。

Ｎ：０．００４～０．０１２％
Ｎは、Ａｌと結合して、インヒビターとして機能するＡｌＮを形成する元素であるが、一方で、冷間圧延時、鋼板中にブリスター（空孔）を形成する元素でもある。０．００４％未満では、ＡｌＮの形成が不十分となるので、Ｎは０．００４％以上とする。好ましくは０．００６％以上、より好ましくは０．００７％以上である。

一方、０．０１２％を超えると、冷間圧延時、鋼板中にブリスター（空孔）が生成する懸念があるので、Ｎは０．０１２％以下とする。好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００９％以下である。

Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、Ｍｎと結合して、インヒビターとして機能するＭｎＳを形成する元素である。

Ｓが０．０１％以上であると、純化後にＭｎＳの析出分散が不均一となり、所望の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下し、ヒシテリシス損が劣化したり、純化後にＭｎＳが残存し、ヒステリシス損が劣化する。
下限は特に設けないが、好ましくは０．００３％以上とする。より好ましくは０．００７％以上である。

Ｂ：０．０００５～０．００８０％
Ｂは、Ｎと結合し、ＭｎＳと複合析出して、インヒビターとして機能するＢＮを形成する元素である。

０．０００５％未満では、添加効果が十分に発現しないので、Ｂは０．０００５％以上とする。好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００１５％以上である。一方、０．００８０％を超えると、ＢＮの析出分散が不均一になり、所望の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下するので、Ｂは０．００８０％以下とする。好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。

珪素鋼スラブにおいて、上記元素を除く残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で不可避的に混入する元素で、本発明電磁鋼板の特性を阻害しない範囲で許容される元素である。

また、珪素鋼スラブは、本発明電磁鋼板の磁気特性を阻害せず、他の特性を高め得る範囲で、Ｃｒ：０．３０％以下、Ｃｕ：０．４０％以下、Ｐ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｓｎ：０．３０％以下、Ｓｂ：０．３０％以下、及び、Ｂｉ：０．０１％以下の１種又は２種以上を含有してもよい。

＜珪素鋼スラブ＞
転炉又は電気炉等で溶製し、必要に応じ、真空脱ガス処理を施した、上述の成分組成を有する溶鋼を、連続鋳造又は造塊後分塊圧延して本発明珪素鋼のスラブ（珪素鋼スラブ）を得る。珪素鋼スラブは、通常、１５０～３５０ｍｍ、好ましくは２２０～２８０ｍｍの厚さの鋳片であるが、３０～７０ｍｍの薄スラブでもよい。薄スラブの場合、熱延板を製造する際、中間厚みに粗加工を行う必要がないという利点がある。

＜珪素鋼スラブの加熱温度＞
珪素鋼スラブを、１２５０℃以下に加熱して、熱間圧延に供する。加熱温度が１２５０℃を超えると、溶融スケール量が増加するとともに、ＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅが完全に固溶し、その後の工程で微細に析出して、所望の一次再結晶粒径を得るための脱炭焼鈍温度を９００℃以上とする必要があるので、好ましくない。また、微細に析出したインヒビターは脱炭焼鈍でオストワルド成長しやすくなり、その結果、一次再結晶粒の均一性（整粒性）が劣化する。これにより二次再結晶が不安定化し、磁気特性の著しい劣化が起こるので、好ましくない。加熱温度は、より好ましくは１２００℃以下である。

加熱温度の下限は、特に限定されないが、珪素鋼スラブの加工性を確保する点で、加熱温度は１１００℃以上が好ましい。

＜熱間圧延、熱延板焼鈍＞
１２５０℃以下に加熱した珪素鋼スラブを熱間圧延に供して熱延板とする。熱延板を１０００～１１５０℃（一段目温度）に加熱して再結晶させた後、続いて、一段目温度より低い８５０～１１００℃（二段目温度）に加熱して焼鈍し、熱間圧延時に生じた不均一組織を均一化する。熱延板焼鈍は、熱延板を最終冷間圧延に供する前に熱間圧延での履歴を均一化するため、１回以上行うことが好ましい。

熱延板焼鈍において、一段目温度は、その後の工程でのインヒビターの析出に大きく影響する。一段目温度が１１５０℃を超えると、その後の工程でインヒビターが微細に析出し、所望の一次再結晶粒径を得るための脱炭焼鈍温度を９００℃以上にする必要があるので、好ましくない。一段目温度は、より好ましくは１１２０℃以下である。

一方、一段目温度が１０００℃未満であると、再結晶が不十分となり、熱延板組織の均一化が達成されないので、好ましくない。一段目温度は、より好ましくは１０３０℃以上である。

二段目温度が１１００℃を超えると、一段目温度の場合と同様に、その後の工程でインヒビターが微細に析出するので、好ましくない。一方、二段目温度が８５０℃未満であると、γ相が生成せず、熱延板組織の均一化が達成されないので好ましくない。二段目温度は、より好ましくは８８０℃以上である。

＜冷間圧延＞
熱延板焼鈍を施した鋼板に、１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して、最終板厚の鋼板とする。冷間圧延は、常温で行ってもよいし、常温より高い温度、例えば、２００℃程度に鋼板を加熱して温間圧延してもよい。

＜脱炭焼鈍＞
最終板厚の鋼板に、鋼板中のＣの除去と、一次再結晶粒径を所望の粒径に制御することを目的とし、湿潤雰囲気中で、脱炭焼鈍を施す。例えば、７７０～９５０℃の温度で、一次再結晶粒径が１５μｍ以上となるような時間、脱炭焼鈍を行うことが好ましい。

脱炭焼鈍温度が７７０℃未満であると、所望の結晶粒径が得られないので好ましくない。脱炭焼鈍温度は、より好ましくは８００℃以上である。一方、脱炭焼鈍温度が９５０℃を超えると、結晶粒径が所望の結晶粒径を超えてしまうので、好ましくない。脱炭焼鈍温度は、より好ましくは９２０℃以下である。

＜窒化処理＞
脱炭焼鈍を施した鋼板に、仕上げ焼鈍を施す前に、鋼板のＮ量が４０～１０００ｐｐｍとなるように、窒化処理を施す。窒化処理後の鋼板のＮ量が４０ｐｐｍ未満であると、ＡｌＮが十分に析出せず、ＡｌＮがインヒビターとして機能しないので、好ましくない。窒化処理後の鋼板のＮ量は、より好ましくは８０ｐｐｍ以上である。

一方、鋼板のＮ量が１０００ｐｐｍを超えると、次の仕上げ焼鈍において、二次再結晶完了後も過剰にＡｌＮが存在し、鉄損が増大するので、好ましくない。窒化処理後の鋼板のＮ量は、より好ましくは９７０ｐｐｍ以下である。

＜焼鈍分離剤の塗布＞
続いて、窒化処理を施した鋼板に焼鈍分離剤を塗布して、仕上げ焼鈍に供する。焼鈍分離剤は、通常の焼鈍分離剤を用いる。

＜仕上げ焼鈍＞
［二次再結晶焼鈍］
仕上げ焼鈍のうち、二次再結晶焼鈍では、ＢＮでインヒビターが強化されているので、１０００～１１００℃の温度域の加熱速度は１５℃／時間以下が好ましい。より好ましくは１０℃／時間以下である。加熱速度の制御に替えて、鋼板を１０００～１１００℃の温度域に１０時間以上保持してもよい。

［純化焼鈍］
二次再結晶焼鈍を施した鋼板に、二次再結晶焼鈍に引き続いて、純化焼鈍を施す。二次再結晶完了後の鋼板に純化焼鈍を施すと、インヒビターとして利用した析出物が無害化されて、最終磁気特性におけるヒステリシス損が低減するため、好ましい。純化焼鈍の雰囲気は、特に限定されないが、例えば、水素雰囲気が挙げられる。また、純化焼鈍は約１２００℃の温度下で１０～３０時間行う。純化焼鈍の温度は約１２００℃であれば特に制限しないが、生産性の観点から、１１８０℃～１２２０℃が好ましい。１１８０℃以下では元素の拡散に要する時間が長くなってしまうため、長時間の焼鈍が必要となる。また、１２２０℃以上では焼鈍炉の保全（耐久性）が困難となる。

［冷却条件］
純化焼鈍後に所定の冷却条件（降温速度）で鋼板を冷却する。
ＢＮの平均粒径を５０～３００ｎｍに制御するため、１２００～１０００℃の温度域の降温速度は５０℃／時間未満とする。さらに、１０００～６００℃の温度域の降温速度は３０℃／時間未満とする。

このような降温速度とする理由は、以下のとおりである。

ＢＮは、高温域で固溶Ｂと固溶Ｎとなり、降温中に固溶できないＮは大気中に放出される。一方、降温中に固溶できないＢは系外に放出されず、グラス被膜中又は母材鋼板内部に、Ｂ化合物、例えば、ＢＮ、Ｆｅ_２Ｂ、Ｆｅ_３Ｂとして析出する。母材鋼板内部に、固溶Ｎが十分に存在しない場合には、ＢＮは析出せず、Ｆｅ_２Ｂ又はＦｅ_３Ｂが析出する。

高温域からの降温中、降温速度が適切であれば、固溶Ｎは系外に放出され、母材鋼板内部にＦｅ_２Ｂ又はＦｅ_３Ｂが析出し、さらに、析出したＦｅ_２Ｂ又はＦｅ_３Ｂが、オストワルド成長して粗大化する。グラス被膜中の固溶Ｂは、雰囲気中のＮと結合し、グラス被膜内部に微細なＢＮが析出する。

降温速度が速いと、固溶Ｎが系外に放出されず、鋼板内部でＢＮが微細に析出したり、Ｆｅ_２Ｂ又はＦｅ_３Ｂがオストワルド成長せずに、微細に析出する。このような条件下でも、グラス被膜中の固溶Ｂは、雰囲気中のＮと結合し、グラス被膜中に微細なＢＮが析出する。しかし、母材鋼板内部に微細に析出したＢＮは、ヒステリシス損を増大させ、最終製品の鉄損増大の原因となる。

降温速度が１０℃／時間未満であると、生産性への影響が大きいので、降温速度は１０℃／時間以上が好ましい。それ故、１２００～１０００℃の温度域の降温速度は１０～５０℃／時間が好ましく、１０００～６００℃の温度域の降温速度は１０～３０℃／時間が好ましい。

冷却時の雰囲気は、少なくとも１２００℃～６００℃の温度域を冷却するときはＨ_２１００％、それ以下の温度域を冷却するときはＮ_２１００％が好ましい。
１２００℃～６００℃の温度域を冷却するときの雰囲気がＮ_２１００％であると、冷却中に鋼板が窒化し、窒化物生成によるヒステリシス損劣化の原因になるため好ましくない。また、１２００℃～６００℃の温度域を冷却するときの雰囲気として、Ｈ_２の代わりにＡｒを用いることも可能であるが、コストの観点から好ましくない。

＜磁区細分化処理＞
仕上焼鈍後の方向性電磁鋼板に、磁区細分化処理を行ってもよい。磁区細分化処理により、鋼板表面に溝が形成され、磁区幅が小さくなり、その結果鉄損を低減することができるため好ましい。磁区細分化処理の具体的な方法は特に限定されないが、例えば、レーザー照射、電子ビーム照射、エッチング、歯車による溝形成法が挙げられる。
なお、磁区細分化処理を行うのは仕上焼鈍後が好ましいが、仕上焼鈍前に行ってもよく、絶縁被膜形成後に行ってもよい。

＜絶縁被膜の形成＞
二次再結晶後の鋼板表面、又は、純化焼鈍後の鋼板表面に、絶縁被膜形成液を塗布し、焼き付けて絶縁被膜を形成する。絶縁被膜の種類は、特に限定されず、従来公知の絶縁被膜が適合する。例えば、リン酸塩とコロイダルシリカを含む水系塗布溶液を塗布して形成する絶縁被膜がある。

リン酸塩として、例えば、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｒ等のリン酸塩が好ましいが、中でも、リン酸アルミニウム塩がより好ましい。コロイダルシリカの種類は、特に限定されず、その粒子サイズ（数平均粒径）も、適宜選択できるが、２００ｎｍを超えると、処理液中で沈降する場合があるので、コロイダルシリカの粒子サイズ（数平均粒径）は２００ｎｍ以下が好ましい。より好ましくは１７０ｎｍである。

コロイダルシリカの粒子サイズが１００ｎｍ未満でも、分散に問題はないが、製造コストが上昇するので、経済性の点で、１００ｎｍ以上が好ましい。より好ましくは１５０ｎｍ以上である。

絶縁被膜は、絶縁被膜形成液を、例えば、ロールコーター等による湿式塗布方法で、鋼板表面に塗布し、空気中、８００～９００℃で、１０～６０秒焼き付けて形成する。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。

＜実施例１＞
表１－１に示す成分組成の鋼スラブを、１１５０℃に加熱して熱間圧延に供し、板厚２.６ｍｍの熱延鋼板とし、該熱延鋼板に、１１００℃で焼鈍し、引続き９００℃で焼鈍する熱延板焼鈍を施した後、一回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を施して、最終板厚０．２２ｍｍの冷延鋼板とした。

最終板厚０．２２ｍｍの冷延鋼板に、湿潤雰囲気中で、８６０℃で均熱処理を施す脱炭焼鈍を施し、その後、窒化処理（鋼板の窒素量を増加する焼鈍）を施し、マグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃に２０時間、水素ガス雰囲気中で保定した。保定後、１２００～１０００℃の温度域を４０℃／時間で冷却し、１０００～６００℃の温度域を２０℃／時間で冷却した。なお、冷却は１２００℃～６００℃の温度域をＨ_２１００％雰囲気下、６００℃未満の温度域をＮ_２１００％雰囲気下で行った。
焼鈍後、鋼板から余剰のマグネシアを除去し、生成したフォルステライト被膜上にコロイダルシリカとリン酸塩を主体とする絶縁被膜を形成し、製品とした。
製品中の母材鋼板に含まれる化学成分を表１－２に記載した。なお、表１－１のＡ１～Ａ１５及びａ１～ａ１１はスラブの番号を表し、表１－２のＡ１～Ａ１５及びａ１～ａ１１は母材鋼板の番号を表す。例えば、母材鋼板Ａ１はスラブＡ１を元にして製造されたものである。

絶縁被膜を形成した製品に、機械的手法やレーザー、電子ビームを用いて磁区制御を行った。

＜析出物＞
析出物については、鋼板のＣ断面のグラス被膜内部（つまり、グラス被膜の最表面（グラス被膜と絶縁被膜との界面）から母材鋼板の方向に向かって深さ方向に５μｍの範囲）に観察されるＢ化合物をＳＥＭ－ＥＤＳで板幅方向４μｍ×板厚方向２μｍの視野１０視野観察し、ＢＮであることをＥＤＳにて同定した析出物の長辺を測定し、円相当径に換算し、各析出物の粒径を算出した。算出された各析出物の粒径に基づき、粒径５０～３００ｎｍのＢＮの個数密度及びＢＮの平均粒径を求めた。
表２にＢＮの析出の有無とＢＮの平均粒径を記載した。

＜ＢＮの個数密度＞
ＢＮの個数密度を測定する際は、上述の製法で得られた方向性電磁鋼板に対して、水酸化ナトリウムを用いて絶縁被膜を除去した。次に、鋼板の圧延方向に垂直な断面のグラス被膜表層５μｍまでを、ＳＥＭを用いて、板幅方向４μｍ×板厚方向２μｍの視野で、１０視野観察し、粒径５０ｎｍ以上３００ｎｍ以下のＢＮの個数を計数した。
表２にＢＮの個数密度を記載した。

＜Ｂ発光強度＞
グロー放電発光分析（ＧＤＳ）でＢの発光強度Ｉ_Ｂを測定した。絶縁皮膜の表面から、グロー放電発光分析でＢの発光強度を測定したときの、測定開始から前記グラス被膜に到達するまでのスパッタ時間をｔ（ｇｌａｓｓ）とし、測定開始から母材鋼板に到達するまでのスパッタ時間をｔ（Ｆｅ）としたとき、時間ｔ（ｇｌａｓｓ）におけるＢの発光強度Ｉ_{Ｂ＿ｔ（ｇｌａｓｓ）}と、時間ｔ（Ｆｅ）におけるＢの発光強度Ｉ_{Ｂ＿ｔ（Ｆｅ）}とを測定した。両者の比率であるＩ_{Ｂ＿ｔ（ｇｌａｓｓ）}／Ｉ_{Ｂ＿ｔ（Ｆｅ）}を表２に記載した。なお、Ｉ_{Ｂ＿ｔ（ｇｌａｓｓ）}／Ｉ_{Ｂ＿ｔ（Ｆｅ）}＞１の場合を合格とした。
なお、ｔ（ｇｌａｓｓ）及びｔ（Ｆｅ）は、ＧＤＳによるＡｌおよびＦｅの発光強度から求めた。より具体的には、絶縁被膜中に生じるＡｌのピークをＡｌの第１ピーク、グラス被膜中で生じるＡｌのピークをＡｌの第２ピークとし、Ａｌの第２ピークにおいて、Ａｌの発光強度が最大となった時点をｔ（ｇｌａｓｓ）とした。また、Ｆｅの強度が一定になった時点をｔ（Ｆｅ）とし、「Ｆｅの強度が一定になった」とは、Ｆｅの強度が一定になり始めた時点ではなく、Ｆｅの強度が一定になり安定した時点とした。さらに具体的には、「Ｆｅの強度が一定になった」とは、５０秒間におけるＦｅの発光強度が０．５の変化に収まるかどうかによって判断し、上記変化に収まった場合には、当該５０秒間の終わりの時点をｔ（Ｆｅ）とした。

＜被膜密着性＞
被膜密着性は、仕上げ焼鈍後に生成した一次被膜の上に絶縁被膜を形成した後、直径の異なる（２０ｍｍ、１０ｍｍ、５ｍｍ）丸棒に鋼板を巻き付け、各直径における剥離面積率で評価した。剥離面積率は、実際に剥離した面積を、加工部面積（鋼板が丸棒に接する面積で試験幅×丸棒直径×πに相当）で除した比率である。強曲げ加工で絶縁被膜が剥離しても、その剥離が進展せず、剥離面積率が小さければ、トランス特性の劣化は小さいと評価することができる。

被膜密着性は、剥離面積率０％をＡ、０％超２０％未満をＢ、２０％超４０％未満をＣ、４０％超６０％未満をＤ、６０％超８０％未満をＥ、８０％超１００％未満をＦ、１００％をＧとし、Ａ～Ｇの７段階で評価した。評価Ｂ以上を、被膜密着性が良好と評価した。

＜磁気特性＞
［磁束密度Ｂ８］
上述の製法で得られた方向性電磁鋼板に対して、単板磁気測定（ＳＳＴ）により磁束密度Ｂ８（８００Ａ／ｍで磁化した際の磁束密度）を測定した。

［鉄損Ｗ_{１７／５０}］、［磁区制御後の鉄損Ｗ_{１７／５０}］
磁区制御前及び磁区制御後の方向性電磁鋼板から試験片（例えば、１００ｍｍ×５００ｍｍの試験片）を作製し、磁束密度１．７Ｔ、周波数５０Ｈｚでの励磁条件下で測定された単位重量当たりのエネルギー損失である鉄損Ｗ１７／５０（単位はＷ／ｋｇ）を測定した。
なお、一部の実施例を除いて、絶縁被膜形成後に磁区制御を行った。後述するように、一部の実施例では絶縁被膜形成前（中間工程と呼称することがある）に磁区制御を行った。

方向性電磁鋼板（製品）のＢＮの析出状態、Ｂ発光強度、被膜密着性の評価、及び、磁気特性を表２に示す。本発明の範囲内の発明例Ｂ１～Ｂ１５では、被膜密着性に優れ、かつ、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板が得られていた。本発明の範囲外の比較例ｂ１～ｂ１１では、被膜密着性及び磁気特性が劣位であった。

＜実施例２＞
まず、実施例１と同じ方法で方向性電磁鋼板（製品）を作製した。次に、製品に対して、機械的手法やレーザー、電子ビームを用いて磁区制御を行った。
ＢＮの析出状態、Ｂ発光強度、各種特性の評価については実施例１と同様の方法で測定した。

方向性電磁鋼板（製品）のＢＮの析出状態、Ｂ発光強度、被膜密着性の評価、及び、磁気特性を表３に示す。本発明の範囲内の発明例Ｃ１～Ｃ５では、被膜密着性に優れ、かつ、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板が得られていた。

＜実施例３＞
実施例１及び２と同じ方法で方向性電磁鋼板（製品）を作製した。次に、製品に対して、機械的手法やレーザー、電子ビームを用いて磁区制御を行った。
なお、Ｄ６では、仕上焼鈍前に磁区制御を行った。また、Ｄ７では、仕上焼鈍後かつ絶縁被膜形成前に磁区制御を行った。Ｄ６及びＤ７は、上述の点以外はＤ１～Ｄ５と同様の製造方法で製造した。
また、ｄ１では、焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃で３時間、水素ガス雰囲気中で焼鈍を行った。ｄ２では、焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃で５時間、水素ガス雰囲気中で焼鈍を行った。ｄ３では、１２００℃に２０時間保定した後、１２００～１０００℃の温度域を６０℃／時間で冷却し、１０００～６００℃の温度域を２０℃／時間で冷却した。ｄ４では、１２００℃に２０時間保定した後、１２００～１０００℃の温度域を４０℃／時間で冷却し、１０００～６００℃の温度域を４０℃／時間で冷却した。
ｄ１～ｄ４は、上述の点以外はＤ１～Ｄ５と同様の製造方法で製造した。

方向性電磁鋼板（製品）について、ＢＮの析出態様、Ｉ_{Ｂ_ｔ（ｇｌａｓｓ）}とＩ_{Ｂ_ｔ（Ｆｅ）}、被膜密着性、及び、磁気特性を測定した。この結果を表４に示す。

鋼板中心と鋼板表層のＢの発光強度Ｉ_{Ｂ_ｔ（ｇｌａｓｓ）}とＩ_{Ｂ_ｔ（Ｆｅ）}が上記式（１）を満たす発明例Ｄ１～Ｄ７では、被膜密着性と磁気特性が優れていた。一方、いずれかの製造条件が本発明の範囲外であるｄ１～ｄ４では、被膜密着性と磁気特性との少なくとも一方が劣っていた。
なお、Ｄ６とＤ７では中間工程で磁区制御を行っているため、他の実施例及び比較例とは異なり、鉄損Ｗ_{１７／５０}は１回のみ測定した。そのため、表４の「磁区制御後の鉄損」の項目は「－」となっている。

前述したように、本発明によれば、ＢＮをインヒビターとする方向性電磁鋼板において、鉄心の内周側となる鋼板の強曲げ加工部で生じる一次被膜の剥離を抑制することができ、被膜密着性に優れ、かつ、低鉄損で、巻鉄心としての製造性に優れる方向性電磁鋼板を安定して提供することができる。よって、本発明は、電磁鋼板製造及び利用産業において利用可能性が高い。

Claims (3)

1. 母材鋼板と；
   前記母材鋼板上に接して形成されたグラス被膜と；
   前記グラス被膜上に接して形成され、燐酸塩とコロイド状シリカとを主体とする絶縁被膜と；
   を備え、
   前記母材鋼板は、化学成分として、質量％で、
   Ｃ：０．００３％以下；
   Ｓｉ：０．８０～７．００％；
   Ｍｎ：０．０５～１．００％；
   酸可溶性Ａｌ：０．０１０～０．０６５％；
   Ｎ：０．０１２％以下、
   Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６・Ｓｅ：０．０１５％以下、
   Ｂ：０．０００５～０．００８０％
   を含有し、
   残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
   前記グラス被膜では、前記グラス被膜と前記母材鋼板との界面から深さ方向に５μｍの範囲に、平均粒径が５０～３００ｎｍであるＢＮが個数密度で、２×１０^６～２×１０^１０個／ｍｍ^３存在し、
   前記絶縁被膜の表面からグロー放電発光分析でＢの発光強度を測定したとき、前記グラス被膜内部におけるＢの発光強度が前記母材鋼板内部におけるＢの発光強度よりも大きい
   ことを特徴とする方向性電磁鋼板。
2. 前記グロー放電発光分析ではさらにＡｌ及びＦｅの発光強度を測定し、
   観察された前記Ａｌの発光強度のピークのうち、最も前記絶縁被膜側で観察された２つのピークを前記絶縁被膜側から順にＡｌの第１ピーク、Ａｌの第２ピークとし、前記Ａｌの第２ピークが観察されたスパッタ時間をｔ（ｇｌａｓｓ）とし、
   前記Ｆｅの発光強度が一定になったスパッタ時間をｔ（Ｆｅ）としたとき、
   前記ｔ（ｇｌａｓｓ）におけるＢの発光強度Ｉ_{Ｂ＿ｔ（ｇｌａｓｓ）}と、前記ｔ（Ｆｅ）におけるＢの発光強度Ｉ_{Ｂ＿ｔ（Ｆｅ）}とが下記式（１）を満たす
   ことを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
   Ｉ_{Ｂ_ｔ（ｇｌａｓｓ）}＞Ｉ_{Ｂ_ｔ（Ｆｅ）} ・・・（１）
3. 前記ＢＮの長軸と短軸との比率が１．５以下である
   ことを特徴とする、請求項１又は２に記載の方向性電磁鋼板。

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