JPWO2019182154A1 - 方向性電磁鋼板及び方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

この方向性電磁鋼板は、所定の化学組成を有する母材鋼板と、前記母材鋼板の表面に設けられたグラス被膜と、前記グラス被膜の表面に設けられた張力付与性絶縁被膜と、を備え、前記張力付与性絶縁被膜の表面には、圧延方向に対して直交する方向である板幅方向と所定の角度φをなす線状の熱歪が、前記圧延方向に沿って所定の間隔で周期的に形成されており、前記線状の熱歪上での半値全幅Ｆ１と、隣り合う２つの前記線状の熱歪の中間位置での半値全幅Ｆ２とが、０．００＜（Ｆ１−Ｆ２）／Ｆ２≦０．１５を満足し、前記線状の熱歪の幅が１０μｍ以上３００μｍ以下であり、前記母材鋼板において、単位°での、二次再結晶粒の圧延方向軸回りの方位分散角γ、板厚方向に平行な軸回りの方位分散角α、ＲＤ軸及びＮＤ軸のそれぞれに対して垂直な軸回りの方位分散角βが、１．０≦γ≦８．０及び０．０≦（α２＋β２）０．５≦１０．０を満足する。

Description

本発明は、方向性電磁鋼板及び方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
本願は、２０１８年０３月２２日に日本に出願された特願２０１８−０５４６７８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（「一方向性電磁鋼板」ともいう。）は、｛１１０｝＜００１＞方位（以下、「Ｇｏｓｓ方位」ともいう。）に高配向集積した結晶粒により構成された、ケイ素（Ｓｉ）を７質量％以下含有する鋼板である。方向性電磁鋼板は、主に、変圧器の鉄芯材料として用いられる。方向性電磁鋼板を変圧器の鉄芯材料として用いる場合（すなわち、方向性電磁鋼板を鉄心として積層した場合）、層間（積層する鋼板間）の絶縁性を確保することが必須である。従って、絶縁性確保の観点で、方向性電磁鋼板の表面には、一次被膜（グラス被膜）と、二次被膜（張力付与性絶縁被膜）と、を形成させる必要がある。

方向性電磁鋼板の一般的な製造方法、及び、グラス被膜と張力付与性絶縁被膜の形成方法は、以下の通りである。
まず、Ｓｉを７質量％以下含有する鋼片を熱延した後、１回もしくは中間焼鈍をはさむ２回の冷延により、鋼板を所定の冷延後の板厚に仕上げる。その後、湿潤水素雰囲気中の焼鈍（脱炭焼鈍）により、脱炭及び一次再結晶処理を施して、脱炭焼鈍板とする。かかる脱炭焼鈍において、鋼板表面では、酸化膜（Ｆｅ_２ＳｉＯ_４及びＳｉＯ_２）が形成される。続いて、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を、脱炭焼鈍板に対して塗布・乾燥させた上で、仕上げ焼鈍を行う。かかる仕上げ焼鈍により、二次再結晶が起こり、鋼板の結晶粒組織が｛１１０｝＜００１＞方位に集積する。同時に、鋼板表面においては、焼鈍分離剤中のＭｇＯと脱炭焼鈍時に鋼板表面に形成される酸化膜（Ｆｅ_２ＳｉＯ_４及びＳｉＯ_２）とが反応して、グラス被膜が形成される。仕上げ焼鈍後の鋼板（仕上焼鈍板）の表面（すなわち、グラス被膜の表面）に対して、リン酸塩を主体とする塗布液を塗布して焼付けることで、張力付与性絶縁被膜が形成される。

また、一部の製品では、方向性電磁鋼板の磁気特性を向上させるために、レーザや電子ビームなどにより歪を付与して、磁区を制御することがある。しかしながら、以下の特許文献１〜特許文献７によれば、これらの磁区制御によって磁歪が増加し、素材の騒音特性が劣化するとされている。以下の特許文献１〜特許文献７では、磁歪を低減し、かつ、騒音特性に優れた方向性電磁鋼板を得るための、方向性電磁鋼板の磁区制御方法について開示している。

国際公開第２０１５／１２９２５３号 国際公開第２０１６／１３６１７６号 日本国特開平５−３３５１２８号公報 国際公開第２０１５／１２９２５５号 日本国特許第６０１５７２３号公報 日本国特開２０１５−１６１０１７号公報 日本国特開２０１５−１６１０２４号公報 日本国特開平４−５５２４公報 日本国特許第５８４１５９４号公報

しかしながら、騒音特性に優れた条件になるように磁区制御条件を最適化していくと、鉄損が劣化する可能性がある。すなわち、鉄損と磁歪とはトレードオフの関係にあるため、その両立が難しい。例えば、上記特許文献１〜特許文献３に開示されている技術では、良好な騒音特性を得ることは可能であるが、磁気特性は不十分であり、優れた騒音特性及び磁気特性を両立することが困難である。また、上記特許文献４〜特許文献７では、騒音特性と磁気特性との両立条件が提案されているが、磁区制御条件の最適化に留まっており、騒音特性と磁気特性との更に高い水準での両立が希求されている。

本発明は、上記問題に鑑みてなされたものである。本発明の目的は、方向性電磁鋼板の騒音特性を損なうことなく磁気特性をより一層向上させることが可能な、方向性電磁鋼板及び方向性電磁鋼板の製造方法を提供することにある。

本発明者らは、上記課題を解決するため、脱炭焼鈍条件や磁区制御条件を種々変更した材料の磁気特性及び騒音特性の評価を試みた。その結果、一部の材料では、磁区制御による騒音特性の劣化が少なく、かつ、優れた磁気特性が確認された。より詳細に調査した結果、磁区制御による磁歪変化量は地鉄の二次再結晶組織の影響を強く受ける可能性があるとの知見が得られた。

磁区制御とは、鋼板に対して熱歪を導入して磁区構造を細分化することで、鉄損を改善させる技術である。理想的には、レーザ照射などにより熱歪が鋼板に対して周期的に導入されることで、鋼板表面のレーザ照射部に熱歪が形成されていれば、磁歪を損なうことなく磁区細分化効果が発揮される。しかしながら、実際は、レーザ照射直下のみならず、レーザ照射部のピッチ間においても歪が導入されてしまい、これらの歪（以下、「余剰歪」と呼ぶことがある。）が磁歪に対し悪影響を及ぼす。

従前では、磁区細分化による鉄損と磁歪とは、トレードオフの関係にあった。例えば、磁区細分化を図るためには、線幅をなるべくシャープにした線状の熱歪を導入することが求められる。一方、鉄損を改善するためには、導入する熱歪の線幅を１０μｍ以上３００μｍ以下に制御することが求められる。しかしながら、この場合、余剰歪が多く導入されてしまい、磁歪は劣化する。このように、鉄損改善と磁歪とは両立が困難であった。
しかしながら、本発明者らが検討を行った結果、所定の状態に制御された二次再結晶組織に対し、シャープな線幅でレーザ照射（熱歪導入）を実施した場合、磁歪を損なわず低鉄損を実現することが可能であることが明らかとなった。すなわち、騒音特性及び磁気特性の更なる改善を目指すには、地鉄である二次再結晶方位の制御と、それに施す磁区制御技術の最適組合わせを同時に実施する必要があることが分かった。また、本発明者らによる更なる検討の結果、上記のような技術の適用効果は、薄手材にて特に顕著であった。
本発明は、上記のような知見に基づいてなされたものであり、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、質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：２．５０〜４．００％、Ｍｎ：０．０１０〜０．５００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｐ：０．０３００％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｂｉ：０〜０．０２０％、Ｓｎ：０〜０．５００％、Ｃｒ：０〜０．５００％、Ｃｕ：０〜１．０００％、Ｓｅ：０〜０．０８０％、Ｓｂ：０〜０．５０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する母材鋼板と、前記母材鋼板の表面に設けられたグラス被膜と、前記グラス被膜の表面に設けられた張力付与性絶縁被膜と、を備え、前記張力付与性絶縁被膜の表面には、前記圧延方向に対して直交する方向である板幅方向と所定の角度φをなす線状の熱歪が、圧延方向に沿って所定の間隔で周期的に形成されており、前記熱歪を備える前記張力付与性絶縁被膜の前記表面を、線源としてＣｏ Ｋα線を用いたＸ線回折スペクトルで測定した際に、Ｆｅの｛１１０｝面強度に対応する２θ＝５２．３８±０．５０°の範囲の回折ピークの半値全幅について、単位°での、前記線状の熱歪上での前記半値全幅Ｆ１と、隣り合う２つの前記線状の熱歪の中間位置での前記半値全幅Ｆ２とが、下記式（１）を満足し、前記線状の熱歪を磁区観察用走査型電子顕微鏡で観察した際に、前記線状の熱歪の幅が１０μｍ以上３００μｍ以下であり、前記母材鋼板において、単位°での、二次再結晶粒の圧延方向軸回りの方位分散角γ、板厚方向に平行な軸回りの方位分散角α、前記ＲＤ軸及び前記ＮＤ軸のそれぞれに対して垂直な軸回りの方位分散角βが、下記式（２）及び式（３）を満足する。
０．００ ＜ （Ｆ１−Ｆ２）／Ｆ２ ≦ ０．１５ ・・・式（１）
１．０ ≦ γ ≦ ８．０ ・・・式（２）
０．０ ≦ （α^２＋β^２）^０．５ ≦ １０．０ ・・・式（３）
［２］上記［１］に記載の方向性電磁鋼板では、前記角度φが、以下の式（４）を満足してもよい。
０．０ ≦ ｜φ｜ ≦ ２０．０ ・・・式（４）
［３］上記［１］または［２］に記載の方向性電磁鋼板では、隣り合う前記線状の熱歪の前記圧延方向の前記間隔が、２．０ｍｍ以上１０．０ｍｍ以下であってもよい。
［４］上記［１］〜［３］のいずれかに記載の方向性電磁鋼板では、前記母材鋼板の板厚は、０．１７ｍｍ以上０．２２ｍｍ以下であってもよい。
［５］上記［１］〜［４］のいずれかに記載の方向性電磁鋼板では、前記母材鋼板の前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．００１％〜０．０２０％を含有しれもよい。
［６］上記［１］〜［５］のいずれかに記載の方向性電磁鋼板では、前記母材鋼板の前記化学組成が、質量％で、Ｓｎ：０．００５〜０．５００％、Ｃｒ：０．０１〜０．５００％、及び、Ｃｕ：０．０１〜１．０００％から選択される１種以上を含有してもよい。
［７］本発明の別の態様に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．２００％、Ｓｉ：２．５０〜４．００％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０７０％、Ｍｎ：０．０１０〜０．５００％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｐ：０．０３００％以下、Ｓ：０．００５〜０．０８０％、Ｂｉ：０〜０．０２０％、Ｓｎ：０〜０．５００％、Ｃｒ：０〜０．５００％、Ｃｕ：０〜１．０００％、Ｓｅ：０〜０．０８０％、Ｓｂ：０〜０．５０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼片を加熱した後に熱間圧延し、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱延鋼板を焼鈍して、熱延焼鈍鋼板を得る熱延板焼鈍工程と、前記熱延焼鈍鋼板に対し、一回の冷間圧延、又は、中間焼鈍をはさむ複数の冷間圧延を施して、冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、前記冷延鋼板に対して脱炭焼鈍を施して、脱炭焼鈍鋼板を得る脱炭焼鈍工程と、前記脱炭焼鈍鋼板に対して焼鈍分離剤を塗布した後に、仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程と、仕上げ焼鈍後の鋼板表面に張力付与性絶縁被膜を形成する絶縁被膜形成工程と、レーザビーム又は電子ビームにより前記張力付与性絶縁被膜の表面に線状の熱歪を導入する磁区細分化工程と、を含み、前記脱炭焼鈍工程における６００℃以上８００℃以下の温度域における昇温速度Ｓ０（℃／秒）及び酸素ポテンシャルＰ０が、下記式（５）及び式（６）を満足し、前記脱炭焼鈍工程の均熱工程は、酸素ポテンシャルＰ２が０．２０〜１．００である雰囲気中、７００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２℃で１０秒以上１０００秒以下の時間保持する第一均熱工程と、当該第一均熱工程に続いて実施され、下記式（１０）を満足する酸素ポテンシャルＰ３の雰囲気中、下記式（１１）を満足する温度Ｔ３℃で、５秒以上５００秒以下の時間保持する第二均熱工程と、を含み、前記磁区細分化工程における前記レーザビーム又は電子ビームの平均照射エネルギー密度Ｕａ（ｍＪ／ｍｍ^２）が、下記式（７）を満足する。
４００ ≦ Ｓ０ ≦ ２５００ ・・・式（５）
０．０００１ ≦ Ｐ０ ≦ ０．１０ ・・・式（６）
１．０ ≦ Ｕａ ≦ ５．０ ・・・式（７）
Ｐ３ ＜ Ｐ２ ・・・式（１０）
Ｔ２＋５０ ≦ Ｔ３ ≦ １０００ ・・・式（１１）
ここで、前記平均照射エネルギー密度Ｕａは、ビームパワーＰＷ（Ｗ）、板幅方向のレーザビーム又は電子ビームの走査速度Ｖｃ（ｍ／秒）、圧延方向のビーム照射間隔ＰＬ（ｍｍ）を用いて、Ｕａ＝ＰＷ／（Ｖｃ×ＰＬ）で定義される。
［８］上記［７］に記載の方向性電磁鋼板の製造方法では、前記磁区細分化工程では、圧延方向に沿って、前記圧延方向に対して直交する方向である板幅方向と所定の角度φをなすように、前記線状の熱歪が所定の間隔で周期的に導入され、前記角度φが、以下の式（４）を満足してもよい。
０ ≦ ｜φ｜ ≦ ２０．０ ・・・式（４）
［９］上記［７］または［８］に記載の方向性電磁鋼板の製造方法では、前記磁区細分化工程では、隣り合う前記線状の熱歪の圧延方向の間隔が２．０ｍｍ以上１０．０ｍｍ以下となるように、前記レーザビーム又は電子ビームが照射されてもよい。
［１０］上記［７］〜［９］のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法では、前記脱炭焼鈍工程の昇温工程における５００℃以上６００℃未満の温度域における昇温速度Ｓ１（℃／秒）及び酸素ポテンシャルＰ１が、下記式（８）及び式（９）を満足してもよい。
３００ ≦ Ｓ１ ≦ １５００ ・・・式（８）
０．０００１ ≦ Ｐ１ ≦ ０．５０ ・・・式（９）
［１１］上記［７］〜［１０］のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法では、前記冷延鋼板の板厚は、０．１７ｍｍ以上０．２２ｍｍ以下であってもよい。
［１２］上記［７］〜［１１］のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法では、前記鋼片の前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．００１％〜０．０２０％
を含有してもよい。
［１３］上記［７］〜［１２］のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法では、前記鋼片の前記化学組成が、質量％で、Ｓｎ：０．００５〜０．５００％、Ｃｒ：０．０１〜０．５００％、及び、Ｃｕ：０．０１〜１．０００％から選択される１種以上を含有してもよい。

以上説明したように、本発明の上記態様によれば、方向性電磁鋼板の騒音特性を損なうことなく磁気特性をより一層向上させることが可能である。

方向性電磁鋼板における方向について説明するための図である。 本実施形態に係る方向性電磁鋼板の構造を模式的に示した図である。 同実施形態に係る方向性電磁鋼板の構造を模式的に示した図である。 同実施形態に係る方向性電磁鋼板の張力付与性絶縁被膜について説明するための図である。 同実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法の流れの一例を示した流れ図である。 同実施形態に係る脱炭焼鈍工程の流れの一例を示した流れ図である。 同実施形態に係る脱炭焼鈍工程の熱処理パターンの一例を示した図である。 同実施形態に係る脱炭焼鈍工程の熱処理パターンの一例を示した図である。

以下に図面を参照しながら、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。本明細書及び図面において、実質的に同一の機能構成を有する構成要素については、同一の符号を付することにより重複説明を省略する。

（本発明に至る経緯について）
以下では、まず、本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板（本実施形態に係る方向性電磁鋼板）及びその製造方法について説明するに先立ち、本発明者らが鋭意検討することで得られた知見と、かかる知見に基づく本発明に至る経緯について、図１を参照しながら簡単に説明する。図１は、方向性電磁鋼板における方向について説明するための図である。

本発明者らは、先だって言及したように、脱炭焼鈍条件や磁区制御条件を種々変更した材料について、磁気特性及び騒音特性の評価を試みた。その結果、一部の材料では、磁区制御による騒音特性の劣化が少なく、かつ、優れた磁気特性が確認された。より詳細に調査した結果、磁区制御による磁歪変化量は、二次再結晶方位の影響を強く受けるとの知見を得ることができた。

磁区細分化技術とは、上記のように、鋼板に対して熱歪を導入して磁区構造を細分化することで、鉄損を改善させる技術である。熱歪は、連続波レーザビーム又は電子ビームを方向性電磁鋼板の表面に対して周期的に照射することで、導入される。その結果、方向性電磁鋼板の表面には周期的に熱歪が形成される。しかしながら、実際の操業においては、上記のようなビーム照射部のみならず、隣り合うビーム照射部の間（中間位置）においても余剰歪が導入されてしまい、これら余剰歪が磁歪に対し悪影響を及ぼす。

本発明者らが、磁歪変化量と二次再結晶組織との関係を評価した結果、磁歪変化量が小さい試料の二次再結晶方位は、図１に示したような圧延方向軸（二次再結晶粒の圧延方向軸、以下、「ＲＤ軸」ともいう。）回りの方位分散回転が大きく、図１に示したような板厚方向に平行な軸（以下、「ＮＤ軸」ともいう。）回りの方位分散回転、並びに、ＲＤ軸及びＮＤ軸の双方に対して垂直をなす軸（以下、「ＴＤ軸」ともいう。）回りの方位分散回転は小さくなる傾向を見出した。かかる現象の原因は完全に明らかでないものの、結晶方位によって歪が導入され易い方位と、導入され難い方位が存在するためと推察される。

かかる知見に基づき、本発明者らが更なる検討を行った結果、以下で詳述するような本実施形態に係る方向性電磁鋼板及び方向性電磁鋼板の製造方法に想到した。

（方向性電磁鋼板について）
次に、本実施形態に係る方向性電磁鋼板について、詳細に説明する。

＜方向性電磁鋼板の主要な構成について＞
まず、図２Ａ及び図２Ｂを参照しながら、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の主要な構成について説明する。図２Ａ及び図２Ｂは、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の構造を模式的に示した図である。

本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０は、図２Ａに模式的に示したように、母材鋼板１１と、母材鋼板１１の表面に形成されたグラス被膜１３と、グラス被膜１３の表面に形成された絶縁被膜の一例である張力付与性絶縁被膜１５と、を有している。グラス被膜１３及び張力付与性絶縁被膜１５は、母材鋼板１１の少なくとも一方の面に形成されていればよいが、通常、図２Ｂに模式的に示したように、母材鋼板１１の両面に形成される。

以下では、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０について、特徴的な構成を中心に説明する。以下の説明において、公知の構成や、当業者が実施可能な一部の構成については、詳細な説明を省略しているところがある。

［母材鋼板１１について］
母材鋼板１１は、以下で詳述するような化学成分を含有する鋼片から製造されることで、優れた騒音特性と磁気特性とを示すようになる。かかる母材鋼板１１の化学成分については、以下で改めて詳述する。

［グラス被膜１３について］
グラス被膜１３は、母材鋼板１１の表面に位置している、ケイ酸マグネシウムを主成分とする無機質の被膜である。グラス被膜は、仕上げ焼鈍において、母材鋼板の表面に塗布されたマグネシア（ＭｇＯ）を含む焼鈍分離剤と、母材鋼板１１の表面の成分と、が反応することにより形成され、焼鈍分離剤及び母材鋼板の成分に由来する組成（より詳細には、Ｍｇ_２ＳｉＯ_４を主成分とする組成）を有することとなる。

［張力付与性絶縁被膜１５について］
張力付与性絶縁被膜１５は、グラス被膜１３の表面に位置しており、方向性電磁鋼板１０に電気絶縁性を付与することで渦電流損を低減して、方向性電磁鋼板１０の鉄損を向上させる。また、張力付与性絶縁被膜１５は、上記のような電気絶縁性以外にも、耐蝕性、耐熱性、すべり性といった種々の特性を実現する。

更に、張力付与性絶縁被膜１５は、方向性電磁鋼板１０に張力を付与するという機能を有する。方向性電磁鋼板１０に張力を付与して、方向性電磁鋼板１０における磁壁移動を容易にすることで、方向性電磁鋼板１０の鉄損を向上させることができる。

また、かかる張力付与性絶縁被膜１５の表面には、連続波レーザビーム又は電子ビームを用いて、以下で詳細に説明するような方法により磁区細分化処理が施される。その結果、圧延方向に対して直交する方向である板幅方向と所定の角度φをなす線状の熱歪が、圧延方向に沿って所定の間隔で周期的に形成されている。これにより、本実施形態に係る方向性電磁鋼板において、磁気特性がより一層向上する。

かかる張力付与性絶縁被膜１５は、例えば、金属リン酸塩とシリカを主成分とするコーティング液をグラス被膜１３の表面に塗布し、焼付けることによって形成される。

＜方向性電磁鋼板１０の板厚について＞
本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０の製品板厚（図２Ａ及び図２Ｂにおける厚みｔ）は、特に限定されるものではなく、例えば０．１７ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下とすることができる。また、本実施形態においては、冷延後の板厚が０．２２ｍｍ未満と薄い材料（すなわち、薄手材）である場合に効果が顕著となり、グラス被膜の密着性がより一層優れたものとなる。冷延後の板厚は、例えば、０．１７ｍｍ以上０．２０ｍｍ以下であることがより好ましい。

＜母材鋼板１１の化学成分について＞
続いて、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０の母材鋼板１１の化学成分について、詳細に説明する。以下では、特に断りのない限り、「％」との表記は「質量％」を表すものとする。

以下のような化学成分を有する鋼片は、以下で詳述するような工程を経て方向性電磁鋼板となった場合、母材鋼板１１の炭素（Ｃ）、酸可溶性アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）、窒素（Ｎ）、及び、硫黄（Ｓ）以外の成分については、鋼片の際と同様の含有量が保持される。一方、炭素（Ｃ）、酸可溶性アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）、窒素（Ｎ）、及び、硫黄（Ｓ）については、以下で詳述するような工程を経ることで、含有量が変化する。

［Ｃ：０．０１０％以上０．２００％以下］
Ｃ（炭素）は、磁束密度の改善効果を示す元素であるが、鋼片のＣ含有量が０．２００％を超える場合には、二次再結晶焼鈍（すなわち、仕上げ焼鈍）において鋼が相変態し、二次再結晶が十分に進行せず、良好な磁束密度と鉄損特性とが得られない。そのため、鋼片のＣ含有量を０．２００％以下とする。Ｃ含有量が少ないほど鉄損低減にとって好ましいので、鉄損低減の観点から、Ｃ含有量は、好ましくは０．１５０％以下であり、より好ましくは０．１００％以下である。
一方、鋼片のＣ含有量が０．０１０％未満である場合には、磁束密度の改善効果を得ることはできない。従って、鋼片のＣ含有量は、０．０１０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０４０％以上であり、より好ましくは０．０６０％以上である。

上記のような鋼片におけるＣ含有量は、以下で詳述するような工程を経て本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０となることで、母材鋼板１１におけるＣ含有量が、０．００５％（５０ｐｐｍ）以下となる。

［Ｓｉ：２．５０％以上４．００％以下］
Ｓｉ（ケイ素）は、鋼の電気抵抗（比抵抗）を高めて鉄損の一部を構成する渦電流損を低減するのに、極めて有効な元素である。Ｓｉ含有量が２．５０％未満である場合には、二次再結晶焼鈍において鋼が相変態して、二次再結晶が十分に進行せず、良好な磁束密度と鉄損特性が得られない。そのため、本実施形態に係る鋼片及び母材鋼板１１において、Ｓｉ含有量は２．５０％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは３．００％以上であり、より好ましくは３．２０％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が４．００％を超える場合には、鋼板が脆化し、製造工程での通板性が顕著に劣化する。そのため、本実施形態に係る鋼片及び母材鋼板１１において、Ｓｉ含有量は４．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは３．８０％以下であり、より好ましくは３．６０％以下である。

［酸可溶性Ａｌ：０．０１０％以上０．０７０％以下］
酸可溶性アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）は、方向性電磁鋼板において二次再結晶を左右するインヒビターと呼ばれる化合物のうち、主要なインヒビターの構成元素であり、本実施形態に係る母材鋼板１１において、二次再結晶発現の観点から必須の元素である。鋼片のＳｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１０％未満である場合には、インヒビターとして機能するＡｌＮが十分に生成せず、二次再結晶が不充分となって、鉄損特性が向上しない。そのため、本実施形態に係る鋼片において、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．０１０％以上とする。Ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは、０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０２０％である。
一方、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０７０％を超える場合には、鋼板の脆化が顕著となる。そのため、本実施形態に係る鋼片において、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．０７０％以下とする。Ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０３０％以下である。

上記のような鋼片におけるＳｏｌ．Ａｌ含有量は、以下で詳述するような工程を経て本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０となることで、母材鋼板１１におけるＳｏｌ．Ａｌ含有量が、０．００５％（５０ｐｐｍ）以下となる。

［Ｍｎ：０．０１０％以上０．５００％以下］
Ｍｎ（マンガン）は、主要なインヒビターの一つであるＭｎＳを形成する、重要な元素である。Ｍｎ含有量が０．０１０％未満である場合には、二次再結晶を生じさせるのに必要なＭｎＳの絶対量が不足する。そのため、本実施形態に係る鋼片及び母材鋼板１１において、Ｍｎ含有量は、０．０１０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．０３０％以上であり、より好ましくは０．０６０％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が０．５００％を超える場合には、二次再結晶焼鈍において鋼が相変態し、二次再結晶が十分に進行せず、良好な磁束密度と鉄損特性が得られない。そのため、本実施形態に係る鋼片及び母材鋼板１１において、Ｍｎ含有量は、０．５００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．３００％以下であり、より好ましくは０．１００％以下である。

［Ｎ：０．０２０％以下］
Ｎ（窒素）は、上記の酸可溶性Ａｌと反応して、インヒビターとして機能するＡｌＮを形成する元素である。鋼片のＮ含有量が０．０２０％を超える場合には、冷間圧延時、鋼板中にブリスター（空孔）が生じるうえに、鋼板の強度が上昇し、製造時の通板性が悪化する。そのため、本実施形態に係る鋼片では、鋼片のＮ含有量を０．０２０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。ＡｌＮをインヒビターとして活用しないのであれば、Ｎ含有量の下限値は０％を含みうる。しかしながら、化学分析の検出限界値が０．０００１％であるため、実用鋼板において、実質的なＮ含有量の下限値は、０．０００１％である。一方、Ａｌと結合して、インヒビターとして機能するＡｌＮを形成するためには、Ｎ含有量は０．００１％以上であることが好ましく、０．００５％以上であることがより好ましい。

上記のような鋼片におけるＮ含有量は、以下で詳述するような工程を経て本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０となることで、母材鋼板１１におけるＮ含有量が、０．０１０％（１００ｐｐｍ）以下となる。

［Ｓ：０．００５％以上０．０８０％以下］
Ｓ（硫黄）は、上記Ｍｎと反応することで、インヒビターであるＭｎＳを形成する重要な元素である。鋼片のＳ含有量が０．００５％未満である場合には、十分なインヒビター効果を得ることができない。そのため、本実施形態に係る鋼片では、Ｓ含有量を０．００５％以上とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。
一方、鋼片のＳ含有量が０．０８０％を超える場合には、熱間脆性の原因となり、熱間圧延が著しく困難となる。そのため、本実施形態に係る鋼片において、Ｓ含有量は０．０８０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０４０％以下であり、より好ましくは０．０３０％以下である。

上記のような鋼片におけるＳ含有量は、以下で詳述するような工程を経て本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０となることで、母材鋼板１１におけるＳ含有量が、０．０１０％（１００ｐｐｍ）以下となる。

Ｐ：０．０３００％以下
Ｐは圧延における加工性を低下させる元素である。Ｐ含有量を０．０３００％以下とすることにより、圧延加工性が過度に低下することを抑制でき、製造時における破断を抑制することができる。このような観点からＰ含有量は０．０３００％以下とする。Ｐ含有量は、０．０２００％以下であることが好ましく、０．０１００％以下であることがより好ましい。
Ｐ含有量の下限は０％を含み得るが、化学分析の検出限界値が０．０００１％であるため、実用鋼板において、実質的なＰ含有量の下限値は、０．０００１％である。また、Ｐは集合組織を改善し、磁性を改善する効果を有する元素でもある。この効果を得るため、Ｐ含有量を０．００１０％以上としてもよく、０．００５０％以上としてもよい。

本実施形態に係る鋼片及び母材鋼板１１では、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の特性を向上させるために、上述した各種元素の他に、残部のＦｅの一部に換えて、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｓｎ及びＣｕの１種以上を更に含有してもよい。Ｓｅ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｓｎ及びＣｕは、本実施形態に係る鋼片及び母材鋼板１１において、任意元素であるため、その含有量の下限値は、０％となる。

［Ｓｅ：０％以上０．０８０％以下］
Ｓｅ（セレン）は、磁性改善効果を有する元素である。そのため、含有させてもよい。Ｓｅは、本実施形態に係る鋼片及び母材鋼板１１において任意元素である。そのため、その含有量の下限値は、０％となるが、Ｓｅを含有させる場合は、磁性改善効果を良好に発揮するべく、含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。磁性と被膜密着性の両立を考慮すると、Ｓｅ含有量は、好ましくは０．００３％以上であり、より好ましくは０．００６％以上である。
一方、０．０８０％を越えてＳｅを含有させると、グラス被膜が著しく劣化する。従って、Ｓｅ含有量の上限を０．０８０％とする。Ｓｅ含有量は、好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。

［Ｓｂ：０％以上０．５０％以下］
Ｓｂ（アンチモン）は、Ｓｅと同様、磁性改善効果を有する元素である。そのため、含有させてもよい。Ｓｂは、本実施形態に係る鋼片及び母材鋼板１１において任意元素である。そのため、その含有量の下限値は、０％となるが、Ｓｂを含有させる場合は、磁性改善効果を良好に発揮するべく、含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。磁性と被膜密着性の両立を考慮すると、Ｓｂ含有量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０２％以上である。
一方、０．５０％を越えてＳｂを含有させると、グラス被膜が顕著に劣化する。従って、Ｓｂ含有量の上限を０．５０％とする。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。

［Ｂｉ：０％以上０．０２０％以下］
Ｂｉ（ビスマス）は、Ｂｉは、磁気特性を向上させる効果を有する元素である。そのため含有させてもよい。Ｂｉは、本実施形態に係る鋼片及び母材鋼板１１において任意元素である。そのため、その含有量の下限値は、０％となるが、０％にすることは工業的に容易ではないので、珪素鋼板のＢｉ含有量を０．０００１％以上としてもよい。また、Ｂｉを含有させる場合は、磁気特性向上効果を良好に発揮するべく、Ｂｉ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％とすることがより好ましい。
一方、Ｂｉの含有量が０．０２０％を超えると、冷延時の通板性が劣化することがある。そのため、Ｂｉ含有量は０．０２０％以下とする。また、仕上焼鈍時の純化が不十分で最終製品にＢｉが不純物として過剰に残留すると、磁気特性に悪影響を及ぼすことがある。そのため、Ｂｉ含有量は、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００５％以下である。

［Ｃｒ：０％以上０．５００％以下］
Ｃｒ（クロム）は、後述するＳｎ及びＣｕと同様に、二次再結晶組織におけるＧｏｓｓ方位占有率の増加に寄与して磁気特性を向上させるとともに、グラス被膜密着性の向上促進に寄与する元素である。Ｃｒは、本実施形態に係る鋼片及び母材鋼板１１において、任意元素である。そのため、その含有量の下限値は０％となるが、かかる効果を得るためには、Ｃｒ含有量を、０．０１０％以上とすることが好ましく、０．０３０％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｃｒ含有量が０．５００％を超える場合には、Ｃｒ酸化物が形成され、磁性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は、０．５００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．２００％以下であり、より好ましくは０．１００％以下である。

［Ｓｎ：０％以上０．５００％以下］
Ｓｎ（スズ）は、一次結晶組織制御を通じ、磁性改善に資する元素である。Ｓｎは、本実施形態に係る鋼片及び母材鋼板１１において、任意元素である。そのため、その含有量の下限値は０％となるが、磁性改善効果を得るためには、Ｓｎ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００９％以上である。
一方、Ｓｎ含有量が０．５００％を超える場合には、二次再結晶が不安定となり、磁気特性が劣化する。そのため、本実施形態に係る母材鋼板１１において、Ｓｎ含有量は０．５００％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．３００％以下であり、より好ましくは０．１５０％以下である。

［Ｃｕ：０％以上１．０００％以下］
Ｃｕ（銅）は、Ｂｉ、Ｃｒと同様に、二次再結晶の組織におけるＧｏｓｓ方位占有率の増加に寄与するとともに、グラス被膜密着性の向上に寄与する元素である。Ｃｕは、本実施形態に係る鋼片及び母材鋼板１１において、任意元素である。そのため、その含有量の下限値は０％となるが、かかる効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０３０％以上である。一方、Ｃｕ含有量が１．０００％を超える場合には、熱間圧延中に鋼板が脆化する。そのため、本実施形態に係る鋼片及び母材鋼板１１では、Ｃｕ含有量を１．０００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．５００％以下であり、より好ましくは０．１００％以下である。

また、母材鋼板１１中の化学成分の総量を方向性電磁鋼板１０から得るには、方向性電磁鋼板１０にアルカリ液による洗浄処理を実施し、張力付与性絶縁被膜１５を除去したうえで、更に、酸洗によるグラス被膜１３の除去処理を実施し、ＩＣＰ−ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ−Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。その際、ＣおよびＳは燃焼−赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解−熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解−非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
張力付与性絶縁被膜の除去方法として、被膜を有する一方向性電磁鋼板を、高温のアルカリ溶液に浸漬すればよい。具体的には、ＮａＯＨ：３０〜５０質量％＋Ｈ_２Ｏ：５０〜７０質量％の水酸化ナトリウム水溶液に、８０〜９０℃で５〜１０分間、浸漬した後に、水洗して乾燥することで、一方向性電磁鋼板から張力付与性絶縁被膜を除去できる。張力付与性絶縁被膜の厚さに応じて、上記の水酸化ナトリウム水溶液に浸漬する時間を変えればよい。
また、例えば、グラス被膜の除去方法として、濃度３０〜４０％の塩酸に、８０〜９０℃で１〜５分、浸漬した後に、推薦して乾燥させることで、グラス被膜が除去できる。
上述のように絶縁被膜の除去はアルカリ溶液、グラス被膜の除去は塩酸を用いる、といったように使い分けて除去する。絶縁被膜およびグラス被膜を除去することで、鋼板が現出して測定可能となる。
また、スラブ（鋼片）の鋼成分は、鋳造前の溶鋼からサンプルを採取して組成分析するか、鋳造後のスラブから表面酸化膜などを除去して組成分析すればよい。

本実施形態に係る鋼片及び母材鋼板１１の化学成分の、上述の元素（必須元素、任意元素）以外の残部は、Ｆｅ及び不純物であることを基本とする。しかしながら、磁気特性の向上、強度、耐食性、疲労特性等といった構造部材に求められる特性の向上、鋳造性や通板性の向上、スクラップ等使用による生産性の向上を目的として、鋼片及び母材鋼板１１は、残部のＦｅの一部に換えて、さらに、Ｍｏ（モリブデン）、Ｗ（タングステン）、Ｉｎ（インジウム）、Ｂ（ホウ素）、Ａｕ（金）、Ａｇ（銀）、Ｔｅ（テルル）、Ｃｅ（セリウム）、Ｖ（バナジウム）、Ｃｏ（コバルト）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃａ（カルシウム）、Ｒｅ（レニウム）、Ｏｓ（オスミウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｈｆ（ハフニウム）、Ｔａ（タンタル）、Ｙ（イットリウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｃｄ（カドミウム）、Ｐｂ（鉛）、Ａｓ（ヒ素）等から選択される１種又は２種以上を合計で５．００％以下、好ましくは３．００％以下、より好ましくは１．００％以下含有しても本実施形態に係る方向性電磁鋼板の効果は失われるものではない。これらの元素は、任意に含まれ得る元素であるため、これらの元素の合計含有量の下限値は、０％である。

また、不純物とは、添加の意図に関係なく、鋼片及び母材鋼板１１中に存在するものであり、得られる方向性電磁鋼板において、存在する必要のない成分である。「不純物」なる用語は、鋼材料を工業的に製造する際に原料としての鉱石、スクラップ又は製造環境などから混入する不純物を含む概念である。このような不純物は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の効果に悪影響を与えない量で含まれ得る。

以上、本実施形態に係る鋼片及び母材鋼板１１の化学成分について、詳細に説明した。

＜張力付与性絶縁被膜１５の表面に形成された熱歪について＞
続いて、図３を参照しながら、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０が有する張力付与性絶縁被膜１５に対して導入され、張力付与性絶縁被膜１５の表面に形成された熱歪について、詳細に説明する。図３は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０の張力付与性絶縁被膜１５について説明するための図である

図３は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０が有する張力付与性絶縁被膜１５を上方からみた場合の模式図であり、本来は磁区観察用走査型電子顕微鏡（磁区ＳＥＭ）で観察することで観察可能な線状の熱歪２１を、模式的に図示したものである。

本実施形態で着目する騒音特性への影響因子としては、歪の存在が挙げられる。先だって言及しているような、レーザビーム又は電子ビームによる磁区制御は、磁区細分化により鉄損を改善する技術であるが、同時に余剰歪を導入するものでもある。

本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０では、図３に模式的に示したように、張力付与性絶縁被膜１５の表面に対して、圧延方向に対して直交する方向である板幅方向（ＴＤ軸と平行な方向）と所定の角度φをなす線状の熱歪２１が、圧延方向（ＲＤ軸に平行な方向）に沿って、所定の間隔ｐで周期的に導入されている。

例えば、磁区細分化に要する線状の熱歪としては、線幅をなるべくシャープにした線状の熱歪を導入することが好ましい。鉄損改善には、レーザビーム又は電子ビームのビーム線幅（図３における線幅Ｗ）は、具体的には、１０μｍ以上３００μｍ以下であることが好ましい。この場合、線状の熱歪２１が導入された部位（図３における点Ａの部位）の歪量が一番大きくなり、線状の熱歪２１から離れるに従って、導入された歪量（余剰歪量と考えることができる）は、減少していき、点Ａから圧延方向（ＲＤ軸に平行な方向）にｐ／２だけ離隔した部位（図３における点Ｂの部位）の余剰歪量が最も小さくなる。上記のようなビーム線幅Ｗで線状の熱歪２１を導入した場合、余剰歪が多く導入されてしまい、方向性電磁鋼板の磁歪は低下する。
熱歪２１の線幅Ｗは目視では確認できないものの、磁区ＳＥＭ等の磁区構造観察装置を使用することで、熱歪２１を可視化して、線幅Ｗを定量評価することができる。

張力付与性絶縁被膜１５に導入された余剰歪量は、Ｘ線回折スペクトルを測定することで評価することが可能である。具体的には、線状の熱歪２１（図３における点Ａ）の格子歪と、線状の熱歪２１間（より詳細には、図３における点Ｂ（１つの熱歪２１と、その隣りの熱歪２１とのＲＤ方向における中間地点））の格子歪と、の比を評価することで、余剰歪の多寡が判断できる。

格子歪は、線源をＣｏ Ｋα線としたＸ線回折（Ｘ−Ｒａｙ Ｄｉｆｆｃａｔｉｏｎ：ＸＲＤ）スペクトルを測定し、Ｆｅの｛１１０｝面由来の（面強度に対応する）回折ピークの半値全幅から評価できる。かかるＦｅの｛１１０｝面由来の回折ピークとしては、２θ＝５２．３８±０．５０°の範囲に検出される回折ピークに着目することとする。この場合、余剰歪量は、点Ａにて測定したＸＲＤスペクトルにおける２θ＝５２．３８±０．５０°の範囲の回折ピークの半値全幅Ｆ１（°）と、点Ｂにて測定したＸＲＤスペクトルにおける２θ＝５２．３８±０．５０°の範囲の回折ピークの半値全幅Ｆ２（°）とを、用いて、（Ｆ１―Ｆ２）／Ｆ２で定義できる。

従来、低い鉄損を得る観点から熱歪２１の線幅Ｗを１０μｍ以上３００μｍ以下に制御すると、線状の熱歪２１を磁区ＳＥＭで観察することで得られる二次再結晶粒の圧延方向軸（ＲＤ軸）回りの方位分散角γ（°）が、下記式（１０１）で表される関係を満たすことができなくなっていた。この場合、余剰歪量（Ｆ１―Ｆ２）／Ｆ２が０．１５超となってしまい、磁歪が劣化していた。

しかしながら、本実施形態で説明する方法によって二次再結晶組織を制御して、ＲＤ軸回りの方位分散角γ（°）が下記式（１０１）を満足し、かつ、ＮＤ軸回りの方位分散角α（°）、及び、ＴＤ軸回りの方位分散角β（°）が下記式（１０２）の関係を満たす母材鋼板１１（すなわち、結晶方位が下記式（１０１）及び式（１０２）で規定される方向となっている母材鋼板１１）に対しては、線幅Ｗが１０μｍ以上３００μｍ以下である条件で線状の熱歪２１が導入されたとしても、余剰歪量（Ｆ１―Ｆ２）／Ｆ２が０．１５以下となり、低鉄損と低磁歪とが両立できることが明らかとなった。

１．０ ≦ γ ≦ ８．０ ・・・式（１０１）
０．０ ≦ （α^２＋β^２）^０．５ ≦ １０．０ ・・・式（１０２）

上記式（１０１）において、ＲＤ軸回りの方位分散角γ（°）が１．０未満である場合、及び、８．０を超える場合には、低鉄損と低磁歪との両立が困難となる。また、上記式（１０２）において、（α^２＋β^２）^０．５の値が１０．０を超える場合においても、低鉄損と低磁歪の両立化が困難となる。

先だって言及したように、方位分散角γが、方位分散角α，βよりも大きい場合に、磁歪がより小さなものとなることから、（α^２＋β^２）^０．５の値が小さい方が磁歪にとって有利である。そのため、（α^２＋β^２）^０．５の値は、０．０以上４．０以下であることが好ましい。また、ＲＤ軸周りの方位分散角γについても、２．５以上５．０以下となることで磁歪が更に向上するため好ましい。
理想的なＧｏｓｓ方位は、{１１０}＜００１＞方位である。しかしながら、実際の結晶方位は、{１１０}＜００１＞から幾分ずれている。本実施形態において、理想的なＧｏｓｓ方位{１１０}＜００１＞に対し、ＲＤ、ＮＤ、ＴＤ軸廻りのずれ角を方位分散角（γ、α、β）と定義している。方向性電磁鋼板の結晶方位は、例えば、ラウエ回折装置（ＲＩＧＡＫＵ ＲＡＳＣＯ−Ｌ ＩＩ Ｖ）を用いて実験的に得ることができる。例えば、幅方向に１００ｍｍ×長さ方向に５００ｍｍまたは幅方向に６０ｍｍ×長さ方向に３００ｍｍの方向性電磁鋼板にＸ線を、長さ方向に１０ｍｍ、幅方向に１０ｍｍ間隔で照射し、ラウエ回折スポットをＰＣ上の解析ソフトでフィッティングすることで、オイラー角φ１、Φ、φ２が得られる。例えばＧｏｓｓ方位のオイラー角はＢｕｎｇｅ表記でφ１＝０°、Φ＝４５°、φ２＝０°で与えられるため、実験で得られた方位角度と、Ｇｏｓｓ方位の角度を比較することで、ＲＤ、ＮＤ、ＴＤ軸廻りのずれ角、すなわち、方位分散角が得られる。

本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０では、以下で詳述するように、脱炭焼鈍時における熱処理条件を制御することで二次再結晶組織を制御して、上記のような特定の結晶方位を有する母材鋼板１１を造り込むことができる。かかる母材鋼板１１を有する方向性電磁鋼板１０に対して、以下で詳述するような磁区細分化方法で線状の熱歪２１を導入することで、以下の式（１０３）で表される関係を満たすように、余剰歪量（Ｆ１―Ｆ２）／Ｆ２を制御することができる。その結果、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０では、騒音特性を損なうことなく磁気特性をより一層向上させることが可能となる。

０．００ ＜ （Ｆ１−Ｆ２）／Ｆ２ ≦ ０．１５ ・・・式（１０３）

余剰歪量（Ｆ１―Ｆ２）／Ｆ２が０．００以下となる場合には、張力付与性絶縁被膜１５に導入される歪量が不十分となり、良好な磁気特性を得ることができない。
一方、余剰歪量（Ｆ１―Ｆ２）／Ｆ２が０．１５を超える場合には、先だって言及しているように、磁歪が劣化する。余剰歪量（Ｆ１―Ｆ２）／Ｆ２は、好ましくは０．０１以上０．０５以下である。導入される余剰歪量（Ｆ１―Ｆ２）／Ｆ２は、後述する磁区細分化工程において、レーザビーム又は電子ビームの平均照射エネルギー密度を調整することで、制御可能である。

図３に模式的に示したような線状の熱歪２１は、必ずしも圧延方向（ＲＤ軸に平行な方向）に対して直角である（すなわち、ＴＤ軸に対して平行である）必要はなく、以下の式（１０４）に示すように、ＴＤ軸に対して、±２０°の範囲であってもよい。すなわち、図３に模式的に示したように、ＴＤ軸と線状の熱歪２１とのなす角φの大きさ｜φ｜は、０°以上２０°以下の範囲内であることが好ましい。

０．０ ≦ ｜φ｜ ≦ ２０．０ ・・・式（１０４）

ここで、角度φの大きさが２０°を超える場合には、所望の二次再結晶方位を実現することが困難となることがある。角度φの大きさは、より好ましくは、０．０°以上１０．０°以下である。

また、図３に示したような、隣り合う線状の熱歪２１の間隔（ＲＤ軸に平行な方向の、熱歪の中心から隣の熱歪２１の中心までの間隔）ｐは、２．０ｍｍ以上、１０．０ｍｍ以下であることが好ましい。間隔ｐを２．０ｍｍ以上、１０．０ｍｍ以下とすることで、より確実に所望の熱歪を導入することが可能となる。隣り合う線状の熱歪２１の間隔ｐは、より好ましくは、３．０ｍｍ以上、８．０ｍｍ以下である。

以上、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０について、詳細に説明した。
本実施形態に係る方向性電磁鋼板の示す各種の磁気特性は、ＪＩＳ Ｃ２５５０−１（２０１１）に規定されたエプスタイン法や、ＪＩＳ Ｃ２５５６（２０１１）に規定された単板磁気特性測定法（Ｓｉｎｇｌｅ Ｓｈｅｅｔ Ｔｅｓｔｅｒ：ＳＳＴ）に則して、測定することが可能である。

（方向性電磁鋼板の製造方法について）
次に、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法について、図４〜図７を参照しながら詳細に説明する。図４は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法の流れの一例を示した流れ図である。図５は、本実施形態に係る脱炭焼鈍工程の流れの一例を示した流れ図である。図６及び図７は、本実施形態に係る脱炭焼鈍工程の熱処理パターンの一例を示した図である。

＜方向性電磁鋼板の製造方法の全体的な流れ＞
以下では、図４を参照しながら、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法の全体的な流れを説明する。

本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法の全体的な流れは、以下の通りである。
まず、上記のような化学成分を有する鋼片（スラブ）を熱間圧延した後、焼鈍を実施して、熱延焼鈍工程を得る。次に、得られた熱延焼鈍鋼板に対して、酸洗後、１回、又は、中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を実施して、所定の冷延後の板厚まで冷延された冷延鋼板を得る。その後、得られた冷延鋼板について、湿潤水素雰囲気中の焼鈍（脱炭焼鈍）により、脱炭及び一次再結晶を行って、脱炭焼鈍鋼板とする。かかる脱炭焼鈍において、鋼板の表面には、所定のＭｎ系酸化膜が形成される。続いて、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を脱炭焼鈍鋼板の表面に塗布した後乾燥させて、仕上げ焼鈍を行う。かかる仕上げ焼鈍により、二次再結晶が起こり、鋼板の結晶粒組織が｛１１０｝＜００１＞方位に集積する。同時に、鋼板表面においては、焼鈍分離剤中のＭｇＯと脱炭焼鈍時に鋼板表面に形成される酸化膜（Ｆｅ_２ＳｉＯ_４及びＳｉＯ_２）とが反応して、グラス被膜が形成される。仕上焼鈍板を水洗又は酸洗により除粉した後、リン酸塩を主体とする塗布液を塗布して焼付けることで、張力付与性絶縁被膜が形成される。

すなわち、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、図４に示したように、以下の工程を含む。
上記のような化学成分を有する鋼片を所定の温度で熱間圧延して、熱延鋼板を得る熱間圧延工程（ステップＳ１０１）と、
得られた熱延鋼板を焼鈍して熱延焼鈍鋼板を得る熱延板焼鈍工程（ステップＳ１０３）と、
得られた熱延焼鈍鋼板に対し、一回の冷間圧延、又は、中間焼鈍をはさむ複数の冷間圧延を施して、冷延鋼板を得る冷間圧延工程（ステップＳ１０５）と、
得られた冷延鋼板に対して脱炭焼鈍を施して、脱炭焼鈍鋼板を得る脱炭焼鈍工程（ステップＳ１０７）と、
得られた脱炭焼鈍鋼板に対して焼鈍分離剤を塗布した後に、仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程（ステップＳ１０９）と、
仕上げ焼鈍後の鋼板表面に絶縁被膜（より詳細には、張力付与性絶縁被膜）を形成する絶縁被膜形成工程（ステップＳ１１１）と、
レーザビーム又は電子ビームにより張力付与性絶縁被膜の表面に線状の熱歪を導入する磁区細分化工程（ステップＳ１１３）。

以下、これら工程について、詳細に説明する。以下の説明において、各工程における何らかの条件が記載されていない場合には、公知の条件を適宜適応して各工程を行うことが可能である。

＜熱間圧延工程＞
熱間圧延工程（ステップＳ１０１）は、所定の化学成分を有する鋼片（例えば、スラブ等の鋼塊）を熱間圧延して、熱延鋼板とする工程である。鋼片の成分としては、上述したような成分とする。かかる熱間圧延工程において、上述のような化学成分を有するケイ素鋼の鋼片は、まず、加熱処理される。

ここで、加熱温度は、１１００〜１４５０℃の範囲内とすることが好ましい。加熱温度は、より好ましくは１３００℃以上１４００℃以下である。次いで、上記のような温度まで加熱された鋼片は、引き続く熱間圧延により、熱延鋼板へと加工される。加工された熱延鋼板の板厚は、例えば、２．０ｍｍ以上３．０ｍｍ以下の範囲内であることが好ましい。

＜熱延板焼鈍工程＞
熱延板焼鈍工程（ステップＳ１０３）は、熱間圧延工程を経て製造された熱延鋼板を焼鈍して、熱延焼鈍鋼板とする工程である。このような焼鈍処理を施すことで、鋼板組織に再結晶が生じ、良好な磁気特性を実現することが可能となる。

熱延板焼鈍工程では、公知の方法に従い、熱間圧延工程を経て製造された熱延鋼板を焼鈍して、熱延焼鈍鋼板とすればよい。焼鈍に際して熱延鋼板を加熱する手段については、特に限定されるものではなく、公知の加熱方式を採用することが可能である。また、焼鈍条件についても、特に限定されるものではないが、例えば、熱延鋼板に対して、９００〜１２００℃の温度域で１０秒〜５分間の焼鈍を行うことができる。

かかる熱延板焼鈍工程後、以下で詳述する冷間圧延工程の前に、熱延鋼板の表面に対して酸洗を施してもよい。

＜冷間圧延工程＞
冷間圧延工程（ステップＳ１０５）は、熱延焼鈍鋼板に対して、一回又は中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を実施して、冷延鋼板とする工程である。また、上記のような熱延板焼鈍を施した場合、鋼板形状が良好になるため、１回目の圧延における鋼板破断の可能性を軽減することができる。また、冷間圧延は、３回以上に分けて実施してもよいが、製造コストが増大するため、１回又は２回とすることが好ましい。

冷間圧延工程では、公知の方法に従い、熱延焼鈍鋼板を冷間圧延し、冷延鋼板とすればよい。例えば、最終圧下率は、８０％以上９５％以下の範囲内とすることができる。最終圧下率が８０％未満である場合には、｛１１０｝＜００１＞方位が圧延方向に高い集積度をもつＧｏｓｓ核を得ることができない可能性が高くなり、好ましくない。
一方、最終圧下率が９５％を超える場合には、後段の仕上げ焼鈍工程において、二次再結晶が不安定となる可能性が高くなるため、好ましくない。最終圧下率を上記範囲内とすることにより、｛１１０｝＜００１＞方位が圧延方向に高い集積度をもつＧｏｓｓ核を得るとともに、二次再結晶の不安定化を抑制することができる。
最終圧下率とは、冷間圧延の累積圧下率であり、中間焼鈍を行う場合には、中間焼鈍後の冷間圧延の累積圧下率である。

また、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を実施する場合、一回目の冷間圧延は、圧下率を５〜５０％程度とし、９５０℃〜１２００℃の温度で３０秒〜３０分程度の中間焼鈍を実施することが好ましい。

ここで、冷間圧延が施された冷延鋼板の板厚（冷延後の板厚）は、通常、最終的に製造される方向性電磁鋼板の板厚（張力付与性絶縁被膜の厚みを含めた製品板厚）と異なる。方向性電磁鋼板の製品板厚については、先だって言及した通りである。

上記のような冷間圧延工程に際して、磁気特性をより一層向上させるために、エージング処理を与えることも可能である。冷間圧延中に複数回のパスにより各板厚段階を経るが、少なくとも一回以上の途中板厚段階において、鋼板に対し１００℃以上の温度範囲で１分以上の時間保持する熱効果を与えることが好ましい。かかる熱効果により、後段の脱炭焼鈍工程において、より優れた一次再結晶集合組織を形成させることが可能となり、ひいては、後段の仕上げ焼鈍工程において、｛１１０｝＜００１＞方位が圧延方向に揃った良好な二次再結晶を十分に発達させることが可能となる。

＜脱炭焼鈍工程＞
脱炭焼鈍工程（ステップＳ１０７）は、得られた冷延鋼板に対して脱炭焼鈍を行って、脱炭焼鈍鋼板とする工程である。本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、かかる脱炭焼鈍工程において、所定の熱処理条件に則して焼鈍処理を施すことで、二次再結晶組織を制御する。

本実施形態に係る脱炭焼鈍工程は、所望の二次再結晶組織を得るために、図５に示したように、昇温工程（ステップＳ１３１）と、均熱工程（ステップＳ１３３）という、２つの工程で構成される。

昇温工程（ステップＳ１３１）は、冷間圧延工程にて得られた冷延鋼板を、室温から後段の均熱工程が実施される７００℃以上１０００℃以下の範囲内の温度Ｔ１（℃）まで、所定の昇温速度で昇温する工程である。また、均熱工程（ステップＳ１３１）は、所定の昇温速度で昇温された冷延鋼板を、所定の温度で所定時間保持することで焼鈍する工程である。

以下、これらの工程について、図６及び図７を参照しながら詳細に説明する。
図６及び図７に示した熱処理パターンの図において、縦軸及び横軸の目盛間隔は正確なものとはなっておらず、図６及び図７に示した熱処理パターンは、あくまでも模式的なものである。

［昇温工程］
本実施形態に係る昇温工程は、本発明にとって特に重要な役割を果たす、二次再結晶粒の集合組織を制御するための工程である。本実施形態において、低騒音に資する二次再結晶方位を満たす製造条件として、脱炭焼鈍における昇温速度及び雰囲気制御がある。具体的には、本実施形態に係る昇温工程では、図６に示したような６００〜８００℃の温度域について、昇温速度Ｓ０（℃／秒）が下記式（２０１）を満足し、かつ、昇温時の雰囲気（より詳細には、酸素ポテンシャルＰ０（−））が下記式（２０２）を満たすように制御する。

４００ ≦ Ｓ０ ≦ ２５００ ・・・式（２０１）
０．０００１ ≦ Ｐ０ ≦ ０．１０ ・・・式（２０２）

本実施形態に係る昇温工程において、６００〜８００℃の温度域の昇温速度Ｓ０を高めれば高めるほど、二次再結晶組織において、方位分散角α、βの大きさは減少し、方位分散角γの大きさは増加する傾向にある。このような傾向を確実に発現させるために、６００〜８００℃の温度域の昇温速度Ｓ０を、４００℃／秒以上とする。一方で、６００〜８００℃の温度域の昇温速度Ｓ０が２５００℃／秒を超える場合には、オーバーシュートしてしまう可能性があるため、６００〜８００℃の温度域の昇温速度Ｓ０は、２５００℃／秒以下とする。６００〜８００℃の温度域の昇温速度Ｓ０は、好ましくは１０００℃／秒以上２０００℃／秒以下である。

６００〜８００℃の温度域は鉄の再結晶温度域であり、また、フェライトとオーステナイトの相変態温度も、この温度域に存在する。昇温速度が再結晶や相変態に影響し、脱炭焼鈍板の組織の方位選択性に影響を及ぼすためと考えられる。
６００〜８００℃の温度域のうち、特に７００〜８００℃の昇温速度Ｓ０１を７００℃／秒以上、２０００℃／秒以下とすることが好ましい。７００〜８００℃の昇温速度を制御することにより、方位分散角α、βの大きさは減少するためである。その理由として、７００〜８００℃の昇温速度を高めることで、Ｇｏｓｓ方位が蚕食する方位（Σ９対応方位）のうち、方位分散角αおよびβを小さくするような方位である{４１１}＜１４８＞粒が発達するからであると考えられる。より好ましくは、７００〜８００℃の昇温速度は１０００℃／秒以上、２０００℃／秒以下、さらに好ましくは１３００℃／秒以上、２０００℃／秒以下である。

また、昇温時の雰囲気制御も重要である。本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０は炭素を含有するが、６００〜８００℃温度域の酸素ポテンシャルＰ０が高いと、脱炭が生じる。炭素含有量は、相変態挙動に強く影響するためか、脱炭が昇温中に起こってしまう場合、所望の二次再結晶組織を得ることはできない。従って、本実施形態に係る昇温工程では、６００〜８００℃の温度域における酸素ポテンシャルＰ０を０．１０以下とする。一方、６００〜８００℃の温度域における酸素ポテンシャルＰ０の下限値は、特に規定するものではないが、酸素ポテンシャルを０．０００１未満に制御することは困難であるので、６００〜８００℃の温度域における酸素ポテンシャルＰ０は、０．０００１以上とする。６００〜８００℃の温度域における酸素ポテンシャルＰ０は、好ましくは０．０００１〜０．０５である。酸素ポテンシャルは、雰囲気中の水蒸気分圧Ｐ_Ｈ２Ｏと水素分圧Ｐ_Ｈ２との比（すなわち、Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）で定義される。
０．１０以下の酸素ポテンシャルで４００℃／秒以上の加熱速度の急速加熱を行うと、オーバーシュートの際にＳｉＯ_２被膜が過剰に生成されることが懸念される。しかしながら、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０では、最高到達温度を９５０℃とし、オーバーシュートを抑制することで、ＳｉＯ_２被膜の過剰生成を抑制できる。

また、グラス被膜密着性の確保の観点から、昇温工程における５００℃以上６００℃未満の温度域における昇温速度Ｓ１（℃／秒）及び酸素ポテンシャルＰ１を、それぞれ、以下の式（２０３）及び式（２０４）満足するように制御することが好ましい。かかる制御を行ったとしても、何ら悪影響はない。

３００ ≦ Ｓ１ ≦ １５００ ・・・式（２０３）
０．０００１ ≦ Ｐ１ ≦ ０．５０ ・・・式（２０４）

５００℃以上６００℃未満の温度域において、上記のような昇温速度Ｓ１及び酸素ポテンシャルＰ１を確保することで、グラス被膜密着性に有利なＭｎ系酸化膜を形成させることが可能となる。グラス被膜密着性が有利ということは、グラス被膜の張力が強いということと同義である。グラス被膜密着性が優れた材料も騒音特性が優れることが判明している。そのため、上記式（２０３）及び式（２０４）が満たされるように昇温速度及び雰囲気を制御することで、方向性電磁鋼板において更なる低騒音化を実現することが可能となる。

５００℃以上６００℃未満の温度域における昇温速度Ｓ１は、より好ましくは３００℃／秒以上７００℃／秒以下であり、５００℃以上６００℃未満の温度域における酸素ポテンシャルＰ１は、より好ましくは０．０００１以上、０．１０以下である。

［均熱工程］
本実施形態に係る均熱工程（ステップＳ１３３）は、例えば、図７に示すように、均熱工程が二つの工程を含むことが好ましい。

すなわち、図７に熱処理パターンを示したように、本実施形態に係る均熱工程は、所定の酸素ポテンシャルＰ２の雰囲気中、７００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２（℃）で１０秒以上１０００秒以下の時間保持する第一均熱工程と、第一均熱工程に続いて実施され、下記式（２０５）を満足する酸素ポテンシャルＰ３の雰囲気中、下記式（２０６）を満足する温度Ｔ３（℃）で、５秒以上５００秒以下の時間保持する第二均熱工程と、を含んでもよい。以下、このような均熱工程を複数含む焼鈍処理を多段階焼鈍ともいう。

Ｐ３ ＜ Ｐ２ ・・・式（２０５）
Ｔ２＋５０ ≦ Ｔ３ ≦ １０００ ・・・式（２０６）

このような二段階焼鈍を実施する際には、一段階目と二段階目の焼鈍温度及び保持時間の制御が重要となる。

脱炭改善の観点から、例えば、第一均熱工程では、焼鈍温度Ｔ２（板温）は、７００℃以上９００℃以下であることが好ましい。また、焼鈍温度Ｔ２の保持時間は、１０秒以上１０００秒以下であることが好ましい。焼鈍温度Ｔ２が７００℃未満である場合には、脱炭が進行せず、脱炭不良となるので好ましくない。
一方、焼鈍温度Ｔ２が９００℃を超える場合には、粒組織が粗大化し、二次再結晶不良（磁性不良）を引き起こすので好ましくない。また、保持時間が１０秒未満である場合でも、脱炭が進行せずに脱炭不良となるので好ましくない。保持時間が長時間化すること自体は、脱炭の観点からは問題ないが、生産性の観点から、保持時間は１０００秒以下とすることが好ましい。焼鈍温度Ｔ３は、より好ましくは、７８０℃以上８６０℃以下である。また、保持時間は、実用鋼板の製造においては、より好ましくは、５０秒以上３００秒以下である。

また、グラス被膜密着性に有利なＭｎ系酸化物の形成量を確保するという観点から、第一均熱工程における焼鈍時の酸素ポテンシャルＰ２は、昇温工程における５００〜６００℃の温度域の酸素ポテンシャルＰ１と比較して、高くする（Ｐ２＞Ｐ１）ことが好ましい。十分な酸素ポテンシャルが得られることで、脱炭反応を十分に進行させることができる。ただし、第一均熱工程における焼鈍時の酸素ポテンシャルＰ２が大きすぎると、Ｍｎ系酸化物（Ｍｎ_２ＳｉＯ_４）はＦｅ_２ＳｉＯ_４に置換されてしまう場合がある。このＦｅ_２ＳｉＯ_４は、グラス被膜密着性を劣化させる。従って、第一均熱工程における焼鈍時の酸素ポテンシャルＰ２を、０．２０以上、１．００以下の範囲内に制御する。第一均熱工程における焼鈍時の酸素ポテンシャルＰ２は、好ましくは、０．２０以上、０．８０以下である。

上記のような制御を行ったとしても、第一均熱工程においてＦｅ_２ＳｉＯ_４の生成を完全に抑制することはできない。そのため、第一均熱工程に続いて実施される第二均熱工程では、焼鈍温度Ｔ３（板温）を、上記式（２０６）で規定される範囲内とすることが好ましい。焼鈍温度Ｔ３を上記式（２０６）で規定される範囲内とすることで、第一均熱工程においてＦｅ_２ＳｉＯ_４が生成されたとしても、生成されたＦｅ_２ＳｉＯ_４がＭｎ系酸化物（Ｍｎ_２ＳｉＯ_４）に還元されるからである。焼鈍温度Ｔ３は、より好ましくは、（Ｔ２＋１００）℃以上１０００℃以下である。

また、第二均熱工程における上記焼鈍温度Ｔ３の保持時間は、５秒以上５００秒以下とする。保持時間が５秒未満である場合には、焼鈍温度を上記のような範囲内とした場合であっても、第一均熱工程において生成したＦｅ_２ＳｉＯ_４をＭｎ系酸化物（Ｍｎ_２ＳｉＯ_４）へと還元できない可能性がある。一方、保持時間が５００秒を超える場合には、生成したＭｎ系酸化物（Ｍｎ_２ＳｉＯ_４）がＳｉＯ_２に還元されてしまう可能性がある。第二均熱工程における上記焼鈍温度Ｔ４の保持時間は、より好ましくは、１０秒以上１００秒以下である。

第二均熱工程を還元雰囲気とするために、第二均熱工程の酸素ポテンシャルＰ３を、上記式（２０５）に示したように、第一均熱工程の酸素ポテンシャルＰ２よりも小さく設定することが好ましい。例えば、第二均熱工程の酸素ポテンシャルＰ３を０．０００１以上、０．１０以下に制御することで、より良好なグラス被膜密着性及び磁気特性を得ることができる。

第一均熱工程と第二均熱工程との間の時間間隔は、特に規定するものではないが、なるべく短くすることが好ましく、第一均熱工程と第二均熱工程とを連続して実施することが好ましい。第一均熱工程と第二均熱工程とを連続して実施する場合には、各均熱工程の条件となるように制御された連続焼鈍炉を２つ連続させて設ければよい。
また、第一均熱工程の均熱時間と第二均熱工程の均熱時間との比は、第一均熱時間／第二均熱時間を０．５超とすることが好ましく、１．０超とすることがより好ましく、１０．０超とすることがさらに好ましい。上限は好ましくは８０．０未満であり、より好ましくは６０．０未満であり、さらに好ましくは３０．０未満である。上記範囲に焼鈍時間を制御することで、脱炭焼鈍板の粒径は適正なるサイズに制御し、安定的に二次再結晶を発現させることが容易となる。

＜窒化工程＞
本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、脱炭焼鈍工程後、仕上げ焼鈍工程前に、窒化処理を行う窒化処理工程を有してもよい。窒化処理工程では、脱炭焼鈍工程後の脱炭焼鈍鋼板に対して、窒化処理を実施する。窒化処理工程は周知の条件で実施すれば足りるが、好ましい窒化処理条件はたとえば、次のとおりである。
窒化処理温度：７００〜８５０℃
窒化処理炉内の雰囲気（窒化処理雰囲気）：水素、窒素及びアンモニア等の窒化能を有するガスを含有する雰囲気
窒化処理温度が７００℃以上、又は、窒化処理温度が８５０℃未満であれば、窒化処理において、窒素が鋼板中に侵入しやすい。この場合、窒化工程において鋼板内部での窒素量が十分に確保でき、二次再結晶直前での微細ＡｌＮが十分に得られる。その結果、仕上げ焼鈍工程において二次再結晶が十分に発現する。窒化処理工程における、窒化処理温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば、１０〜６０秒である。

＜仕上げ焼鈍工程＞
再び図４に戻って、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法における仕上げ焼鈍工程について説明する。
仕上げ焼鈍工程（ステップＳ１０９）は、脱炭焼鈍工程で得られた脱炭焼鈍鋼板（必要に応じて更に窒化処理工程を経た脱炭焼鈍鋼板を含む）に対して所定の焼鈍分離剤を塗布した後に、仕上げ焼鈍を施す工程である。ここで、仕上げ焼鈍は、一般に、鋼板をコイル状に巻いた状態において、長時間行われる。従って、仕上焼鈍に先立ち、鋼板の巻きの内と外との焼付きの防止を目的として、焼鈍分離剤を脱炭焼鈍鋼板に塗布し、乾燥させる。焼鈍分離剤としては、例えば、マグネシア（ＭｇＯ）主成分とする焼鈍分離剤を用いることができる。焼鈍分離剤は、例えば実質的にマグネシア（ＭｇＯ）からなっていてもよく、Ｔｉ化合物が金属Ｔｉ換算で０．５質量％以上１０質量％以下含まれてもよい。

仕上げ焼鈍における熱処理条件は、特に限定されるものではなく、公知の条件を適宜採用することができる。例えば、１１００℃以上１３００℃以下の温度域で、１０時間以上６０時間以下の時間保持することにより、仕上げ焼鈍を行うことができる。また、仕上げ焼鈍時の雰囲気は、例えば、窒素雰囲気又は窒素と水素との混合雰囲気とすることができる。また、窒素と水素との混合雰囲気とする場合には、雰囲気の酸素ポテンシャルを０．５以下とすることが好ましい。

上記のような仕上げ焼鈍中に、二次再結晶が｛１１０｝＜００１＞方位に集積し、圧延方向に磁化容易軸の揃った粗大な結晶粒が生成する。その結果、優れた磁気特性が実現される。同時に、鋼板表面においては、焼鈍分離剤中のＭｇＯと脱炭焼鈍で生成した酸化物とが反応して、グラス被膜が形成される。

＜絶縁被膜形成工程＞
絶縁被膜形成工程（ステップＳ１１１）は、仕上げ焼鈍工程後の冷延鋼板の両面に対し、張力付与性絶縁被膜を形成する工程である。ここで、絶縁被膜形成工程については、特に限定されるものではなく、下記のような公知の絶縁被膜処理液を用いて、公知の方法により処理液の塗布、乾燥及び焼付けを行えばよい。鋼板表面に張力付与性絶縁被膜を更に形成することで、方向性電磁鋼板の磁気特性を更に向上させることが可能となる。

絶縁被膜が形成される鋼板の表面は、処理液を塗布する前に、アルカリなどによる脱脂処理や、塩酸、硫酸、リン酸などによる酸洗処理など、任意の前処理を施してもよいし、これら前処理を施さずに仕上焼鈍後のままの表面であってもよい。

ここで、鋼板の表面に形成される絶縁被膜は、方向性電磁鋼板の絶縁被膜として用いられるものであれば、特に限定されるものではなく、公知の絶縁被膜を用いることが可能である。このような絶縁被膜として、例えば、無機物を主体とし、更に有機物を含んだ複合絶縁被膜を挙げることができる。ここで、複合絶縁被膜とは、例えば、クロム酸金属塩、リン酸金属塩又はコロイダルシリカ、Ｚｒ化合物、Ｔｉ化合物等の無機物の少なくとも何れかを主体とし、微細な有機樹脂の粒子が分散している絶縁被膜である。特に、近年ニーズの高まっている製造時の環境負荷低減の観点からは、リン酸金属塩やＺｒあるいはＴｉのカップリング剤、又は、これらの炭酸塩やアンモニウム塩を出発物質として用いた絶縁被膜が好ましく用いられる。

また、上記のような絶縁被膜形成工程に続いて、形状矯正のための平坦化焼鈍を施しても良い。鋼板に対して平坦化焼鈍を行うことで、更に鉄損を低減させることが可能となる。平坦化焼鈍を行う場合、被膜形成工程における焼付けを省略してもよい。

＜磁区細分化工程＞
磁区細分化工程（ステップＳ１１３）は、レーザビーム又は電子ビームにより、張力付与性絶縁被膜の表面に線状の熱歪を導入して、母材鋼板１１の磁区を細分化する工程である。

本実施形態に係る磁区細分化工程では、レーザビーム又は電子ビームの照射強度を含むビーム照射条件を制御することで、導入される歪量を制御する。より詳細には、張力付与性絶縁被膜への単位面積当たりの投入エネルギー（すなわち、平均照射エネルギー密度）Ｕａ（ｍＪ／ｍｍ^２）を制御することで、張力付与性絶縁被膜に対し熱歪を導入する。

ここで、低鉄損及び低磁歪の両立を実現するために、本実施形態に係る磁区細分化工程では、以下の式（２０７）を満足するように、平均照射エネルギー密度Ｕａを制御する。平均照射エネルギー密度Ｕａ（ｍＪ／ｍｍ^２）は、レーザビーム又は電子ビームのビームパワーＰＷ（Ｗ）と、板幅方向（ＴＤ軸と平行な方向）のレーザビーム又は電子ビームの走査速度Ｖｃ（ｍ／ｓ）と、圧延方向（ＲＤ軸と平行な方向）のビーム照射間隔ＰＬ（ｍｍ）と、を用いて、Ｕａ＝ＰＷ／（Ｖｃ×ＰＬ）で定義される。

１．０ ≦ Ｕａ ≦ ５．０ ・・・式（２０７）

平均照射エネルギー密度Ｕａが１．０未満となる場合には、張力付与性絶縁被膜に対して十分な熱歪を導入することができず、好ましくない。一方、平均照射エネルギー密度Ｕａが５．０を超える場合には、余剰歪量が大きくなりすぎる結果、磁歪が低下するので好ましくない。平均照射エネルギー密度Ｕａは、好ましくは、１．３ｍＪ／ｍｍ^２以上であり、より好ましくは１．７ｍＪ／ｍｍ^２以上であり、更に好ましくは２．０ｍＪ／ｍｍ^２以上である。また、平均照射エネルギー密度Ｕａは、好ましくは４．５ｍＪ／ｍｍ^２以下であり、より好ましくは４．０ｍＪ／ｍｍ^２以下であり、更に好ましくは３．０ｍＪ／ｍｍ^２以下である。

平均照射エネルギー密度Ｕａは、上記定義式のように、ビームパワーＰＷ（Ｗ）と、板幅方向のビーム走査速度Ｖｃ（ｍ／ｓ）と、圧延方向のビーム照射間隔ＰＬ（ｍｍ）と、の少なくとも何れかを変化させることで、所望の値に制御することが可能である。この際、ビーム走査速度Ｖｃやビーム照射間隔ＰＬを変化させるためには、方向性電磁鋼板の製造ライン（磁区細分化工程のための連続操業ライン）のライン速度を変更する必要が生じるため、生産性を維持しつつ平均照射エネルギー密度を制御するのが煩雑となる場合がある。そこで、平均照射エネルギー密度Ｕａの値を変化させる際には、まず、ライン速度の変更が不要であるビームパワーＰＷを変化させることを検討することが好ましい。

また、本実施形態に係る磁区細分化工程において、張力付与性絶縁被膜の表面に熱歪を導入する際に、レーザビーム又は電子ビームの張力付与性絶縁被膜の表面でのビーム形状は、円形状であってもよいし楕円形状であってもよい。

磁区細分化工程で用いられるレーザビーム装置や電子ビーム装置は、特に限定されるものではなく、公知の各種の装置を適宜利用することが可能である。

以上説明したような工程を経ることで、本実施形態に係る方向性電磁鋼板を製造することができる。

以上、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法について、詳細に説明した。

以下では、実施例及び比較例を示しながら、本発明の技術的内容について、更に説明する。以下に示す実施例の条件は、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るものではない。また、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。

（実験例１）
以下の表１に示した成分を含有する鋼片を作製し、１３５０℃に加熱して熱間圧延に供し、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板とした。各鋼片について、表１中に記載される成分以外の残部は、Ｆｅ及び不純物であった。
その後、熱延鋼板に対し、９００〜１２００℃で焼鈍を施し、その後、冷間圧延を施して、板厚０．１９〜０．２２ｍｍの冷延鋼板とした。
上記冷延鋼板に脱炭焼鈍を施し、その後、マグネシア（ＭｇＯ）からなる焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃で仕上げ焼鈍を施し、仕上げ焼鈍板を製造した。
仕上焼鈍板の母材鋼板の化学組成は、Ｓｉ、Ｃ、および窒素（Ｎ）については表２に示す通りであり、酸可溶性アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）、硫黄（Ｓ）については、それぞれ１０ｐｐｍ未満および５ｐｐｍ未満であった。これら以外の成分については、鋼片の際と同様の含有量であった。

また、本実験例における脱炭焼鈍工程の諸条件を、以下の表２に示した。
脱炭焼鈍工程の昇温工程において、６００℃以上８００℃以下の温度域における昇温速度Ｓ０＝７００℃／秒とし、そのうち、７００〜８００℃の温度域における昇温速度Ｓ１＝１０００℃／秒とした。６００℃以上８００℃以下の温度域における酸素ポテンシャルＰ０＝０．０１とした。また、脱炭焼鈍工程の昇温工程において、５００℃以上６００℃未満の温度域における昇温速度Ｓ１＝１２００℃／秒とし、５００℃以上６００℃未満の温度域における酸素ポテンシャルＰ１＝０．０１とした。
更に、脱炭処理工程の均熱工程においては、酸素ポテンシャル（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）＝０．４の湿潤水素雰囲気にて、８１０℃の焼鈍温度で、約１２０秒の保持を行った。これらの条件は、いずれも本発明の範囲内となるものである。

得られた幅方向６０ｍｍ×圧延方向３００ｍｍの鋼板表面（より詳細には、グラス被膜の表面）に、リン酸金属塩を主体とする絶縁被膜形成用塗布液を塗布して焼付け、張力付与性絶縁被膜を形成して、方向性電磁鋼板とした。絶縁被膜形成に伴って導入された歪を除去すべく、張力付与性絶縁被膜を形成後、上記幅方向６０ｍｍ×圧延方向３００ｍｍの方向性電磁鋼板を、乾気性の窒素雰囲気下で、８００℃×２〜４時間の歪取焼鈍に供した。

その後、歪取焼鈍後の鋼板の表面（より詳細には、張力付与性絶縁被膜の表面）に対し、レーザによる磁区細分化処理を施して、磁区制御を行った。磁区細分化処理には、連続波レーザビーム装置を用い、平均照射エネルギー密度Ｕａ＝２．０ｍＪ／ｍｍ^２、鋼板表面におけるビーム形状を、アスペクト比（ｄｌ／ｄｃ）＝
０．０２の楕円形状とした。更に、熱歪の導入線幅として、磁区ＳＥＭで観察されたときに、熱歪の幅Ｗが１００μｍ±２０μｍとなり、かつ、照射ピッチｐが６ｍｍ間隔となるように、連続波レーザビームの照射条件を制御した。また、図３に示した角度φの大きさは、３°となるよう制御した。

得られたそれぞれの方向性電磁鋼板について、磁区ＳＥＭ（日本電子株式会社製）を用いて、反射電子像によって得られた磁区構造を測定するとともに、Ｃｏ Ｋα線を線源とするＸＲＤ（ＲＩＧＡＫＵ製、Ｓｍａｒｔ Ｌａｂ）を用いて、先だって説明したような方法により、余剰歪量（Ｆ１―Ｆ２）／Ｆ２を測定した。更に、得られたそれぞれの方向性電磁鋼板について、以下に示すような方法で、磁気特性（磁束密度）及び磁歪を評価した。二次再結晶の方位は、Ｘ線を用いたラウエ回折装置(ＲＩＧＡＫＵ製)により解析した。ただし、磁束密度が１．８０Ｔ未満の場合には、正確に二次再結晶の方位が測定できないので、二次再結晶の方位解析を行わなかった。

＜磁束密度＞
磁束密度は、幅方向６０ｍｍ×圧延方向３００ｍｍのサンプルを採取し、このサンプルについてＪＩＳ Ｃ２５５６（２０１１）記載の単板磁気特性測定法（ＳＳＴ）による磁束密度Ｂ８を評価した。いずれも、張力付与性絶縁被膜の形成後、レーザによる磁区制御前に、乾気性の窒素雰囲気下で８００℃×２〜４時間の歪取焼鈍を実施している。
Ｂ８は、磁界の強さ８００Ａ／ｍにおける磁束密度であり、二次再結晶の良否の判断基準となる。Ｂ８＝１．８９Ｔ以上を、二次再結晶したものと判断して、合格とし、Ｂ８＝１．８９Ｔ未満を、二次再結晶しなかったものと判断して、不合格とした。熱間圧延工程又は冷間圧延工程において破断が生じたものについては、磁気特性（磁束密度）は、未評価とした（以下に示す表２では、「−」と表記している。）。

＜磁歪＞
磁歪は、レーザ磁区制御を実施した張力付与性絶縁被膜付の本発明方向性電磁鋼板から、幅方向６０ｍｍ×圧延方向３００ｍｍのサンプルを採取し、このサンプルについて、上記特許文献８に記載の磁歪測定装置を用いて、交流磁歪測定法により測定した。得られた磁歪に関する測定値を、方向性電磁鋼板の騒音特性を示す評価値として用い、以下の基準に則して騒音特性を評価し、以下の基準に則して騒音特性を評価した。ただし、磁気特性が目標に達しない場合には、騒音特性は評価しなかった。
騒音特性は磁歪速度レベル（ＬＶＡ）を用いた。算出方法は特許文献９に記載された通り、磁歪信号のフーリエ解析により各周波数成分ｆｎの振幅Ｃｎを求めた（ｎは各周波数成分の指標）。次いで各周波数成分のＡ補正係数αｎを使用し、ｎについて積分をしてＬＶＡを導出した。すなわちＬＶＡは次式で求めた。
ＬＶＡ＝２０×ｌｏｇ（√（Σ（ρｃ×２π×ｆｎ×αｎ×Ｃｎ／√２）^２）／Ｐｅ０） （ｄＢ）
Ｆ以上であれば好ましい騒音特性が得られているとした。

ＥＸ（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）：５０．０ｄＢＡ未満：特に良好な効果が認められる
ＶＧ（Ｖｅｒｙ Ｇｏｏｄ）：５０．０以上〜５２．５ｄＢＡ未満：良好な効果が認められる
Ｇ（Ｇｏｏｄ）：５２．５以上〜５５．０ｄＢＡ未満：比較的良好な効果が認められる
Ｆ（Ｆｉｎｅ）：５５．０以上６０．０ｄＢＡ未満：効果が認められる
Ｂ（Ｂａｄ）：６０．０ｄＢＡ以上：効果が認められない

得られた結果を、以下の表２にあわせて示した。

上記表２から明らかなように、発明鋼Ｂ１〜Ｂ３２は、何れも優れた磁気特性及び騒音特性を示した。一方で、いずれかの必須元素の含有量が本発明の範囲外である比較鋼ｂ１〜ｂ１２においては、十分な磁気特性が得られないか、又は、圧延（熱間圧延または冷間圧延）中に破断が生じた（ｂ４、ｂ６、ｂ７、ｂ１１、ｂ１２）。

＜実験例２＞
上記表１に示した成分を含有する鋼片を作製し、１３５０℃に加熱して熱間圧延に供し、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板とした。その後、かかる熱延鋼板に対し、９００〜１２００℃で焼鈍を施し、その後、冷間圧延を施して、板厚０．１９〜０．２２ｍｍの冷延鋼板とした。上記冷延鋼板に脱炭焼鈍を施し、その後、マグネシア（ＭｇＯ）からなる焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃で仕上げ焼鈍を施し、仕上げ焼鈍板を製造した。仕上焼鈍後の母材鋼板の化学組成は、Ｓｉ、ＣおよびＮについては表２に示す通りであり、酸可溶性アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）、及び、硫黄（Ｓ）については、それぞれ１０ｐｐｍ未満および５ｐｐｍ未満であった。であった。これら以外の成分については、鋼片の際と同様の含有量であった。

また、本実験例における脱炭焼鈍工程では、表３に示した条件で昇温、均熱を行った。また、昇温における最高到達温度は８５０℃以上であった。また、均熱工程における第一均熱工程の均熱時間と第二均熱工程の均熱時間との比（第一均熱工程の均熱時間／第二均熱工程の均熱時間）は０．５〜１５．０の範囲で制御したであった。

得られた鋼板表面に、リン酸金属塩を主体とする絶縁被膜形成用塗布液を塗布して焼付け、張力付与性絶縁被膜を形成して、方向性電磁鋼板とした。

その後、得られた鋼板の表面（より詳細には、張力付与性絶縁被膜の表面）に対し、レーザによる磁区細分化処理を施して、磁区制御を行った。磁区細分化処理には、連続波レーザビーム装置を用い、平均照射エネルギー密度Ｕａ＝２．５ｍＪ／ｍｍ^２、鋼板表面におけるビーム形状を、アスペクト比（ｄｌ／ｄｃ）＝０．０２の楕円形状とした。更に、熱歪の導入線幅として、磁区ＳＥＭで観察されたときに、熱歪の幅Ｗが１００μｍ±２０μｍとなり、かつ、照射ピッチｐが５ｍｍ間隔となるように、連続波レーザビームの照射条件を制御した。また、図３に示した角度φの大きさは、３°となるよう制御した。

得られたそれぞれの方向性電磁鋼板について、実験例１と同様にして、各種特性の評価を行い、得られた結果を、以下の表３にまとめて示した。

発明鋼Ｆ２、Ｆ７、Ｆ１２、Ｆ１７、Ｆ２２、Ｆ２７、Ｆ３２、Ｆ３７、Ｆ４２は酸素ポテンシャルＰ１が本発明のより好ましい範囲の範囲外であったため、騒音特性評価は「Ｇ」にとどまった。

発明鋼Ｆ３、Ｆ５、Ｆ８、Ｆ１０、Ｆ１３、Ｆ１５、Ｆ１８、Ｆ２０、Ｆ２３、Ｆ２５、Ｆ２８、Ｆ３０、Ｆ３３、Ｆ３５、Ｆ３８、Ｆ４０、Ｆ４３は、昇温速度Ｓ０、Ｓ１、及び、酸素ポテンシャルＰ０、Ｐ１が、本発明の範囲内に制御されている。そのため、他の発明鋼に比べて良好な騒音特性結果が得られた。とりわけ、Ｆ１３、Ｆ１５、Ｆ２０、Ｆ２５、Ｆ２８、Ｆ３０、Ｆ３５、Ｆ４０、Ｆ４３は、騒音特性評価は「ＥＸ」と非常に良好だった。

一方、製造方法は本発明範囲を外れたｆ１およびｆ５〜ｆ１４はＢ８が目標に達しなかった。そのため、騒音特性を評価しなかった。ｆ２およびｆ３はＢ８が目標に達したものの、（α²＋β²）^0.5の値が発明範囲を超えており、騒音特性が劣っていた。

＜実験例３＞
上記表１に示した成分を含有する鋼片を作製し、１３５０℃に加熱して熱間圧延に供し、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板とした。その後、かかる熱延鋼板に対し、９００〜１２００℃で焼鈍を施し、その後、冷間圧延を施して、板厚０．１９〜０．２２ｍｍの冷延鋼板とした。上記冷延鋼板に脱炭焼鈍を施し、その後、マグネシア（ＭｇＯ）を主体とする焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃で仕上げ焼鈍を施し、仕上げ焼鈍板を製造した。

また、本実験例における脱炭焼鈍工程では、６００℃以上８００℃以下の温度域における昇温速度Ｓ０＝７００℃／秒とし、６００℃以上８００℃以下の温度域における酸素ポテンシャルＰ０＝０．００３とした。また、脱炭焼鈍工程の昇温工程において、５００℃以上６００℃未満の温度域における昇温速度Ｓ１＝８００℃／秒とし、５００℃以上６００℃未満の温度域における酸素ポテンシャルＰ１＝０．００３とした。更に、脱炭処理工程の均熱工程においては、酸素ポテンシャル（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）＝０．４の湿潤水素雰囲気にて、８３０℃の焼鈍温度で、約１００秒の保持を行った。これらの条件は、いずれも本発明の範囲内となるものである。

得られた鋼板表面に、リン酸金属塩を主体とする絶縁被膜形成用塗布液を塗布して焼付け、張力付与性絶縁被膜を形成して、方向性電磁鋼板とした。

その後、得られた鋼板の表面（より詳細には、張力付与性絶縁被膜の表面）に対し、レーザによる磁区細分化処理を施して、磁区制御を行った。磁区細分化処理には、連続波レーザビーム装置を用い、表４に記載の平均照射エネルギー密度、鋼板表面におけるビーム形状にて、レーザビーム照射を行った。照射ピッチｐが５ｍｍ間隔となり、角度φの大きさは１°となるように、連続波レーザビームの照射条件を制御した。ビームのアスペクト比（ｄｌ／ｄｃ）は、いずれも０．００５とした。

得られたそれぞれの方向性電磁鋼板について、実験例１と同様にして、各種特性の評価を行い、得られた結果を、以下の表４にまとめて示した。

発明鋼Ｄ４、Ｄ８、Ｄ１２、Ｄ１６は、平均照射エネルギー密度Ｕａが本発明の好ましい範囲に制御されているため、発明鋼Ｄ１〜Ｄ３、Ｄ５〜Ｄ７、Ｄ９〜Ｄ１１、Ｄ１３〜Ｄ１５に比べて、より良好な騒音特性評価「Ｇ」が得られた。

また、平均照射エネルギー密度Ｕａが本発明の範囲外であった比較鋼ｄ１，ｄ２は、騒音特性評価が「Ｂ」となった。

以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

１０ 方向性電磁鋼板
１１ 母材鋼板
１３ グラス被膜
１５ 張力付与性絶縁被膜
２１ 熱歪

Claims (13)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．００５％以下、
   Ｓｉ：２．５０〜４．００％、
   Ｍｎ：０．０１０〜０．５００％、
   Ｎ：０．０１０％以下、
   Ｐ：０．０３００％以下、
   Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以下、
   Ｓ：０．０１０％以下、
   Ｂｉ：０〜０．０２０％、
   Ｓｎ：０〜０．５００％、
   Ｃｒ：０〜０．５００％、
   Ｃｕ：０〜１．０００％、
   Ｓｅ：０〜０．０８０％、
   Ｓｂ：０〜０．５０％、
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する母材鋼板と、
   前記母材鋼板の表面に設けられたグラス被膜と、
   前記グラス被膜の表面に設けられた張力付与性絶縁被膜と、
   を備え、
   前記張力付与性絶縁被膜の表面には、圧延方向に対して直交する方向である板幅方向と所定の角度φをなす線状の熱歪が、前記圧延方向に沿って所定の間隔で周期的に形成されており、
   前記線状の熱歪を備える前記張力付与性絶縁被膜の前記表面を、線源としてＣｏ Ｋα線を用いたＸ線回折スペクトルで測定した際に、Ｆｅの｛１１０｝面強度に対応する２θ＝５２．３８±０．５０°の範囲の回折ピークの半値全幅について、単位°での、前記線状の熱歪上での前記半値全幅Ｆ１と、隣り合う２つの前記線状の熱歪の中間位置での前記半値全幅Ｆ２とが、下記式（１）を満足し、
   前記線状の熱歪を磁区観察用走査型電子顕微鏡で観察した際に、前記線状の熱歪の幅が１０μｍ以上３００μｍ以下であり、
   前記母材鋼板において、単位°での、二次再結晶粒の圧延方向軸回りの方位分散角γ、板厚方向に平行な軸回りの方位分散角α、ＲＤ軸及びＮＤ軸のそれぞれに対して垂直な軸回りの方位分散角βが、下記式（２）及び式（３）を満足する、
   方向性電磁鋼板。
   ０．００ ＜ （Ｆ１−Ｆ２）／Ｆ２ ≦ ０．１５ ・・・式（１）
   １．０ ≦ γ ≦ ８．０ ・・・式（２）
   ０．０ ≦ （α^２＋β^２）^０．５ ≦ １０．０ ・・・式（３）
2. 前記角度φが、以下の式（４）を満足する、請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
   ０．０ ≦ ｜φ｜ ≦ ２０．０ ・・・式（４）
3. 隣り合う前記線状の熱歪の前記圧延方向の前記間隔が、２．０ｍｍ以上１０．０ｍｍ以下である、請求項１又は２に記載の方向性電磁鋼板。
4. 前記母材鋼板の板厚は、０．１７ｍｍ以上０．２２ｍｍ以下である、請求項１〜３の何れか１項に記載の方向性電磁鋼板。
5. 前記母材鋼板の前記化学組成が、質量％で、
   Ｂｉ：０．００１％〜０．０２０％
   を含有する、請求項１〜４の何れか１項に記載の方向性電磁鋼板。
6. 前記母材鋼板の前記化学組成が、質量％で、
   Ｓｎ：０．００５〜０．５００％、
   Ｃｒ：０．０１〜０．５００％、及び、
   Ｃｕ：０．０１〜１．０００％から選択される１種以上を含有する、
   請求項１〜５の何れか１項に記載の方向性電磁鋼板。
7. 質量％で、
   Ｃ：０．０１０〜０．２００％、
   Ｓｉ：２．５０〜４．００％、
   Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０７０％、
   Ｍｎ：０．０１０〜０．５００％、
   Ｎ：０．０２０％以下、
   Ｐ：０．０３００％以下、
   Ｓ：０．００５〜０．０８０％、
   Ｂｉ：０〜０．０２０％、
   Ｓｎ：０〜０．５００％、
   Ｃｒ：０〜０．５００％、
   Ｃｕ：０〜１．０００％、
   Ｓｅ：０〜０．０８０％、
   Ｓｂ：０〜０．５０％、
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼片を加熱した後に熱間圧延し、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
   前記熱延鋼板を焼鈍して、熱延焼鈍鋼板を得る熱延板焼鈍工程と、
   前記熱延焼鈍鋼板に対し、一回の冷間圧延、又は、中間焼鈍をはさむ複数の冷間圧延を施して、冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
   前記冷延鋼板に対して脱炭焼鈍を施して、脱炭焼鈍鋼板を得る脱炭焼鈍工程と、
   前記脱炭焼鈍鋼板に対して焼鈍分離剤を塗布した後に、仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程と、
   仕上げ焼鈍後の鋼板表面に張力付与性絶縁被膜を形成する絶縁被膜形成工程と、
   レーザビーム又は電子ビームにより前記張力付与性絶縁被膜の表面に線状の熱歪を導入する磁区細分化工程と、
   を含み、
   前記脱炭焼鈍工程における６００℃以上８００℃以下の温度域における昇温速度Ｓ０（℃／秒）及び酸素ポテンシャルＰ０が、下記式（５）及び式（６）を満足し、
   前記脱炭焼鈍工程の均熱工程は、
   酸素ポテンシャルＰ２が０．２０〜１．００である雰囲気中、７００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２℃で１０秒以上１０００秒以下の時間保持する第一均熱工程と、
   当該第一均熱工程に続いて実施され、下記式（１０）を満足する酸素ポテンシャルＰ３の雰囲気中、下記式（１１）を満足する温度Ｔ３℃で、５秒以上５００秒以下の時間保持する第二均熱工程と、を含み、
   前記磁区細分化工程における前記レーザビーム又は電子ビームの平均照射エネルギー密度Ｕａ（ｍＪ／ｍｍ^２）が、下記式（７）を満足する、
   方向性電磁鋼板の製造方法。
   ４００ ≦ Ｓ０ ≦ ２５００ ・・・式（５）
   ０．０００１ ≦ Ｐ０ ≦ ０．１０ ・・・式（６）
   １．０ ≦ Ｕａ ≦ ５．０ ・・・式（７）
   Ｐ３ ＜ Ｐ２ ・・・式（１０）
   Ｔ２＋５０ ≦ Ｔ３ ≦ １０００ ・・・式（１１）
   ここで、前記平均照射エネルギー密度Ｕａは、ビームパワーＰＷ（Ｗ）、板幅方向の前記レーザビーム又は電子ビームの走査速度Ｖｃ（ｍ／秒）、圧延方向のビーム照射間隔ＰＬ（ｍｍ）を用いて、Ｕａ＝ＰＷ／（Ｖｃ×ＰＬ）で定義される。
8. 前記磁区細分化工程では、前記圧延方向に沿って、前記圧延方向に対して直交する方向である板幅方向と所定の角度φをなすように、前記線状の熱歪が所定の間隔で周期的に導入され、
   前記角度φが、以下の式（４）を満足する、請求項７に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
   ０ ≦ ｜φ｜ ≦ ２０．０ ・・・式（４）
9. 前記磁区細分化工程では、隣り合う前記線状の熱歪の圧延方向の間隔が２．０ｍｍ以上１０．０ｍｍ以下となるように、前記レーザビーム又は電子ビームが照射される、請求項７又は８に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
10. 前記脱炭焼鈍工程の昇温工程における５００℃以上６００℃未満の温度域における昇温速度Ｓ１（℃／秒）及び酸素ポテンシャルＰ１が、下記式（８）及び式（９）を満足する、請求項７〜９の何れか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
    ３００ ≦ Ｓ１ ≦ １５００ ・・・式（８）
    ０．０００１ ≦ Ｐ１ ≦ ０．５０ ・・・式（９）
11. 前記冷延鋼板の板厚は、０．１７ｍｍ以上０．２２ｍｍ以下である、請求項７〜１０の何れか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
12. 前記鋼片の前記化学組成が、質量％で、
    Ｂｉ：０．００１％〜０．０２０％
    を含有する、請求項７〜１１の何れか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
13. 前記鋼片の前記化学組成が、質量％で、
    Ｓｎ：０．００５〜０．５００％、
    Ｃｒ：０．０１〜０．５００％、及び、
    Ｃｕ：０．０１〜１．０００％から選択される１種以上を含有する、請求項７〜１２の何れか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。

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