JPWO2020149356A1 - 方向性電磁鋼板、方向性電磁鋼板の絶縁被膜形成方法、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、母材鋼板と、酸化物層と、張力付与性絶縁被膜とを有する。この酸化物層をフーリエ変換赤外分光分析したとき、６５０ｃｍ−１の吸光度Ａ６５０と、１２５０ｃｍ−１の吸光度Ａ１２５０とが、０．２≦Ａ６５０／Ａ１２５０≦５．０を満足する。また、この方向性電磁鋼板の圧延方向の磁束密度Ｂ８は、１．９０Ｔ以上である。

Description

本発明は、方向性電磁鋼板、方向性電磁鋼板の絶縁被膜形成方法、及び方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
本願は、２０１９年１月１６日に、日本に出願された特願２０１９−００５２３７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、ケイ素（Ｓｉ）を０．５〜７質量％程度含有し、二次再結晶と呼ばれる現象を活用して結晶方位を｛１１０｝＜００１＞方位（Ｇｏｓｓ方位）に集積させた鋼板である。なお、｛１１０｝＜００１＞方位とは、結晶の｛１１０｝面が圧延面と平行に配し、且つ結晶の＜００１＞軸が圧延方向と平行に配することを意味する。

方向性電磁鋼板は、軟磁性材料として主にトランスなどの鉄心に用いられている。方向性電磁鋼板はトランス性能に大きな影響を及ぼすため、方向性電磁鋼板の励磁特性と鉄損特性とを改善する検討が鋭意進められてきた。

方向性電磁鋼板の一般的な製造方法は、次の通りである。
まず、所定の化学組成を有する鋼片を加熱して熱間圧延を行い、熱延鋼板を製造する。この熱延鋼板に必要に応じて熱延板焼鈍を行う。その後、冷間圧延を行って、冷延鋼板を製造する。この冷延鋼板に脱炭焼鈍を行って、一次再結晶を発現させる。その後、脱炭焼鈍後の脱炭焼鈍鋼板に仕上げ焼鈍を行って、二次再結晶を発現させる。

上述の脱炭焼鈍後であって仕上げ焼鈍前に、脱炭焼鈍鋼板の表面に、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を含有する水性スラリーを塗布し、乾燥させる。この脱炭焼鈍鋼板をコイルに巻取り、仕上げ焼鈍を行う。仕上げ焼鈍中、焼鈍分離剤のＭｇＯと、脱炭焼鈍時に鋼板の表面に形成された内部酸化層のＳｉＯ_２とが反応し、フォルステライト（Ｍｇ_２ＳｉＯ_４）を主成分とする一次被膜（「グラス被膜」や「フォルステライト被膜」とも称される。）が鋼板表面に形成される。加えて、グラス被膜を形成後に（すなわち仕上げ焼鈍後に）、仕上げ焼鈍鋼板の表面に、例えばコロイダルシリカ及びリン酸塩を主成分とする溶液を塗布して焼き付けることにより、張力付与性絶縁被膜（「二次被膜」とも称される。）が形成される。

上記のグラス被膜は、絶縁体として機能するほか、グラス被膜上に形成される張力付与性絶縁被膜の密着性を向上させる。グラス被膜と張力付与性絶縁被膜と母材鋼板とが密着することによって、母材鋼板に張力が付与され、その結果、方向性電磁鋼板としての鉄損を低減する。

しかしながら、グラス被膜は非磁性体であり、磁気特性の観点からはグラス被膜の存在が好ましくない。また、母材鋼板とグラス被膜との界面は、グラス被膜の根が入り組んだ嵌入構造を有しており、この嵌入構造が方向性電磁鋼板の磁化過程で磁壁移動を阻害しやすい。そのため、グラス被膜の存在が鉄損の増加を引き起こす場合もある。

例えば、グラス被膜の形成を抑制すれば、上記した嵌入構造の形成が回避され、磁化過程にて磁壁移動が容易になるかもしれない。ただ、グラス被膜の形成を単に抑制するだけでは、張力付与性絶縁被膜の密着性を担保できず、母材鋼板に十分な張力を付与できない。そのため、鉄損を低減することが難しくなる。

上述のように、現状、グラス被膜を方向性電磁鋼板から省けば、磁壁移動が容易になって磁気特性が向上することが期待されるが、一方、母材鋼板への張力付与が難しくなり磁気特性（特に鉄損特性）が低下することが避けられない。もし、グラス被膜を有さないが被膜密着性を担保できる方向性電磁鋼板を実現できれば、磁気特性に優れることが期待される。

これまで、グラス被膜を有していない方向性電磁鋼板に関して、張力付与性絶縁被膜の密着性を向上させる検討が行われている。

例えば、特許文献１には、張力付与性絶縁被膜を施す前に、鋼板を硫酸或いは硫酸塩を硫酸濃度として２〜３０％の水溶液に浸漬洗浄する技術が開示されている。また、特許文献２には、張力付与性絶縁被膜を施す際に、酸化性酸を用いて鋼板表面を前処理した後、張力付与性絶縁被膜を形成する技術が開示されている。また、特許文献３には、シリカ主体の外部酸化型酸化膜を有し、かつ、外部酸化型酸化膜中に、断面面積率で３０％以下の金属鉄を含有させた方向性ケイ素鋼板が開示されている。また、特許文献４には、方向性電磁鋼板の地鉄表面に直接施された深さ０．０５μｍ以上２μｍ以下の微細筋状溝を、０．０５μｍ以上２μｍ以下の間隔で有する方向性電磁鋼板が開示されている。

日本国特開平５−３１１４５３号公報 日本国特開２００２−２４９８８０号公報 日本国特開２００３−３１３６４４号公報 日本国特開２００１−３０３２１５号公報

上述のように、グラス被膜を有していない方向性電磁鋼板は、張力付与性絶縁被膜の密着性に劣る。例えば、このような方向性電磁鋼板を放置すると、張力付与性絶縁被膜が剥離してしまうことがある。この場合、母材鋼板に張力を付与できない。そのため、方向性電磁鋼板にとって、張力付与性絶縁被膜の密着性向上は極めて重要である。

上記の特許文献１〜特許文献４に開示されている技術は、いずれも張力付与性絶縁被膜の密着性向上を意図しているものの、安定した密着性が得られるか、その上で鉄損低減効果が得られるかが必ずしも明らかでなく、未だ検討の余地があった。

本発明は、上記問題に鑑みてなされた。本発明では、グラス被膜（フォルステライト被膜）を有さずに、張力付与性絶縁被膜の密着性に優れる方向性電磁鋼板を提供することを課題とする。また、このような方向性電磁鋼板の絶縁被膜形成方法および製造方法を提供することを課題とする。

本発明の要旨は、以下の通りである。

（１）本発明の一態様に係る方向性電磁鋼板は、フォルステライト被膜を有さない方向性電磁鋼板であって、前記方向性電磁鋼板が、母材鋼板と、前記母材鋼板に接して配された酸化物層と、前記酸化物層に接して配された張力付与性絶縁被膜と、を備え、前記母材鋼板が、化学組成として、質量％で、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｃ：０〜０．０１％、Ｓ＋Ｓｅ：０〜０．００５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０〜０．０１％、Ｎ：０〜０．００５％、Ｂｉ：０〜０．０３％、Ｔｅ：０〜０．０３％、Ｐｂ：０〜０．０３％、Ｓｂ：０〜０．５０％、Ｓｎ：０〜０．５０％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜１．０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記酸化物層が鉄系酸化物層であり、前記鉄系酸化物層をフーリエ変換赤外分光分析した際に、赤外吸収スペクトル上で、６５０ｃｍ^−１に観測される吸収ピークの吸光度をＡ_６５０とし、１２５０ｃｍ^−１に観測される吸収ピークの吸光度をＡ_１２５０としたとき、Ａ_６５０とＡ_１２５０とが、０．２≦Ａ_６５０／Ａ_１２５０≦５．０を満足し、前記方向性電磁鋼板の圧延方向の磁束密度Ｂ８が、１．９０Ｔ以上である。
（２）上記（１）に記載の方向性電磁鋼板では、前記鉄系酸化物層の平均厚みが２００〜５００ｎｍであってもよい。
（３）本発明の一態様に係る方向性電磁鋼板の絶縁被膜形成方法は、フォルステライト被膜を有さない方向性電磁鋼板の絶縁被膜形成方法であって、前記絶縁被膜形成方法が、鋼基材上に張力付与性絶縁被膜を形成する絶縁被膜形成工程を備え、前記絶縁被膜形成工程では、前記鋼基材が、母材鋼板と、前記母材鋼板に接して配された酸化物層と、を有し、前記母材鋼板が、化学組成として、質量％で、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｃ：０〜０．０１％、Ｓ＋Ｓｅ：０〜０．００５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０〜０．０１％、Ｎ：０〜０．００５％、Ｂｉ：０〜０．０３％、Ｔｅ：０〜０．０３％、Ｐｂ：０〜０．０３％、Ｓｂ：０〜０．５０％、Ｓｎ：０〜０．５０％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜１．０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記酸化物層が鉄系酸化物層であり、前記鉄系酸化物層をフーリエ変換赤外分光分析した際に、赤外吸収スペクトル上で、６５０ｃｍ^−１に観測される吸収ピークの吸光度をＡ_６５０とし、１２５０ｃｍ^−１に観測される吸収ピークの吸光度をＡ_１２５０としたとき、Ａ_６５０とＡ_１２５０とが、０．２≦Ａ_６５０／Ａ_１２５０≦５．０を満足し、前記鋼基材の前記鉄系酸化物層上に、張力付与性絶縁被膜形成用の処理液を塗布して焼きつける。
（４）上記（３）に記載の方向性電磁鋼板の絶縁被膜形成方法は、前記鉄系酸化物層の平均厚みが２００〜５００ｎｍであってもよい。
（５）本発明の一態様に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、フォルステライト被膜を有さない方向性電磁鋼板の製造方法であって、前記製造方法が、鋼片を加熱した後に熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱延鋼板を必要に応じて焼鈍して熱延焼鈍鋼板を得る熱延板焼鈍工程と、前記熱延鋼板または前記熱延焼鈍鋼板に、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、前記冷延鋼板を脱炭焼鈍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焼鈍分離剤を塗布した後に仕上げ焼鈍して仕上げ焼鈍鋼板を得る仕上げ焼鈍工程と、前記仕上げ焼鈍鋼板に、洗浄処理と、酸洗処理と、熱処理とを順に施して酸化処理鋼板を得る酸化処理工程と、前記酸化処理鋼板の表面に張力付与性絶縁被膜形成用の処理液を塗布して焼きつける絶縁被膜形成工程と、を備え、前記熱間圧延工程では、前記鋼片が、化学組成として、質量％で、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓ＋Ｓｅ：０．００５〜０．０８０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０７％、Ｎ：０．００５〜０．０２０％、Ｂｉ：０〜０．０３％、Ｔｅ：０〜０．０３％、Ｐｂ：０〜０．０３％、Ｓｂ：０〜０．５０％、Ｓｎ：０〜０．５０％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜１．０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記酸化処理工程では、前記洗浄処理として、前記仕上げ焼鈍鋼板の表面を洗浄し、前記酸洗処理として、前記仕上げ焼鈍鋼板を質量％で５〜２０％の硫酸にて酸洗し、前記熱処理として、前記仕上げ焼鈍鋼板を、酸素濃度が５〜２１体積％で且つ露点が−１０〜３０℃の雰囲気中で、７００〜８５０℃の温度で、１０〜５０秒間保持する。
（６）上記（５）に記載の方向性電磁鋼板の製造方法は、前記仕上げ焼鈍工程で、前記焼鈍分離剤がＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３とを合計で８５質量％以上含有し、ＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３との質量比であるＭｇＯ：Ａｌ_２Ｏ_３が３：７〜７：３を満足し、かつ、前記焼鈍分離剤が、ＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３との合計含有量に対して、ビスマス塩化物を０．５〜１５質量％含有してもよい。
（７）上記（５）に記載の方向性電磁鋼板の製造方法は、前記仕上げ焼鈍工程で、前記焼鈍分離剤がＭｇＯを６０質量％以上含有し、前記仕上げ焼鈍後に、前記仕上げ焼鈍鋼板の表面を研削又は酸洗して、表面に形成されたフォルステライト被膜を除去してもよい。
（８）上記（５）〜（７）のいずれか一項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法は、前記脱炭焼鈍工程で、前記冷延鋼板を昇温する際、５００℃以上６００℃未満の温度域の平均昇温速度を単位℃／秒でＳ１とし、６００℃以上７００℃以下の温度域の平均昇温速度を単位℃／秒でＳ２としたとき、Ｓ１とＳ２とが、３００≦Ｓ１≦１０００、１０００≦Ｓ２≦３０００、且つ１．０＜Ｓ２／Ｓ１≦１０．０を満足してもよい。
（９）上記（５）〜（８）のいずれか一項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法は、前記熱間圧延工程で、前記鋼片が、化学組成として、質量％で、Ｂｉ：０．０００５％〜０．０３％、Ｔｅ：０．０００５％〜０．０３％、Ｐｂ：０．０００５％〜０．０３％、のうちの少なくとも１種を含有してもよい。

本発明の上記態様によれば、グラス被膜（フォルステライト被膜）を有さずに、張力付与性絶縁被膜の密着性に優れる方向性電磁鋼板を提供することができる。また、このような方向性電磁鋼板の絶縁被膜形成方法および製造方法を提供することができる。

具体的には、本発明の上記態様によれば、グラス被膜を有さないので嵌入構造の形成が回避されて磁壁移動が容易となり、加えて、鉄系酸化物層の形態を制御するので張力付与性絶縁被膜の密着性が担保されて母材鋼板に十分な張力が付与される。その結果、方向性電磁鋼板として優れた磁気特性が得られる。

本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板の断面模式図である。 本実施形態に係る方向性電磁鋼板の変形例を示す断面模式図である。 フーリエ変換赤外分光分析の赤外吸収スペクトルである。 フーリエ変換赤外分光分析の赤外吸収スペクトルである。 本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法の流れ図である。

本発明の好ましい一実施形態を詳細に説明する。ただ、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。また、下記する数値限定範囲には、下限値及び上限値がその範囲に含まれる。「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。また、化学組成に関する「％」は特に断りがない限り「質量％」を意味する。

なお、本実施形態及び図面では、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。

本発明者らは、グラス被膜（フォルステライト被膜）を有しない方向性電磁鋼板に関して、張力付与性絶縁被膜の密着性向上について鋭意検討を行った。その結果、仕上げ焼鈍後のグラス被膜を有していない仕上げ焼鈍鋼板に対し、表面を洗浄する洗浄処理を施し、硫酸による酸洗処理を施し、更に、特定の雰囲気中で熱処理を施すことで好適な鉄系酸化物層を形成させれば、グラス被膜を有さないにもかかわらず被膜密着性を確保することが可能であると知見した。

また、上記のような特定の鉄系酸化物層を有する方向性電磁鋼板では、母材鋼板の方位集積度が、張力付与性絶縁被膜形成後、及び、磁区細分化処理後の磁気特性に対して及ぼす影響が予想よりも大きいことも明らかとなった。本発明者らは、脱炭焼鈍時に昇温速度を制御すれば、及び／又は鋼片の化学組成としてインヒビター強化元素を含有させれば、さらに好ましく磁気特性を向上できることも知見した。

＜方向性電磁鋼板について＞
まず、図１Ａ及び図１Ｂ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１Ａ及び図１Ｂ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説明図である。

本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０は、図１Ａに模式的に示したように、母材鋼板１１と、母材鋼板１１に接して配された鉄系酸化物層１３と、鉄系酸化物層１３に接して配された張力付与性絶縁被膜１５と、を有する。本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０では、母材鋼板１１と張力付与性絶縁被膜１５との間には、グラス被膜（フォルステライト被膜）が存在していない。本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０では、鉄系酸化物層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板面に形成されていればよいが、通常、図１Ｂ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。なお、以下の説明では、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、所定の化学組成を含有する鋼片を用いて、所定の製造条件を適用して製造することで、化学組成および集合組織が制御される。母材鋼板１１の化学組成については、以下で改めて詳述する。

［鉄系酸化物層１３について］
鉄系酸化物層１３は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０にて、母材鋼板１１と張力付与性絶縁被膜１５との間の中間層として機能する酸化物層である。この鉄系酸化物層１３は、主に鉄系酸化物を含有するが、構成相は特に限定されない。本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０では、鉄系酸化物層１３を、後述する０．２≦Ａ_６５０／Ａ_１２５０≦５．０を満足する酸化物層であると定義する。なお、フォルステライト被膜や、鉄系酸化物層ではない酸化物層は、０．２≦Ａ_６５０／Ａ_１２５０≦５．０を満足しない。

この鉄系酸化物層１３は、例えば、マグネタイト（Ｆｅ_３Ｏ_４）、ヘマタイト（Ｆｅ_２Ｏ_３）、ファイアライト（Ｆｅ_２ＳｉＯ_４）等の鉄系酸化物を主に含むことが多い。これらの鉄系酸化物以外に、シリコン酸化物（ＳｉＯ_２）等が含有されることもある。この鉄系酸化物層１３の存在は、張力付与性絶縁被膜１５が形成されていない状態（あるいは張力付与性絶縁被膜１５を除去した状態）の表面をフーリエ変換赤外分光分析することによって確認することができる。

鉄系酸化物は、例えば、仕上げ焼鈍鋼板の表面と酸素とが反応することで形成される。鉄系酸化物層１３が主に鉄系酸化物を含むことにより、母材鋼板１１との間の密着性が良好となる。なお、一般に、金属とセラミックスとの間の密着性を向上させることは、困難を伴うことが多い。ただ、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０では、母材鋼板１１と、セラミックスの一種である張力付与性絶縁被膜１５との間に鉄系酸化物層１３が位置することで、グラス被膜が存在しなくても張力付与性絶縁被膜１５の密着性を向上させることができる。

鉄系酸化物層１３の平均厚み（図１Ａ及び図１Ｂにおける平均厚みｄ_１）は、例えば、２００〜５００ｎｍの範囲内であることが好ましい。鉄系酸化物層１３の平均厚みｄ_１が２００ｎｍ以上となることで、密着性を好ましく向上させることが可能となる。一方、鉄系酸化物層１３の平均厚みｄ_１が５００ｎｍを超える場合には、鉄系酸化物層１３が厚くなりすぎて部分的に剥離する可能性が生じる。鉄系酸化物層１３の平均厚みｄ_１は、２２０ｎｍ以上であることが好ましく、２５０ｎｍ以上であることがより好ましい。また、鉄系酸化物層１３の平均厚みｄ_１は、４８０ｎｍ以下であることが好ましく、４５０ｎｍ以下であることがより好ましい。

なお、上記のような鉄系酸化物層１３の平均厚みｄ_１は、例えば、Ｘ線光電子分光法（Ｘ−ｒａｙ Ｐｈｏｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＸＰＳ）を用いて、鉄−酸素間結合の分布を観測することで特定することができる。詳細には、表面よりスパッタリングを行いながらＸＰＳスペクトルを測定し、スペクトルに７１２ｅＶに出現するＦｅ−Ｏピークが確認される位置から、スペクトル中でこのＦｅ−Ｏピークが７０８ｅＶに出現する金属Ｆｅピークと入れ替わる位置までを、鉄系酸化物層１３の平均厚みｄ_１とすることができる。

なお、測定試料が最表層に張力付与性絶縁被膜１５を有している場合には、張力付与性絶縁被膜１５を減厚してから、ＸＰＳ分析すればよい。例えば、方向性電磁鋼板１０の板厚方向に沿った切断面から予め張力付与性絶縁被膜１５の厚みを確認しておき、その上で、張力付与性絶縁被膜１５の厚みが０．１μｍ未満となるように、方向性電磁鋼板１０の表面を機械的に平行研磨する。この後の方向性電磁鋼板１０を用いてＸＰＳ分析すればよい。ＸＰＳ分析の開始直後（スパッタリングの開始直後）には、張力付与性絶縁被膜１５に由来するスペクトルが得られる場合があるが、時間経過とともに、鉄系酸化物層１３に由来する７１２ｅＶに出現するＦｅ−Ｏピークが確認され、さらに時間が経過すると、母材鋼板１１に由来する７０８ｅＶに出現する金属Ｆｅピークが確認される。これらのＦｅ−Ｏピークおよび金属Ｆｅピークに基づいて、上記のように鉄系酸化物層１３の平均厚みｄ_１を求めればよい。

また、鉄系酸化物層１３の構成相は特に限定されないが、必要に応じてＸ線結晶構造解析法やＸＰＳ分析などから構成相を特定することが可能である。

［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、鉄系酸化物層１３の表面に位置している。張力付与性絶縁被膜１５は、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、その結果、鉄損特性を向上させる。また、張力付与性絶縁被膜１５は、上記の電気絶縁性に加えて、方向性電磁鋼板１０に、耐蝕性、耐熱性、すべり性などを付与する。

更に、張力付与性絶縁被膜１５は、母材鋼板１１に張力を付与する。母材鋼板１１に張力を付与することで、磁化過程で磁壁移動が容易になり、方向性電磁鋼板１０の鉄損特性を向上させる。

張力付与性絶縁被膜１５の平均厚みは、特に限定されないが、例えば、０．１〜１０μｍとすればよい。

また、この張力付与性絶縁被膜１５の表面から、連続波レーザービーム又は電子ビームを照射して、磁区細分化処理が施してもよい。

この張力付与性絶縁被膜１５は、例えば、金属リン酸塩とシリカとを主成分とする張力付与性絶縁被膜形成用の処理液を、母材鋼板１１に接して配された鉄系酸化物層１３の表面に塗布して焼き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の平均板厚（図１Ａ及び図１Ｂにおける平均厚みｔ）は、特に限定されないが、例えば０．１７ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下とすればよい。

＜母材鋼板１１の化学組成について＞
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の化学組成について、詳細に説明する。なお、以下では、特に断りのない限り、「％」との表記は「質量％」を表わす。

本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０では、母材鋼板１１が、化学組成として、基本元素を含み、必要に応じて選択元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる。

本実施形態では、母材鋼板１１が、基本元素（主要な合金元素）として、ＳｉおよびＭｎを含有する。

［Ｓｉ：２．５〜４．０％］
Ｓｉ（ケイ素）は、鋼の電気抵抗を高めて渦電流損を低減する元素である。Ｓｉの含有量が２．５％未満である場合には、上記のような渦電流損の低減効果を十分に得られない。一方、Ｓｉの含有量が４．０％を超えると、鋼の冷間加工性が低下する。従って、本実施形態では、母材鋼板１１のＳｉ含有量を２．５〜４．０％とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは２．７％以上であり、より好ましくは２．８％以上である。一方、Ｓｉ含有量は、好ましくは３．９％以下であり、より好ましくは３．８％以下である。

［Ｍｎ：０．０５〜１．０％］
Ｍｎ（マンガン）は、製造過程で後述するＳ及びＳｅと結合して、ＭｎＳ及びＭｎＳｅを形成する。これらの析出物は、インヒビター（正常結晶粒成長の抑制剤）として機能し、仕上げ焼鈍時に鋼に二次再結晶を発現させる。Ｍｎは、更に、鋼の熱間加工性も高める元素である。Ｍｎの含有量が０．０５％未満である場合には、上記のような効果を十分に得ることができない。一方、Ｍｎの含有量が１．０％を超えると、二次再結晶が発現せずに、鋼の磁気特性が低下する。従って、本実施形態では、母材鋼板１１のＭｎ含有量を０．０５〜１．０％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．０６％以上であり、好ましくは０．５０％以下である。

本実施形態では、母材鋼板１１が、不純物を含有してもよい。なお、「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップから、または製造環境等から混入するものを指す。

また、本実施形態では、母材鋼板１１が、上記した基本元素および不純物に加えて、選択元素を含有してもよい。例えば、上記した残部であるＦｅの一部に代えて、選択元素として、Ｃ、Ｓ、Ｓｅ、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶性Ａｌ）、Ｎ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｃｕなどを含有してもよい。これらの選択元素は、その目的に応じて含有させればよい。よって、これらの選択元素の下限値を限定する必要がなく、下限値が０％でもよい。また、これらの選択元素が不純物として含有されても、上記効果は損なわれない。

［Ｃ：０〜０．０１％］
Ｃ（炭素）は、選択元素である。Ｃは、製造過程にて、脱炭焼鈍工程の完了までの組織制御に有効な元素であり、方向性電磁鋼板としての磁気特性を向上させる。しかしながら、最終製品として、母材鋼板１１のＣ含有量が０．０１％を超えると、方向性電磁鋼板１０の磁気特性が低下する。従って、本実施形態では、母材鋼板１１のＣ含有量を０．０１％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．００５％以下である。一方、母材鋼板１１のＣ含有量の下限値は、特に限定されず、０％であればよい。Ｃの含有量は、低ければ低いほうが好ましい。ただ、Ｃの含有量を０．０００１％未満に低減しても、組織制御の効果は飽和し、製造コストが高くなる。従って、Ｃの含有量は、０．０００１％以上であることが好ましい。

［Ｓ＋Ｓｅ：合計で０〜０．００５％］
Ｓ（硫黄）及びＳｅ（セレン）は、選択元素である。Ｓ及びＳｅは、製造過程でＭｎと結合して、インヒビターとして機能するＭｎＳ及びＭｎＳｅを形成する。しかしながら、Ｓ及びＳｅの含有量が合計で０．００５％を超える場合には、母材鋼板１１にインヒビターが残存して、磁気特性が低下する。従って、本実施形態では、母材鋼板１１のＳ及びＳｅの合計含有量を０．００５％以下とする。一方、母材鋼板１１のＳ及びＳｅの合計含有量の下限値は、特に限定されず、０％であればよい。Ｓ及びＳｅの合計含有量は、なるべく低いほうが好ましい。しかしながら、Ｓ及びＳｅの合計含有量を０．０００１％未満に低減するには、製造コストが高くなる。従って、Ｓ及びＳｅの合計含有量は、０．０００１％以上であることが好ましい。

［ｓｏｌ．Ａｌ：０〜０．０１％］
ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶性アルミニウム）は、選択元素である。Ａｌは、製造過程でＮと結合して、インヒビターとして機能するＡｌＮを形成する。しかしながら、ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．０１％を超えると、母材鋼板１１にインヒビターが過剰に残存して、磁気特性が低下する。従って、本実施形態では、母材鋼板１１のｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０１％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．００５％以下であり、より好ましくは０．００４％以下である。なお、母材鋼板１１のｓｏｌ．Ａｌ含有量の下限値は、特に限定されず、０％であればよい。ただ、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０００１％未満に低減するには、製造コストが高くなる。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．０００１％以上であることが好ましい。

［Ｎ：０〜０．００５％］
Ｎ（窒素）は、選択元素である。Ｎは、製造過程で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。しかしながら、Ｎの含有量が０．００５％を超えると、母材鋼板１１にインヒビターが過剰に残存して、磁気特性が低下する。従って、本実施形態では、母材鋼板１１のＮ含有量を０．００５％以下とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．００４％以下である。一方、母材鋼板１１のＮ含有量の下限値は、特に限定されず、０％であればよい。ただ、Ｎ含有量を０．０００１％未満に低減するには、製造コストが高くなる。従って、Ｎの含有量は、０．０００１％以上であることが好ましい。

［Ｂｉ：０〜０．０３％］
［Ｔｅ：０〜０．０３％］
［Ｐｂ：０〜０．０３％］
Ｂｉ（ビスマス）、Ｔｅ（テルル）、及びＰｂ（鉛）は、選択元素である。これらの元素が、母材鋼板１１にそれぞれ０．０３％以下含有されると、方向性電磁鋼板１０の磁気特性を好ましく高めることができる。しかしながら、これらの元素の含有量がそれぞれ０．０３％を超えると、熱間での脆化を引き起こす。従って、本実施形態では、母材鋼板１１に含まれるこれらの元素の含有量を０．０３％以下とする。一方、母材鋼板１１に含まれるこれらの元素の含有量の下限値は、特に限定されず、０％であればよい。また、これらの元素の含有量の下限値は、それぞれ０．０００１％であってもよい。

［Ｓｂ：０〜０．５０％］
［Ｓｎ：０〜０．５０％］
［Ｃｒ：０〜０．５０％］
［Ｃｕ：０〜１．０％］
Ｓｂ（アンチモン）、Ｓｎ（スズ）、Ｃｒ（クロム）、及びＣｕ（銅）は、選択元素である。これらの元素が、母材鋼板１１に含有されると、方向性電磁鋼板１０の磁気特性を好ましく高めることができる。従って、本実施形態では、母材鋼板１１に含まれるこれらの元素の含有量を、Ｓｂ：０．５０％以下、Ｓｎ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｃｕ：１．０％以下とすることが好ましい。一方、母材鋼板１１に含まれるこれらの元素の含有量の下限値は、特に限定されず、０％であればよい。ただ、上記の効果を好ましく得るためには、これらの元素の含有量が、それぞれ０．０００５％以上であることが好ましい。これらの元素の含有量は、それぞれ０．００１％以上であることがより好ましい。

なお、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、およびＣｕは、少なくとも１種が母材鋼板１１に含有されればよい。すなわち、母材鋼板１１が、Ｓｂ：０．０００５％〜０．５０％、Ｓｎ：０．０００５％〜０．５０％、Ｃｒ：０．０００５％〜０．５０％、Ｃｕ：０．０００５％〜１．０％のうちの少なくとも１種を含有すればよい。

なお、方向性電磁鋼板では、脱炭焼鈍および二次再結晶時の純化焼鈍を経ることで、比較的大きな化学組成の変化（含有量の低下）が起きる。元素によっては純化焼鈍によって、一般的な分析手法では検出できない程度（１ｐｐｍ以下）にまで含有量が低減することもある。上記した化学組成は、最終製品（方向性電磁鋼板１０の母材鋼板１１）における化学組成である。一般に、最終製品の化学組成は、出発素材である鋼片（スラブ）の化学組成から変化する。

方向性電磁鋼板１０の母材鋼板１１の化学組成は、鋼の一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、化学組成は、ＩＣＰ−ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ−Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。具体的には、母材鋼板１１から採取した３５ｍｍ角の試験片を、島津製作所製ＩＣＰＳ−８１００等（測定装置）により、予め作成した検量線に基づいた条件で測定することにより、化学組成が特定される。なお、ＣおよびＳは燃焼−赤外線吸収法を用いて測定し、Ｎは不活性ガス融解−熱伝導度法を用いて測定すればよい。

なお、上記の化学組成は、方向性電磁鋼板１０の母材鋼板１１の成分である。測定試料となる方向性電磁鋼板１０が、表面に張力付与性絶縁被膜１５や鉄系酸化物層１３を有している場合は、被膜等を公知の方法で除去してから化学組成を測定する。

＜フーリエ変換赤外分光分析による表面分析について＞
本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０では、母材鋼板１１と張力付与性絶縁被膜１５との間に鉄系酸化物層１３が存在することで、たとえグラス被膜（フォルステライト被膜）を有してなくても、鉄系酸化物層１３と張力付与性絶縁被膜１５と母材鋼板１１とが密着する。

方向性電磁鋼板１０に鉄系酸化物層１３が存在する否かは、フーリエ変換赤外分光分析による表面分析で確認できる。具体的には、フーリエ変換赤外分光分析を行い、特定のピークの吸光度（Ａｂｓｏｒｂａｎｃｅ）を確認すればよい。以下、図２Ａ及び図２Ｂを参照しながら、フーリエ変換赤外分光分析による表面分析について、詳細に説明する。図２Ａ及び図２Ｂは、フーリエ変換赤外分光分析の赤外吸収スペクトルである。

なお、方向性電磁鋼板１０が張力付与性絶縁被膜１５を有していない場合には（本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法の場合、酸化処理工程後で且つ絶縁被膜形成工程前の鋼板ならば）、鉄系酸化物層１３の表面を、市販されている公知のフーリエ変換赤外分光光度計（例えば、ＰＥＲＫＩＮ ＥＬＭＥＲ社製 Ｆｒｏｎｔｉｅｒ等）により分析する。

一方、張力付与性絶縁被膜１５を有している場合には、測定試料を減厚しながら、フーリエ変換赤外分光分析すればよい。例えば、方向性電磁鋼板１０の板厚方向に沿った切断面から予め張力付与性絶縁被膜１５の厚みを確認しておき、その上で、張力付与性絶縁被膜１５の厚みが０．１μｍ未満となるように、方向性電磁鋼板１０の表面を機械的に平行研磨する。研磨後の方向性電磁鋼板１０を用いてフーリエ変換赤外分光分析する。この分析後の測定試料を用いて、その厚みをさらに０．０５μｍ程度だけ減厚するように、測定試料の測定面を機械的に平行研磨する。この研磨後の測定試料を用いて再びフーリエ変換赤外分光分析する。このような分析と研磨とを、測定試料にて母材鋼板１１が露出するまで繰り返して行う。この方法によって、鉄系酸化物層１３をフーリエ変換赤外分光光度計により分析する。

なお、フーリエ変換赤外分光分析結果は、張力付与性絶縁被膜１５の有無に影響を受けない。すなわち、張力付与性絶縁被膜１５を有しておらず鉄系酸化物層１３が最表面である試験片を分析した場合と、張力付与性絶縁被膜１５を有しており上記方法で鉄系酸化物層１３を露出させた試験片を分析した場合とでは、フーリエ変換赤外分光分析結果が同等となることを確認している。

フーリエ変換赤外分光分析を行う際には、例えば、高感度反射法を用いて鉄系酸化物層１３の赤外吸収スペクトルを測定することが好ましい。このとき、赤外吸収スペクトル上で、鉄系酸化物層１３を構成する各種の鉄系酸化物に由来する吸収ピークとして、６５０ｃｍ^−１に観察される吸収ピークに着目し、一方、ＳｉＯ_２に由来する吸収ピークとして、１２５０ｃｍ^−１に観察される吸収ピークに着目する。これらの吸収ピークが観測される波数位置は、場合によっては上記の波数から１〜２ｃｍ^−１程ずれることもあるが、図２Ａ及び図２Ｂに示したように、上記２つの吸収ピークのスペクトル波形は特徴的であり、当業者ならば赤外吸収スペクトルから容易に上記２つの吸収ピークを特定することが可能である。

ここで、各吸収ピークの吸光度Ａ_ｋは、例えば図２Ａに示したような各吸収ピークにおける強度Ｉ_ｋ（例えば、透過率Ｔ_ｋ（単位：％））と、各吸収ピークの位置における基準線（ベースライン）の強度Ｉ^０ _ｋ（例えば、透過率Ｔ^０ _ｋ（単位：％））とを用いて、以下の（式１１）のように定義できる。また、表面分析に用いるフーリエ変換赤外分光光度計が、直接吸光度を出力可能な装置であれば、各吸収ピークの吸光度Ａ_ｋは、例えば図２Ｂに示したように、各吸収ピークの吸光度Ａ’_ｋ（無単位）と、各吸収ピークの位置における基準線（ベースライン）の強度Ａ^０ _ｋ（無単位）とを用いて、以下の（式１１’）のように定義することもできる。

Ａ_ｋ＝ｌｏｇ（Ｉ^０ _ｋ／Ｉ_ｋ） ・・・（式１１）
Ａ_ｋ＝Ａ’_ｋ−Ａ^０ _ｋ ・・・（式１１’）

上記の式１１および式１１’に基づいて、赤外吸収スペクトル上で、波数が６５０ｃｍ^−１に観測される吸収ピークの吸光度をＡ_６５０と定義し、波数が１２５０ｃｍ^−１に観測される吸収ピークの吸光度をＡ_１２５０と定義する。

６５０ｃｍ^−１に観察される吸収ピークは鉄系酸化物に由来し、１２５０ｃｍ^−１に観察される吸収ピークはＳｉＯ_２に由来することから、上記のＡ_６５０値及びＡ_１２５０値は、それぞれ、鉄系酸化物及びＳｉＯ_２の生成量に対応する値である。

なお、図２Ａに示したような、波数（ｃｍ^−１）と透過率Ｔ（％）との関係として示された赤外吸収スペクトルに着目する場合、上記の基準線（ベースライン）は、以下のように規定することができる。
６５０ｃｍ^−１の吸収ピークの基準線：波数５１０〜５６０ｃｍ^−１間の透過率Ｔの最大値と、波数７２０〜８２０ｃｍ^−１間の透過率Ｔの最大値と、を結んだ線分。
１２５０ｃｍ^−１の吸収ピークの基準線：波数１０００〜１１００ｃｍ^−１間の透過率Ｔの最大値と、波数１２８０〜１３５０ｃｍ^−１間の透過率Ｔの最大値と、を結んだ線分。

また、図２Ｂに示したような、波数（ｃｍ^−１）と吸光度Ａ（−）との関係として示された赤外吸収スペクトルに着目する場合、上記の基準線（ベースライン）は、以下のように規定することができる。
６５０ｃｍ^−１の吸収ピークの基準線：波数５１０〜５６０ｃｍ^−１間の吸光度Ａの最小値と、波数７２０〜８２０ｃｍ^−１間の吸光度Ａの最小値と、を結んだ線分。
１２５０ｃｍ^−１の吸収ピークの基準線：波数１０００〜１１００ｃｍ^−１間の吸光度Ａの最小値と、波数１２８０〜１３５０ｃｍ^−１間の吸光度Ａの最小値と、を結んだ線分。

本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０では、鉄系酸化物層１３をフーリエ変換赤外分光分析した際に、以下の（式１０１）で表される関係が成立する。

０．２ ≦ Ａ_６５０／Ａ_１２５０ ≦ ５．０ ・・・（式１０１）

本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０では、上記の式１０１を満たす赤外吸収スペクトルが確認されれば、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０に鉄系酸化物層１３が存在すると判断する。例えば、方向性電磁鋼板１０が張力付与性絶縁被膜１５を有している場合には、上記した分析と研磨と繰り返す方法でフーリエ変換赤外分光分析を複数回実施したときに、上記の式１０１を満たす赤外吸収スペクトルが１つでも確認されれば、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０に鉄系酸化物層１３が存在すると判断する。なお、フォルステライト被膜や、鉄系酸化物層１３ではない酸化物層は、上記の式１０１を満足しない。

吸光度比Ａ_６５０／Ａ_１２５０が０．２未満である場合には、ＳｉＯ_２の生成量に比べて鉄系酸化物の生成量が少なすぎ、鉄系酸化物層１３の形成が不十分となることから、十分な張力付与性絶縁被膜の密着性を実現することができない。一方、吸光度比Ａ_６５０／Ａ_１２５０が５．０を超える場合も、張力付与性絶縁被膜１５の密着性が低下するため、好ましくない。吸光度比Ａ_６５０／Ａ_１２５０が５．０を超える場合に密着性が低下する理由は明確ではない。ただ、後述する酸化処理工程の熱処理で、保持時間が短い、又は、保持温度が低温である場合に、上記のような状況が散見される。そのため、ＳｉＯ_２及び鉄系酸化物の双方とも生成量が少なく、密着性の確保に必要な鉄系酸化物の形成が不十分な状態にあると推定される。

本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０では、上記の吸光度比Ａ_６５０／Ａ_１２５０が、０．４以上であることが好ましく、０．６以上であることがより好ましい。また、吸光度比Ａ_６５０／Ａ_１２５０が、４．５以下であることが好ましく、４．０以下であることがより好ましい。

＜フォルステライト被膜について＞
本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０は、フォルステライト被膜を有さない。本実施形態では、方向性電磁鋼板１０が、フォルステライト被膜を有するか否かを以下の方法によって判断すればよい。

方向性電磁鋼板１０がフォルステライト被膜を有さないことは、Ｘ線回折によって確認すればよい。例えば、方向性電磁鋼板１０から張力付与性絶縁被膜１５などを除去した表面に対してＸ線回折を行い、得られたＸ線回折スペクトルをＰＤＦ（Ｐｏｗｄｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｆｉｌｅ）と照合すればよい。例えば、フォルステライト（Ｍｇ_２ＳｉＯ_４）の同定には、ＪＣＰＤＳ番号：３４−１８９を用いればよい。本実施形態では、上記Ｘ線回折スペクトルの主な構成がフォルステライトでない場合に、方向性電磁鋼板１０がフォルステライト被膜を有さないと判断する。

なお、方向性電磁鋼板１０から張力付与性絶縁被膜１５などを除去するには、被膜を有する方向性電磁鋼板１０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質量％＋Ｈ_２Ｏ：７０質量％の水酸化ナトリウム水溶液に、８０℃で２０分間、浸漬した後に、水洗して乾燥することで、方向性電磁鋼板１０から張力付与性絶縁被膜１５などを除去できる。通常、アルカリ溶液によって絶縁被膜などが溶解され、塩酸などの酸性溶液によってフォルステライト被膜が溶解される。そのため、フォルステライト被膜が存在する場合には、上記したアルカリ溶液への浸漬を行えば、張力付与性絶縁被膜１５などが溶解してフォルステライト被膜が露出する。

＜磁気特性について＞
方向性電磁鋼板の磁気特性は、ＪＩＳ Ｃ２５５０：２０１１に規定されたエプスタイン法や、ＪＩＳ Ｃ２５５６：２０１５に規定された単板磁気特性測定法（Ｓｉｎｇｌｅ Ｓｈｅｅｔ Ｔｅｓｔｅｒ：ＳＳＴ）に基づいて測定することができる。これらの方法のうち、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０では、ＪＩＳ Ｃ２５５６：２０１５に規定された単板磁気特性測定法を採用して磁気特性を評価すればよい。

本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０は、圧延方向の磁束密度Ｂ８（８００Ａ／ｍでの磁束密度）が、１．９０Ｔ以上であればよい。この磁束密度の上限は、特に限定されず、例えば２．０２Ｔであればよい。

上記したように、方向性電磁鋼板の磁気特性は、ＪＩＳ Ｃ ２５５０：２０１１に規定されるエプスタイン試験に基づく方法、またはＪＩＳ Ｃ ２５５６：２０１５に規定される単板磁気特性試験法（Ｓｉｎｇｌｅ Ｓｈｅｅｔ Ｔｅｓｔｅｒ：ＳＳＴ）などを用いることにより測定することができる。なお、研究開発過程にて真空溶解炉などで鋼塊が形成された場合では、実操業ラインと同等サイズの試験片を採取することが困難となる。この場合、例えば、幅６０ｍｍ×長さ３００ｍｍとなるように試験片を採取して、単板磁気特性試験法に準拠した測定を行っても構わない。さらに、エプスタイン試験に基づく方法と同等の測定値が得られるように、得られた結果に補正係数を掛けても構わない。本実施形態では、単板磁気特性試験法に準拠した測定法により測定する。長手方向が圧延方向となるように試験片を採取して、圧延方向の磁束密度Ｂ８を測定すればよい。

＜方向性電磁鋼板の製造方法について＞
次に、本発明の好ましい一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法について、図３を参照しながら詳細に説明する。図３は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法の一例を示した流れ図である。

なお、上記した方向性電磁鋼板１０を製造する方法は、下記の方法に限定されない。下記の製造方法は、上記した方向性電磁鋼板１０を製造するための一つの例である。

＜方向性電磁鋼板の製造方法の全体的な流れ＞
本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、フォルステライト被膜を有さない方向性電磁鋼板の製造方法であって、全体的な流れは、以下の通りである。

本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、図３に示すように、
（Ｓ１０１）所定の化学組成を有する鋼片（スラブ）を加熱した後に熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
（Ｓ１０３）熱延鋼板を必要に応じて焼鈍して熱延焼鈍鋼板を得る熱延板焼鈍工程と、
（Ｓ１０５）熱延鋼板または熱延焼鈍鋼板に、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、
（Ｓ１０７）冷延鋼板を脱炭焼鈍して脱炭焼鈍鋼板を得る脱炭焼鈍工程と、
（Ｓ１０９）脱炭焼鈍鋼板に焼鈍分離剤を塗布した後に仕上げ焼鈍して仕上げ焼鈍鋼板を得る仕上げ焼鈍工程と、
（Ｓ１１１）仕上げ焼鈍鋼板に、洗浄処理と、酸洗処理と、熱処理とを順に施して酸化処理鋼板を得る酸化処理工程と、
（Ｓ１１３）酸化処理鋼板の表面に張力付与性絶縁被膜形成用の処理液を塗布して焼きつける絶縁被膜形成工程と、を有する。

上記の各工程について、詳細に説明する。なお、以下の説明で、各工程の条件が記載されていない場合、公知の条件を適宜適応すればよい。

＜熱間圧延工程＞
熱間圧延工程（ステップＳ１０１）は、所定の化学組成を有する鋼片（例えば、スラブ等の鋼塊）を熱間圧延して、熱延鋼板を得る工程である。この熱間圧延工程では、鋼片が、まず加熱処理される。鋼片の加熱温度は、１２００〜１４００℃の範囲内とすることが好ましい。鋼片の加熱温度は、１２５０℃以上であることが好ましく、１３８０℃以下であることが好ましい。次いで、加熱された鋼片を熱間圧延して、熱延鋼板を得る。熱延鋼板の平均板厚は、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。

本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、上記鋼片が、化学組成として、基本元素を含み、必要に応じて選択元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる。なお、以下では、特に断りのない限り、「％」との表記は「質量％」を表わす。

本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、上記の鋼片（スラブ）が、基本元素（主要な合金元素）として、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃ、Ｓ＋Ｓｅ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｎを含有する。

［Ｓｉ：２．５〜４．０％］
Ｓｉは、鋼の電気抵抗を高めて渦電流損を低減する元素である。鋼片のＳｉ含有量が２．５％未満である場合には、渦電流損の低減効果を十分に得ることができない。一方、鋼片のＳｉ含有量が４．０％を超える場合には、鋼の冷間加工性が低下する。従って、本実施形態では、鋼片のＳｉ含有量を２．５〜４．０％とする。鋼片のＳｉ含有量は、好ましくは２．７％以上であり、より好ましくは２．８％以上である。一方、鋼片のＳｉ含有量は、好ましくは３．９％以下であり、より好ましくは３．８％以下である。

［Ｍｎ：０．０５〜１．０％］
Ｍｎは、製造過程でＳ及びＳｅと結合して、ＭｎＳ及びＭｎＳｅを形成する。これらの析出物は、インヒビターとして機能し、仕上げ焼鈍時に鋼に二次再結晶を発現させる。また、Ｍｎは、鋼の熱間加工性を高める元素でもある。鋼片のＭｎ含有量が０．０５％未満である場合には、これら効果を十分に得ることができない。一方、鋼片のＭｎ含有量が１．０％を超える場合には、二次再結晶が発現せず、鋼の磁気特性が低下する。従って、本実施形態では、鋼片のＭｎ含有量を０．０５〜１．０％とする。鋼片のＭｎ含有量は、好ましくは０．０６％以上であり、好ましくは０．５０％以下である。

［Ｃ：０．０２〜０．１０％］
Ｃは、製造過程にて、脱炭焼鈍工程の完了までの組織制御に有効な元素であり、方向性電磁鋼板としての磁気特性を向上させる。鋼片のＣ含有量が０．０２％未満である場合、又は、鋼片のＣ含有量が０．１０％を超える場合には、上記のような磁気特性向上効果を得ることができない。鋼片のＣ含有量は、好ましくは０．０３％以上であり、好ましくは０．０９％以下である。

［Ｓ＋Ｓｅ：合計で０．００５〜０．０８０％］
Ｓ及びＳｅは、製造過程でＭｎと結合して、インヒビターとして機能するＭｎＳ及びＭｎＳｅを形成する。鋼片のＳ及びＳｅの合計含有量が０．００５％未満である場合には、ＭｎＳ及びＭｎＳｅの形成効果を発現させるのが困難となる。一方、Ｓ及びＳｅの合計含有量が０．０８０％を超える場合には、磁気特性が劣化することに加えて、熱間での脆化を引き起こす。従って、本実施形態では、鋼片のＳ及びＳｅの合計含有量を０．００５〜０．０８０％とする。鋼片のＳ及びＳｅの合計含有量は、好ましくは０．００６％以上であり、好ましくは０．０７０％以下である。

［ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０７％］
ｓｏｌ．Ａｌは、製造過程でＮと結合して、インヒビターとして機能するＡｌＮを形成する。鋼片のｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１％未満である場合、ＡｌＮが十分に生成せずに磁気特性が劣化する。また、鋼片のｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０７％を超える場合、磁気特性が劣化することに加えて、冷間圧延時に割れを引き起こす。従って、本実施形態では、鋼片のｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０１〜０．０７％とする。鋼片のｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．０２％以上であり、好ましくは０．０５％以下である。

［Ｎ：０．００５〜０．０２０％］
Ｎは、製造過程で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。鋼片のＮ含有量が０．００５％未満である場合には、ＡｌＮが十分に生成せずに磁気特性が劣化する。一方、鋼片のＮ含有量が０．０２０％を超える場合には、ＡｌＮがインヒビターとして機能し難くなって二次再結晶が発現し難くなることに加えて、冷間圧延時に割れを引き起こす。従って、本実施形態では、鋼片のＮ含有量を０．００５〜０．０２０％とする。鋼片のＮの含有量は、好ましくは０．０１２％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。

本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、上記の鋼片（スラブ）が、不純物を含有してもよい。なお、「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップから、または製造環境等から混入するものを指す。

また、本実施形態では、鋼片が、上記した基本元素および不純物に加えて、選択元素を含有してもよい。例えば、上記した残部であるＦｅの一部に代えて、選択元素として、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｃｕなどを含有してもよい。これらの選択元素は、その目的に応じて含有させればよい。よって、これらの選択元素の下限値を限定する必要がなく、下限値が０％でもよい。また、これらの選択元素が不純物として含有されても、上記効果は損なわれない。

［Ｂｉ：０〜０．０３％］
［Ｔｅ：０〜０．０３％］
［Ｐｂ：０〜０．０３％］
Ｂｉ、Ｔｅ、及びＰｂは、選択元素である。これらの元素が、鋼片にそれぞれ０．０３％以下含有されると、方向性電磁鋼板の磁気特性を好ましく向上させることができる。しかしながら、これら元素の含有量がそれぞれ０．０３％を超える場合には、熱間での脆化を引き起こす。従って、本実施形態では、鋼片に含まれるこれらの元素の含有量を０．０３％以下とする。一方、鋼片に含まれるこれらの元素の含有量の下限値は、特に限定されず、０％であればよい。ただ、上記の効果を好ましく得るためには、これらの元素の含有量が、それぞれ０．０００５％以上であることが好ましい。これらの元素の含有量は、それぞれ０．００１％以上であることがより好ましい。

なお、Ｂｉ、Ｔｅ、およびＰｂは、少なくとも１種が鋼片に含有されればよい。すなわち、鋼片が、Ｂｉ：０．０００５％〜０．０３％、Ｔｅ：０．０００５％〜０．０３％、Ｐｂ：０．０００５％〜０．０３％のうちの少なくとも１種を含有すればよい。

［Ｓｂ：０〜０．５０％］
［Ｓｎ：０〜０．５０％］
［Ｃｒ：０〜０．５０％］
［Ｃｕ：０〜１．０％］
Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、及びＣｕは、選択元素である。これらの元素が、鋼片に含有されると、方向性電磁鋼板の磁気特性を好ましく高めることができる。従って、本実施形態では、鋼片に含まれるこれらの元素の含有量を、Ｓｂ：０．５０％以下、Ｓｎ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｃｕ：１．０％以下とすることが好ましい。一方、鋼片に含まれるこれらの元素の含有量の下限値は、特に限定されず、０％であればよい。ただ、上記の効果を好ましく得るためには、これらの元素の含有量がそれぞれ０．０００５％以上であることが好ましい。これらの元素の含有量は、それぞれ０．００１％以上であることがより好ましい。

なお、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、およびＣｕは、少なくとも１種が鋼片に含有されればよい。すなわち、鋼片が、Ｓｂ：０．０００５％〜０．５０％、Ｓｎ：０．０００５％〜０．５０％、Ｃｒ：０．０００５％〜０．５０％、Ｃｕ：０．０００５％〜１．０％のうちの少なくとも１種を含有すればよい。

鋼片の化学組成は、鋼の一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、上記した方法に基づいて測定すればよい。

＜熱延板焼鈍工程＞
熱延板焼鈍工程（ステップＳ１０３）は、熱間圧延工程後の熱延鋼板を必要に応じて焼鈍して、熱延焼鈍鋼板を得る工程である。熱延鋼板に焼鈍処理を施すことで、鋼中で再結晶が生じ、最終的に良好な磁気特性を実現することが可能となる。

熱延板焼鈍工程で熱延鋼板を加熱する方法は、特に限定されず、公知の加熱方式を採用すればよい。また、焼鈍条件も、特に限定されない。例えば、熱延鋼板を、９００〜１２００℃の温度域で１０秒〜５分間の保持を行えばよい。

なお、この熱延板焼鈍工程は、必要に応じて省略することが可能である。
また、この熱延板焼鈍工程後、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、熱間圧延工程後の熱延鋼板に、または熱延板焼鈍工程後の熱延焼鈍鋼板に、一回の冷間圧延、又は中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を実施して、冷延鋼板を得る工程である。熱延板焼鈍工程後の熱延焼鈍鋼板は、鋼板形状が良好であるため、１回目の冷間圧延にて鋼板が破断する可能性を軽減することができる。なお、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。

冷間圧延工程で熱延焼鈍鋼板を冷間圧延する方法は、特に限定されず、公知の方法を採用すればよい。例えば、最終の冷延圧下率（中間焼鈍を行わない累積冷延圧下率、または中間焼鈍を行った後の累積冷延圧下率）は、８０％以上９５％以下の範囲内とすればよい。

ここで、最終の冷延圧下率（％）は次のとおり定義される。
最終の冷延圧下率（％）＝（１−最終の冷間圧延後の鋼板の板厚／最終の冷間圧延前の鋼板の板厚）×１００

最終の冷延圧下率が８０％未満である場合には、Ｇｏｓｓ核を好ましく得ることができないことがある。一方、最終の冷延圧下率が９５％を超える場合には、仕上げ焼鈍工程で、二次再結晶が不安定となることがある。そのため、最終の冷延圧下率は、８０％以上９５％以下であることが好ましい。

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、中間焼鈍は、９５０℃〜１２００℃の温度で３０秒〜３０分の条件で保持を行えばよい。

冷延鋼板の平均板厚（冷延後の板厚）は、張力付与性絶縁被膜の厚みを含む方向性電磁鋼板の板厚とは異なる。冷延鋼板の平均板厚は、例えば、０．１０〜０．５０ｍｍとすればよい。また、本実施形態では、冷延鋼板の平均板厚が０．２２ｍｍ未満である薄手材でも、張力付与性絶縁被膜の密着性が好ましく高まる。そのため、冷延鋼板の平均板厚は、０．２０ｍｍ以下であってもよい。

冷間圧延工程では、方向性電磁鋼板の磁気特性を好ましく向上させるために、エージング処理を行ってもよい。例えば、冷間圧延では、複数回のパスにより鋼板の板厚を減じるが、複数回のパスの途中段階で少なくとも一回以上、鋼板を１００℃以上の温度範囲で１分以上保持すればよい。このエージング処理により、脱炭焼鈍工程で、一次再結晶集合組織を好ましく形成させることが可能となり、その結果、仕上げ焼鈍工程で、｛１１０｝＜００１＞方位が好ましく集積した二次再結晶集合組織を得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、冷間圧延工程後の冷延鋼板を脱炭焼鈍して、脱炭焼鈍鋼板を得る工程である。この脱炭焼鈍工程で、冷延鋼板を所定の熱処理条件に則して焼鈍処理することで、一次再結晶粒組織を制御する。

本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、脱炭焼鈍工程が、所望の一次再結晶粒組織を得るために、昇温過程と均熱過程という、２つの過程で構成される。これら昇温過程および均熱過程の諸条件は、特に限定されず、公知の条件を採用すればよい。

上記した昇温過程では、脱炭焼鈍温度に到達するまでの昇温速度が、一次再結晶集合組織に影響を与え、その結果、二次再結晶後のＧｏｓｓ方位集積度にも影響を与えることがある。本実施形態のようなグラス被膜を有していない方向性電磁鋼板では、張力付与性絶縁被膜形成後、及び、磁区細分化処理後の磁気特性に及ぼす母材鋼板のＧｏｓｓ方位集積度の影響が大きい。そのため、脱炭焼鈍時の昇温速度を必要に応じて適切に制御することが好ましい。

具体的には、昇温過程で冷延鋼板を昇温する際に、一次再結晶集合組織を改善するという観点から、５００℃から７００℃までの温度域における昇温速度を制御することが好ましい。特に、５００℃以上６００℃未満の温度域の昇温速度と、６００℃以上７００℃以下の温度域の昇温速度とを、独立して制御することがより好ましい。５００℃以上６００℃未満の昇温過程における平均昇温速度Ｓ１と、６００℃以上７００℃以下の昇温過程における平均昇温速度Ｓ２とでは、脱炭焼鈍時に形成される酸化膜への影響の観点から、好適範囲が異なる。５００℃以上６００℃未満の温度域は、一次再結晶集合組織への影響に加えてＭｎ系酸化物形成への影響を有しており、６００℃以上７００℃以下の温度域は、一次再結晶集合組織への影響に加えてＳｉＯ_２形成への影響を有している。

本実施形態では、５００℃以上６００℃未満の昇温過程における平均昇温速度Ｓ１を、３００℃／秒以上１０００℃／秒以下とすることが好ましい。加えて、グラス被膜（フォルステライト被膜）の形成反応に影響を及ぼすＳｉＯ_２が形成される６００℃以上７００℃以下の温度域で、鋼板の滞留時間を短くすることが好ましい。そこで、６００℃以上７００℃以下の昇温過程における平均昇温速度Ｓ２を、１０００℃／秒以上３０００℃／秒以下とすることが好ましい。

また、平均昇温速度Ｓ２は、平均昇温速度Ｓ１よりも急速にすることが好ましく、例えば、Ｓ２／Ｓ１を、１．０超１０．０以下とすることが好ましい。

すなわち、平均昇温速度Ｓ１と平均昇温速度Ｓ２とが、下記の（式１１１）〜（式１１３）をすべて満足することが好ましい。下記の（式１１１）〜（式１１３）をすべて満足するとき、方向性電磁鋼板の磁気特性（鉄損特性）を更に好ましく向上させることが可能となる。

３００ ≦ Ｓ１ ≦ １０００ ・・・（式１１１）
１０００ ≦ Ｓ２ ≦ ３０００ ・・・（式１１２）
１．０ ＜ Ｓ２／Ｓ１ ≦ １０．０ ・・・（式１１３）

なお、上記の（式１１１）に関して、平均昇温速度Ｓ１が３００℃／秒未満となる場合には、一次再結晶集合組織の変化に起因して磁気特性が劣化する可能性がある。一方、平均昇温速度Ｓ１が１０００℃／秒を超える場合には、張力付与性絶縁被膜との密着性が十分ではない可能性がある。５００℃以上６００℃未満の温度域における平均昇温速度Ｓ１は、より好ましくは３５０℃／秒以上であり、より好ましくは９００℃／秒以下である。

上記の（式１１２）に関して、平均昇温速度Ｓ２が１０００℃／秒未満となる場合には、グラス被膜形成反応に影響を及ぼすＳｉＯ_２の形成を十分に抑制できない可能性がある。一方、平均昇温速度Ｓ２が３０００℃／秒を超える場合には、脱炭焼鈍温度のオーバーシュートが生じる可能性がある。６００℃以上７００℃以下の温度域における平均昇温速度Ｓ２は、より好ましくは１２００℃／秒以上であり、より好ましくは２５００℃／秒以下である。

上記の（式１１３）に関して、平均昇温速度の比Ｓ２／Ｓ１が１．０以下である場合には、磁気特性が劣化する可能性がある。一方、昇温速度の比Ｓ２／Ｓ１が１０．０を超える場合には、温度制御が困難となる可能性がある。昇温速度の比Ｓ２／Ｓ１は、より好ましくは１．２以上であり、より好ましくは９．０以下である。

上記のような昇温速度のもとで、７５０℃以上９５０℃以下の脱炭焼鈍温度まで、冷延鋼板を加熱することが好ましい。

なお、この昇温過程における他の条件（例えば、昇温雰囲気等）については、特に限定されず、常法に従って周知の水素−窒素含有湿潤雰囲気中で、冷延鋼板を昇温すればよい。

脱炭焼鈍工程では、上記の昇温過程に続いて、冷延鋼板を脱炭焼鈍温度で保持する均熱過程が実施される。均熱過程の諸条件は、特に限定されない。例えば、冷延鋼板を、７５０℃以上９５０℃以下の温度で、１分以上５分以下保持すればよい。また、均熱雰囲気も、特に限定されず、常法に従って周知の水素−窒素含有湿潤雰囲気中で均熱過程を実施すればよい。

＜仕上げ焼鈍工程＞
仕上げ焼鈍工程（ステップＳ１０９）は、脱炭焼鈍工程後の脱炭焼鈍鋼板に、焼鈍分離剤を塗布し、その後に仕上げ焼鈍を施して、仕上げ焼鈍鋼板を得る工程である。仕上げ焼鈍は、一般に、鋼板をコイル状に巻いた状態で、高温で長時間の保持が行われる。従って、仕上げ焼鈍に先立ち、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て乾燥させる。

仕上げ焼鈍工程で脱炭焼鈍鋼板に塗布する焼鈍分離剤は、特に限定されず、公知の焼鈍分離剤を採用すればよい。なお、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、グラス被膜（フォルステライト被膜）を有さない方向性電磁鋼板の製造方法であるので、フォルステライト被膜を形成しない焼鈍分離剤を採用すればよい。または、フォルステライト被膜を形成する焼鈍分離剤を採用する場合には、仕上げ焼鈍後にフォルステライト被膜を研削または酸洗によって除去すればよい。

［フォルステライト被膜を形成しない焼鈍分離剤］
グラス被膜（フォルステライト被膜）を形成しない焼鈍分離剤として、ＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３とを主成分とする焼鈍分離剤を用いればよい。例えば、この焼鈍分離剤は、固形分率で、ＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３とを合計で８５質量％以上含有し、ＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３との質量比であるＭｇＯ：Ａｌ_２Ｏ_３が３：７〜７：３を満足し、かつ、この焼鈍分離剤は、固形分率で、上記したＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３との合計含有量に対してビスマス塩化物を０．５〜１５質量％含有することが好ましい。上記の質量比ＭｇＯ：Ａｌ_２Ｏ_３の範囲や、ビスマス塩化物の含有量は、グラス被膜を有さずに且つ表面平滑度の良好な母材鋼板を得るという観点から定まる。

上記したＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３との質量比に関して、ＭｇＯが上記範囲を超えて多い場合には、グラス被膜が鋼板表面に形成及び残存して、母材鋼板の表面が平滑にならないことがある。また、ＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３との質量比に関して、Ａｌ_２Ｏ_３が上記範囲を超えて多い場合には、Ａｌ_２Ｏ_３の焼き付きが生じて、母材鋼板の表面が平滑にならないことがある。ＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３との質量比ＭｇＯ：Ａｌ_２Ｏ_３は、３．５：６．５〜６．５：３．５を満足することがより好ましい。

ビスマス塩化物が焼鈍分離剤に含まれると、仕上げ焼鈍中にグラス被膜が形成しても、このグラス被膜が鋼板表面から剥離しやすくなる効果がある。上記のビスマス塩化物の含有量が、上記したＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３との合計含有量に対して０．５質量％未満である場合には、グラス被膜が残存することがある。一方、ビスマス塩化物の含有量が、上記したＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３との合計含有量に対して１５質量％を超える場合には、焼鈍分離剤として鋼板と鋼板との焼付きを防ぐ機能が損なわれることがある。ビスマス塩化物の含有量は、上記したＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３との合計含有量に対して、より好ましくは３質量％以上であり、より好ましくは７質量％以下である。

上記のビスマス塩化物の種類は、特に限定されず、公知のビスマス塩化物を採用すればよい。例えば、オキシ塩化ビスマス（ＢｉＯＣｌ）、三塩化ビスマス（ＢｉＣｌ_３）等を用いればよく、あるいは、仕上げ焼鈍工程中に焼鈍分離剤中での反応からオキシ塩化ビスマスを形成することが可能な化合物種を用いてもよい。仕上げ焼鈍中にオキシ塩化ビスマスを形成可能な化合物種として、例えば、ビスマス化合物と金属の塩素化合物との混合物を用いればよい。このビスマス化合物として、例えば、酸化ビスマス、水酸化ビスマス、硫化ビスマス、硫酸ビスマス、リン酸ビスマス、炭酸ビスマス、硝酸ビスマス、有機酸ビスマス、ハロゲン化ビスマス等を用いればよく、金属の塩素化合物として、例えば、塩化鉄、塩化コバルト、塩化ニッケル等を用いればよい。

上記のようなフォルステライト被膜を形成しない焼鈍分離剤を、脱炭焼鈍鋼板の表面に塗布して乾燥させた後、仕上げ焼鈍を施す。仕上げ焼鈍工程での熱処理条件は、特に限定されず、公知の条件を採用すればよい。例えば、鋼板を、１１００℃以上１３００℃以下の温度域で、１０時間以上３０時間以下保持すればよい。また、炉内雰囲気は、周知の窒素雰囲気又は窒素と水素との混合雰囲気とすればよい。仕上げ焼鈍後は、鋼板表面の余剰の焼鈍分離剤を水洗又は酸洗により除去することが好ましい。

［フォルステライト被膜を形成する焼鈍分離剤］
グラス被膜（フォルステライト被膜）を形成する焼鈍分離剤として、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を用いてもよい。例えば、この焼鈍分離剤は、固形分率で、ＭｇＯを６０質量％以上含有することが好ましい。

焼鈍分離剤を、脱炭焼鈍鋼板の表面に塗布して乾燥させた後、仕上げ焼鈍を施す。仕上げ焼鈍工程での熱処理条件は、特に限定されず、公知の条件を採用すればよい。例えば、鋼板を、１１００℃以上１３００℃以下の温度域で、１０時間以上３０時間以下保持すればよい。また、炉内雰囲気は、周知の窒素雰囲気又は窒素と水素との混合雰囲気とすればよい。

フォルステライト被膜を形成する焼鈍分離剤を用いた場合、仕上げ焼鈍中に、焼鈍分離剤のＭｇＯと、鋼板表面のＳｉＯ_２とが反応して、フォルステライト（Ｍｇ_２ＳｉＯ_４）が形成される。そのため、仕上げ焼鈍後に、仕上げ焼鈍鋼板の表面を研削又は酸洗して、表面に形成されたフォルステライト被膜を除去することが好ましい。仕上げ焼鈍鋼板の表面からフォルステライト被膜を除去する方法は、特に限定されず、公知の研削方法又は酸洗方法を採用すればよい。

例えば、フォルステライト被膜を酸洗によって除去するには、仕上げ焼鈍鋼板を、２０〜４０質量％塩酸に、５０〜９０℃で１〜５分間、浸漬した後に、水洗して乾燥させればよい。あるいは、仕上げ焼鈍鋼板を、ふっ化アンモニムと硫酸の混合溶液中で酸洗し、ふっ酸と過酸化水素水の混合溶液中で化学研磨し、その後、水洗して乾燥させればよい。

＜酸化処理工程＞
酸化処理工程（ステップＳ１１１）は、仕上げ焼鈍工程後の仕上げ焼鈍鋼板（フォルステライト被膜を有さない仕上げ焼鈍鋼板）に、洗浄処理と、酸洗処理と、熱処理とを順に施して、酸化処理鋼板を得る工程である。具体的には、洗浄処理として、仕上げ焼鈍鋼板の表面を洗浄し、酸洗処理として、仕上げ焼鈍鋼板を質量％で５〜２０％の硫酸にて酸洗し、熱処理として、仕上げ焼鈍鋼板を、酸素濃度が５〜２１体積％でかつ露点が−１０〜３０℃の雰囲気中で、７００〜８５０℃の温度で、１０〜５０秒間保持する。

［洗浄処理］
仕上げ焼鈍工程後の仕上げ焼鈍鋼板の表面を洗浄する。仕上げ焼鈍鋼板の表面を洗浄する方法は、特に限定されず、公知の洗浄方法を採用すればよい。例えば、仕上げ焼鈍鋼板の表面を水洗すればよい。

［酸洗処理］
洗浄処理後の仕上げ焼鈍鋼板を、質量％で５〜２０％の硫酸にて酸洗する。硫酸が質量％で５％未満である場合には、上記の（式１０１）を満足する鉄系酸化物層が形成されない。一方、硫酸が質量％で２０％を超える場合にも、上記の（式１０１）を満足する鉄系酸化物層が形成されない。硫酸の濃度は、好ましくは質量％で６％以上であり、好ましくは質量％で１５％以下である。また、酸洗に用いる硫酸の温度は、特に規定しないが、例えば７０℃以上とすることが好ましい。

酸洗処理する時間は、特に限定されない。例えば、仕上げ焼鈍鋼板を、上記の硫酸が保持されている酸洗浴中で、一般的なライン速度で通過させればよい。

［熱処理］
酸洗処理後の仕上げ焼鈍鋼板を、酸素濃度が５〜２１体積％でかつ露点が−１０〜３０℃の雰囲気中で、７００〜８５０℃の温度で、１０〜５０秒間保持する。この熱処理により、酸洗処理後の仕上げ焼鈍鋼板の表面が酸化されて鉄系酸化物層が形成される。上記した洗浄処理、酸洗処理、および熱処理が施された酸化処理鋼板は、上記の（式１０１）を満足する。

酸素濃度が５％未満、露点が−１０℃未満、または保持温度が７００℃未満である場合、上記の（式１０１）を満足する鉄系酸化物層が形成されない。酸素濃度が２１％超または露点が３０℃超である場合も、上記の（式１０１）を満足する鉄系酸化物層が形成されない。保持温度が８５０℃超える場合には、効果が飽和し、加熱コストも高くなる。

また、保持時間が１０秒未満である場合には、上記の（式１０１）を満足する鉄系酸化物層が形成されない。一方、保持時間が５０秒を超える場合には、効果が飽和し、生産性も低下する。

酸素濃度は、好ましくは６体積％以上であり、好ましくは２１体積％以下である。露点は、好ましくは０℃以上であり、好ましくは３０℃以下である。保持温度は、好ましくは７２０℃以上であり、好ましくは８５０℃以下である。保持時間は、好ましくは１５秒以上であり、好ましくは５０秒以下である。

＜絶縁被膜形成工程＞
絶縁被膜形成工程（ステップＳ１１３）は、酸化処理工程後の酸化処理鋼板の表面に張力付与性絶縁被膜形成用の処理液を塗布して焼きつけて、方向性電磁鋼板を得る工程である。絶縁被膜形成工程では、酸化処理鋼板の片面又は両面に対し、張力付与性絶縁被膜を形成すればよい。

絶縁被膜が形成される酸化処理鋼板の表面は、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く、または、これら前処理を施さなくてもよい。

張力付与性絶縁被膜を形成する条件は、特に限定されず、公知の条件を採用すればよい。例えば、張力付与性絶縁被膜は、無機物を主体とし、更に有機物を含んだ複合絶縁被膜であってもよい。この複合絶縁被膜は、例えば、クロム酸金属塩、リン酸金属塩、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ればよい。また、製造時の環境負荷低減の観点から、張力付与性絶縁被膜は、リン酸金属塩、ＺｒやＴｉのカップリング剤、これらの炭酸塩、これらのアンモニウム塩などを出発物質とした絶縁被膜であってもよい。

＜その他の工程＞
［平坦化焼鈍工程］
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よい。絶縁被膜形成工程後の方向性電磁鋼板に対して平坦化焼鈍を行うことで、鉄損特性を好ましく低減させることが可能となる。

［磁区細分化工程］
上記で製造した方向性電磁鋼板に、磁区細分化処理を行ってもよい。磁区細分化処理とは、方向性電磁鋼板の表面に磁区細分化効果のあるレーザー光を照射したり、方向性電磁鋼板の表面に溝を形成したりする処理である。この磁区細分化処理により、磁気特性を好ましく向上させることが可能となる。

＜方向性電磁鋼板の絶縁被膜形成方法について＞
次に、本発明の好ましい一実施形態に係る方向性電磁鋼板の絶縁被膜形成方法について説明する。本実施形態に係る方向性電磁鋼板の絶縁被膜形成方法は、絶縁被膜形成工程を備える。この絶縁被膜形成工程では、鋼基材上に、張力付与性絶縁被膜形成用の処理液を塗布して焼きつけて、張力付与性絶縁被膜を形成する。

上記の鋼基材は、母材鋼板と、母材鋼板に接して配された酸化物層とを有する。

この母材鋼板は、化学組成として、質量％で、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｃ：０〜０．０１％、Ｓ＋Ｓｅ：０〜０．００５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０〜０．０１％、Ｎ：０〜０．００５％、Ｂｉ：０〜０．０３％、Ｔｅ：０〜０．０３％、Ｐｂ：０〜０．０３％、Ｓｂ：０〜０．５０％、Ｓｎ：０〜０．５０％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜１．０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。

上記の酸化物層は、鉄系酸化物層である。この鉄系酸化物層をフーリエ変換赤外分光分析した際に、赤外吸収スペクトル上で、６５０ｃｍ^−１に観測される吸収ピークの吸光度をＡ６５０とし、１２５０ｃｍ^−１に観測される吸収ピークの吸光度をＡ１２５０としたとき、Ａ６５０とＡ１２５０とが、０．２≦Ａ６５０／Ａ１２５０≦５．０を満足する。

絶縁被膜形成工程では、鋼基材の鉄系酸化物層上に、張力付与性絶縁被膜形成用の処理液を塗布して焼きつける。

鉄系酸化物層の平均厚みは、２００〜５００ｎｍであることが好ましい。

本実施形態に係る方向性電磁鋼板の絶縁被膜形成方法は、上述した方向性電磁鋼板の製造方法の絶縁被膜形成工程と実質的に同様である。例えば、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の絶縁被膜形成方法の鋼基材は、上述した方向性電磁鋼板の製造方法の酸化処理鋼板に対応する。また、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の絶縁被膜形成方法の鋼基材は、上述した方向性電磁鋼板の図１Ａ及び図１Ｂに示した母材鋼板１１と鉄系酸化物層１３とに対応する。そのため、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の絶縁被膜形成方法に関して、詳細な説明は省略する。

次に、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に詳細に説明するが、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るものではない。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ものである。

（実験例１）
Ｃ：０．０８２質量％、Ｓｉ：３．３質量％、Ｍｎ：０．０８２質量％、Ｓ：０．０２３質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２５質量％、Ｎ：０．００８質量％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼スラブＡ（鋼片Ａ）と、Ｃ：０．０８１質量％、Ｓｉ：３．３質量％、Ｍｎ：０．０８３質量％、Ｓ：０．０２２質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２５質量％、Ｎ：０．００８質量、Ｂｉ：０．００２５質量％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼スラブＢ（鋼片Ｂ）と、をそれぞれ１３５０℃に加熱し、熱間圧延を行って、平均厚さ２．３ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。

得られたそれぞれの熱延鋼板に対し、１１００℃×１２０秒間の焼鈍を行った後、酸洗を実施した。酸洗後の鋼板を、冷間圧延により平均厚さ０．２３ｍｍに仕上げ、冷延鋼板を得た。

その後、得られた冷延鋼板に対し、脱炭焼鈍を実施した。この脱炭焼鈍では、各冷延鋼板を、５００℃以上６００℃未満の昇温過程における平均昇温速度Ｓ１を４００℃／秒とし、６００℃以上７００℃以下の昇温過程における平均昇温速度Ｓ２を１１００℃／秒として加熱して（Ｓ２÷Ｓ１＝２．７５）、８５０℃で１２０秒間保持した。

その後、固形分率でＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３とを合計で９５質量％含有し、ＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３の配合比が質量％で５０％：５０％（質量比１：１）であり、ＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３との合計含有量に対してＢｉＯＣｌを５質量％含有する組成の焼鈍分離剤を塗布乾燥して、１２００℃で２０時間保持する仕上げ焼鈍に供した。

得られた仕上げ焼鈍鋼板の余剰の焼鈍分離剤を水洗にて除去し、Ｘ線回折によって確認したところ、いずれの鋼板でも、グラス被膜（フォルステライト被膜）は形成されていなかった。

余剰の焼鈍分離剤を水洗にて除去した鋼板に、以下の表１に示したような種々の濃度の７０℃の硫酸で酸洗処理を実施した後、酸素濃度、露点、温度、時間を変化させて熱処理を実施した。

酸化処理工程後の鋼板に、リン酸アルミニウムとコロイダルシリカとを主成分とする水溶液を塗布し、８５０℃で１分間焼付けることで、試験片の表面に、目付量４．５ｇ／ｍ^２の張力付与性絶縁被膜を形成させた。得られた試験片にレーザービームを照射し、磁区細分化処理を実施した。

この方向性電磁鋼板の母材鋼板を上記の方法で化学分析したところ、鋼スラブＡに由来する鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００２％以下、Ｓｉ：３．３０％、Ｍｎ：０．０８２％、Ｓ：０．００５％以下（Ｓ＋Ｓｅ：０．００５％以下）、酸可溶性Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなっていた。また、鋼スラブＢに由来する鋼板は、Ｃ：０．００２％以下、Ｓｉ：３．３０％、Ｍｎ：０．０８３％、Ｓ：０．００５％以下（Ｓ＋Ｓｅ：０．００５％以下）、酸可溶性Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｂｉ：０．０００１％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなっていた。

＜評価＞
フーリエ変換赤外分光分析、鉄系酸化物層の平均厚み、磁気特性、及び、張力付与性絶縁被膜の密着性の評価を行った。評価方法は、以下の通りである。

［磁気特性］
長さ３００ｍｍ×幅６０ｍｍの単板試験片にて、ＪＩＳ Ｃ ２５５６：２０１５に規定された方法で、圧延方向の磁束密度Ｂ８（単位：Ｔ）（８００Ａ／ｍでの磁束密度）、および鉄損Ｗ１７／５０（単位：Ｗ／ｋｇ）（５０Ｈｚで１．７Ｔに磁化したときの鉄損）をそれぞれ評価した。この磁束密度Ｂ８が１．９０Ｔ以上である場合を合格と判断した。

［フーリエ変換赤外分光分析］
酸化処理後で且つ張力付与性絶縁被膜形成前の鋼板表面を、ＰＥＲＫＩＮ ＥＬＭＥＲ社製 Ｆｒｏｎｔｉｅｒを用い、高感度反射法にて、フーリエ変換赤外分光分析（ＦＴ−ＩＲ）した。得られた赤外吸収スペクトルから、吸光度比Ａ_６５０／Ａ_１２５０を上記の方法で算出した。この吸光度比Ａ_６５０／Ａ_１２５０が０．２〜５．０である場合を合格と判断した。

［張力付与性絶縁被膜の密着性］
得られた方向性電磁鋼板から圧延方向を長手方向とする試験片を採取し、円筒型マンドレル屈曲試験機にて、曲げ径φ１０及び曲げ径φ２０の曲げ試験を行った。曲げ試験後の試験片表面を観察し、曲げ部の面積に対して剥離せずに残存する張力被膜の面積の比率（被膜残存率）を算出して、張力付与性絶縁被膜の密着性を評価した。この被膜残存率が評点Ａである場合を合格とした。

評点Ａ：被膜残存率９０％以上
Ｂ：被膜残存率７０％以上９０％未満
Ｃ：被膜残存率７０％未満

［鉄系酸化物層の平均厚み］
得られた方向性電磁鋼板からＸＰＳ用の試験片を採取し、上記の方法で鉄系酸化物層の平均厚みを測定した。

得られた結果を、以下の表２にまとめて示した。

上記表１〜２から明らかなように、酸化処理条件が好ましかった試験番号１−２、１−３、１−５、１−６、１−８、１−１５、１−１６、１−１８、１−１９、１−２１は、吸光度比Ａ_６５０／Ａ_１２５０を満足し、磁気特性及び張力付与性絶縁被膜の密着性の双方に優れた。
また、上記の試験番号のうちで試験番号１−１５、１−１６、１−１８、１−１９、１−２１は、鋼スラブが好ましい化学組成を有するので、磁気特性にさらに優れた。

これに対し、
試験番号１−１は、酸化処理の保持時間が短く、試験番号１−４は、酸化処理の保持温度が低いために、吸光度比Ａ_６５０／Ａ_１２５０を満足せず、張力付与性絶縁被膜の密着性に劣っていた。
試験番号１−７は、硫酸濃度が低く、試験番号１−９は、酸化処理での酸素濃度が高いために、張力付与性絶縁被膜の密着性に劣っていた。
試験番号１−１０は、酸化処理の露点が低く、試験番号１−１１は、酸化処理の酸素濃度が低いために、張力付与性絶縁被膜の密着性に劣っていた。
試験番号１−１２は、酸化処理の露点が高いために、張力付与性絶縁被膜の密着性に劣っていた。
試験番号１−１３は、酸洗の濃度が高いばかりか、酸化処理の温度が低いために、張力付与性絶縁被膜の密着性に劣っていた。
試験番号１−１４は、酸化処理の保持時間が短く、試験番号１−１７は、酸化処理の保持温度が低いために、吸光度比Ａ_６５０／Ａ_１２５０を満足せず、張力付与性絶縁被膜の密着性に劣っていた。
試験番号１−２０は、硫酸濃度が低く、試験番号１−２２は、酸化処理での酸素濃度が高いために、張力付与性絶縁被膜の密着性に劣っていた。
試験番号１−２３は、酸化処理の露点が低く、試験番号１−２４は、酸化処理の酸素濃度が低いために、張力付与性絶縁被膜の密着性に劣っていた。
試験番号１−２５は、酸化処理の露点が高いために、張力付与性絶縁被膜の密着性に劣っていた。
試験番号１−２６は、酸洗の濃度が高いばかりか、酸化処理の温度が低いために、張力付与性絶縁被膜の密着性に劣っていた。

（実験例２）
以下の表３に示す化学組成を有する鋼スラブ（鋼片）を１３８０℃に加熱し、熱間圧延を行って、平均厚さ２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。一部の鋼は割れが発生したため、次工程へ進めることができなかった。

次工程へ進めることができた熱延鋼板には、１１２０℃×１２０秒間の焼鈍を行った後、酸洗を実施した。酸洗後の鋼板を、冷間圧延により平均厚さ０．２３ｍｍに仕上げ、冷延鋼板を得た。一部の鋼は冷間圧延時に割れが発生したため、次工程へ進めることができなかった。

次工程へ進めることができた鋼板には、脱炭焼鈍を実施した。この脱炭焼鈍では、各冷延鋼板を、５００℃以上６００℃未満の昇温過程における平均昇温速度Ｓ１を９００℃／秒とし、６００℃以上７００℃以下の昇温過程における平均昇温速度Ｓ２を１６００℃／秒として加熱して（Ｓ２÷Ｓ１＝１．７８）、８５０℃で１５０秒間保持した。

その後、固形分率でＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３とを合計で９４質量％含有し、ＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３の配合比が質量％で５０％：５０％（質量比１：１）であり、ＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３との合計含有量に対してＢｉＯＣｌを６質量％含有する組成の焼鈍分離剤を塗布乾燥して、１２００℃で２０時間保持する仕上げ焼鈍に供した。

得られた仕上げ焼鈍鋼板の余剰の焼鈍分離剤を水洗にて除去し、Ｘ線回折によって確認したところ、いずれの鋼板でも、グラス被膜（フォルステライト被膜）は形成されていなかった。

余剰の焼鈍分離剤を水洗にて除去した鋼板に、濃度：１０％、温度：７０℃の硫酸で酸洗処理を実施した後、酸素濃度：２１％、露点：１０℃、温度：８００℃で２０秒保持する熱処理を実施した。なお、以下に示す試験番号２−２４は、熱処理を実施せず、酸洗のままとした。

その後、リン酸アルミニウムとコロイダルシリカとを主成分とする水溶液を塗布し、８５０℃で１分間焼付けることで、試験片の表面に目付量４．５ｇ／ｍ^２の張力付与性絶縁被膜を形成させた。

この方向性電磁鋼板の母材鋼板を上記の方法で化学分析した。化学組成を表４に示す。なお、表３および表４に関して、表中の値が空欄の元素は、製造時に目的を持って含有量の制御を行っていない元素であることを表す。

＜評価＞
フーリエ変換赤外分光分析、鉄系酸化物層の平均厚み、磁気特性、及び、張力付与性絶縁被膜の密着性の評価を行った。フーリエ変換赤外分光分析、鉄系酸化物層の平均厚み、及び、張力付与性絶縁被膜の密着性の評価方法は、実験例１と同様である。磁気特性は、以下のように評価を行った。

［磁気特性］
長さ３００ｍｍ×幅６０ｍｍの単板試験片にて、ＪＩＳ Ｃ ２５５６：２０１５に規定された方法で、圧延方向の磁気特性を評価した。この際、磁束密度Ｂ８が１．９０Ｔ以上である場合を合格と判断した。また、磁束密度Ｂ８が合格である鋼板に、レーザービームを照射し、磁区細分化処理を実施した。レーザ照射を行った鋼板に関して、鉄損Ｗ１７／５０を評価した。

得られた結果を、以下の表５にまとめて示した。

上記表３〜５から明らかなように、母材鋼板の化学組成が好ましかった試験番号２−１〜２−１１は、吸光度比Ａ_６５０／Ａ_１２５０を満足し、磁気特性及び張力付与性絶縁被膜の密着性の双方に優れた。
また、上記の試験番号のうちで試験番号２−３〜２−１１は、鋼スラブが好ましい化学組成を有するので磁気特性にさらに優れた。

これに対し、
試験番号２−１２は、Ｓｉ含有量が過剰であり、冷間圧延時に破断した。
試験番号２−１３は、Ｓｉ含有量が不十分であり、磁気特性に劣っていた。
試験番号２−１４は、Ｃ含有量が不十分であり、試験番号２−１５は、Ｃ含有量が過剰であり、いずれも磁気特性に劣っていた。
試験番号２−１６は、酸可溶性Ａｌ含有量が不十分であり、磁気特性に劣っていた。
試験番号２−１７は、酸可溶性Ａｌ含有量が過剰であり、冷間圧延時に破断した。
試験番号２−１８は、Ｍｎ含有量が不十分であり、試験番号２−１９は、Ｍｎ含有量が過剰であり、いずれも磁気特性に劣っていた。
試験番号２−２０は、Ｓ＋Ｓｅの合計含有量が不十分であり、磁気特性に劣っていた。
試験番号２−２１は、Ｓ＋Ｓｅの合計含有量が過剰であり、熱間圧延時に割れを生じた。
試験番号２−２２は、Ｎ含有量が過剰であり、冷間圧延時に割れを生じた。
試験番号２−２３は、Ｎ含有量が不十分であり、磁気特性に劣っていた。
試験番号２−２４は、酸化処理工程で熱処理を実施していないため、張力付与性絶縁被膜の密着性に劣っていた。この試験番号２−２４では、曲げ部のみならず、曲げ部以外の平坦部でも、被膜焼付直後で既に被膜に剥離が生じた。

（実験例３）
以下の表６に示す化学組成を有する鋼スラブ（鋼片）を１３８０℃に加熱し、熱間圧延を行って、平均厚さ２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。

その後、熱延鋼板に対し、１１２０℃×１２０秒間の焼鈍を行った後、酸洗を実施した。酸洗後の鋼板を、冷間圧延により平均厚さ０．２３ｍｍに仕上げ、冷延鋼板を得た。

その後、得られた冷延鋼板に対して、脱炭焼鈍を実施した。この脱炭焼鈍では、各冷延鋼板を、以下の表７に示すように、５００℃以上６００℃未満の昇温過程における昇温速度Ｓ１（℃／秒）、および６００℃以上７００℃以下の昇温過程における昇温速度Ｓ２（℃／秒）をそれぞれ変化させて加熱して、８５０℃で１５０秒間保持した。

その後、固形分率でＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３とを合計で９４質量％含有し、ＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３の配合比が質量％で５０％：５０％（質量比１：１）であり、ＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３との合計含有量に対してＢｉＯＣｌを６質量％含有する組成の焼鈍分離剤を塗布乾燥して、１２００℃で２０時間保持する仕上げ焼鈍に供した。

得られた仕上げ焼鈍鋼板の余剰の焼鈍分離剤を水洗にて除去し、Ｘ線回折によって確認したところ、いずれの鋼板でも、グラス被膜（フォルステライト被膜）は形成されていなかった。

余剰の焼鈍分離剤を水洗にて除去した鋼板に、濃度：８％、温度：８５℃の硫酸で酸洗処理を実施した。その後、試験番号３−１〜３−１２及び３−１６は、酸素濃度：２１％、露点：１０℃の雰囲気中、８００℃で３０秒保持する熱処理を実施した。また、試験番号３−１３は、酸素濃度：１％、露点：１０℃の雰囲気中、７００℃で５秒保持する熱処理を実施した。試験番号３−１４および３−１５は、酸素濃度：２１％、露点：１０℃の雰囲気中、６５０℃で５秒保持する熱処理を実施した。

この酸化処理工程後の鋼板に、リン酸アルミニウムとコロイダルシリカとを主成分とする水溶液を塗布し、８５０℃で１分間焼付けることで、試験片の表面に目付量４．５ｇ／ｍ^２の張力付与性絶縁被膜を形成させた。得られた試験片にレーザービームを照射し、磁区細分化処理を実施した。

この方向性電磁鋼板の母材鋼板を上記の方法で化学分析したところ、いずれの鋼板も、化学組成が、質量％で、Ｃ含有量：０．００２％以下、Ｓ：０．００５％以下（Ｓ＋Ｓｅ：０．００５％以下）、酸可溶性Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５％以下となっていた。また、いずれの鋼板も、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐｂは、鋼スラブ（鋼片）時点での含有量と同じであった。また、ＢｉまたはＴｅを含有する鋼板は、いずれも、Ｂｉ：０．０００１％、Ｔｅ：０．０００１％であった。また、いずれの鋼板も、上記以外は、残部がＦｅ及び不純物からなっていた。

＜評価＞
フーリエ変換赤外分光分析、鉄系酸化物層の平均厚み、磁気特性、及び、張力付与性絶縁被膜の密着性の評価を行った。評価方法は、実験例１と同様である。

得られた結果を、以下の表８にまとめて示した。

上記表６〜８から明らかなように、母材鋼板の化学組成が好ましく、製造条件も好ましかった試験番号３−１〜３−１２および３−１６は、磁気特性及び張力付与性絶縁被膜の密着性の双方に優れた。
また、上記の試験番号のうちで試験番号３−１〜３−３は、試験番号３−１３〜３−１５と鋼番号及び脱炭焼鈍時の昇温速度が同一であるが、試験番号３−１〜３−３では酸化処理条件が好ましかったので、試験番号３−１３〜３−１５よりも磁気特性及び張力付与性絶縁被膜の密着性の双方に優れた。
また、上記の試験番号のうちで試験番号３−４〜３−１２は、鋼スラブが好ましい化学組成を有するので磁気特性にさらに優れた。
特に、上記の試験番号のうちで試験番号３−６〜３−１２は、鋼スラブが好ましい化学組成を有することに加えて、脱炭焼鈍時の昇温過程における平均昇温速度Ｓ１と平均昇温速度Ｓ２とが好ましかったので、磁気特性にさらに優れた。

これに対し、試験番号３−１３〜３−１５は、酸化処理工程の条件が好ましくなく、張力付与性絶縁被膜の密着性に劣っており、曲げ試験に供する前に被膜剥離が生じた。

（実験例４）
以下の表９に示す化学組成を有する鋼スラブ（鋼片）を１３５０℃に加熱し、熱間圧延を行って、平均厚さ２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。

得られた熱延鋼板に対し、１１００℃×１２０秒間の焼鈍を行った後、酸洗を実施した。酸洗後の鋼板を、冷間圧延により平均厚さ０．２３ｍｍに仕上げ、冷延鋼板を得た。

その後、得られた冷延鋼板に対し、脱炭焼鈍を実施した。この脱炭焼鈍では、各冷延鋼板を、５００℃以上６００℃未満の昇温過程における平均昇温速度Ｓ１を４００℃／秒とし、６００℃以上７００℃以下の昇温過程における平均昇温速度Ｓ２を１１００℃／秒として加熱して（Ｓ２÷Ｓ１＝２．７５）、８５０℃で１２０秒間保持した。

その後、以下の表１０に示す条件で仕上げ焼鈍を実施した。なお、表１０中で、焼鈍分離剤の主な構成物の含有量は、固形分率での含有量である。また、ビスマス塩化物の含有量は、ＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３との合計含有量に対する含有量である。

得られた仕上げ焼鈍鋼板の余剰の焼鈍分離剤を水洗にて除去し、Ｘ線回折によって確認したところ、試験番号４−３、４−４以外の鋼板は、いずれも、グラス被膜（フォルステライト被膜）は形成されていなかった。試験番号４−３および４−４の鋼板は、仕上げ焼鈍後に、仕上げ焼鈍鋼板の表面を研削又は酸洗して、表面に形成されたフォルステライト被膜を除した。その後、Ｘ線回折によって確認したところ、いずれの鋼板でも、グラス被膜（フォルステライト被膜）は形成されていなかった。

余剰の焼鈍分離剤を水洗にて除去した鋼板（試験番号４−３、４−４についてはグラス皮膜を除去した後の鋼板）に、以下の表１１に示した条件で酸化処理を実施した。なお、表１１中で、試験番号４−１および４−２は、酸化処理工程で酸洗処理を実施せず、かつ熱処理時の雰囲気の酸素濃度が０体積％（窒素２５体積％−水素７５体積％）であった。

酸化処理工程後の鋼板に、リン酸アルミニウムとコロイダルシリカとを主成分とする水溶液を塗布し、試験番号４−１および４−２以外は８５０℃で１分間焼付け、試験番号４−１および４−２は８５０℃で３０分焼付けることで、試験片の表面に、目付量４．５ｇ／ｍ^２の張力付与性絶縁被膜を形成させた。得られた試験片にレーザービームを照射し、磁区細分化処理を実施した。

この方向性電磁鋼板の母材鋼板を上記の方法で化学分析した。化学組成を表１２に示す。なお、表９および表１２に関して、表中の値が空欄の元素は、製造時に目的を持って含有量の制御を行っていない元素であることを表す。

＜評価＞
フーリエ変換赤外分光分析、鉄系酸化物層の平均厚み、磁気特性、及び、張力付与性絶縁被膜の密着性の評価を行った。評価方法は、実験例１と同様である。

得られた結果を、以下の表１３にまとめて示した。

上記表９〜１３から明らかなように、母材鋼板の化学組成が好ましく、製造条件も好ましかった試験番号４−３〜４−１４は、磁気特性及び張力付与性絶縁被膜の密着性の双方に優れた。一方、製造条件が好ましくなかった試験番号４−１および４−２は、張力付与性絶縁被膜の密着性に劣っていた。

１０ 方向性電磁鋼板
１１ 母材鋼板
１３ 鉄系酸化物層
１５ 張力付与性絶縁被膜

Claims (9)

1. フォルステライト被膜を有さない方向性電磁鋼板において、
   前記方向性電磁鋼板が、
   母材鋼板と、
   前記母材鋼板に接して配された酸化物層と、
   前記酸化物層に接して配された張力付与性絶縁被膜と、を備え、
   前記母材鋼板が、化学組成として、質量％で、
   Ｓｉ：２．５〜４．０％、
   Ｍｎ：０．０５〜１．００％、
   Ｃ：０〜０．０１％、
   Ｓ＋Ｓｅ：０〜０．００５％、
   ｓｏｌ．Ａｌ：０〜０．０１％、
   Ｎ：０〜０．００５％、
   Ｂｉ：０〜０．０３％、
   Ｔｅ：０〜０．０３％、
   Ｐｂ：０〜０．０３％、
   Ｓｂ：０〜０．５０％、
   Ｓｎ：０〜０．５０％、
   Ｃｒ：０〜０．５０％、
   Ｃｕ：０〜１．０％、
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
   前記酸化物層が鉄系酸化物層であり、
   前記鉄系酸化物層をフーリエ変換赤外分光分析した際に、赤外吸収スペクトル上で、６５０ｃｍ^−１に観測される吸収ピークの吸光度をＡ_６５０とし、１２５０ｃｍ^−１に観測される吸収ピークの吸光度をＡ_１２５０としたとき、Ａ_６５０とＡ_１２５０とが、０．２≦Ａ_６５０／Ａ_１２５０≦５．０を満足し、
   前記方向性電磁鋼板の圧延方向の磁束密度Ｂ８が、１．９０Ｔ以上である
   ことを特徴とする方向性電磁鋼板。
2. 前記鉄系酸化物層の平均厚みが２００〜５００ｎｍである、ことを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
3. フォルステライト被膜を有さない方向性電磁鋼板の絶縁被膜形成方法において、
   前記絶縁被膜形成方法が、鋼基材上に張力付与性絶縁被膜を形成する絶縁被膜形成工程を備え、
   前記絶縁被膜形成工程では、
   前記鋼基材が、
   母材鋼板と、
   前記母材鋼板に接して配された酸化物層と、を有し、
   前記母材鋼板が、化学組成として、質量％で、
   Ｓｉ：２．５〜４．０％、
   Ｍｎ：０．０５〜１．００％、
   Ｃ：０〜０．０１％、
   Ｓ＋Ｓｅ：０〜０．００５％、
   Ｓｏｌ．Ａｌ：０〜０．０１％、
   Ｎ：０〜０．００５％、
   Ｂｉ：０〜０．０３％、
   Ｔｅ：０〜０．０３％、
   Ｐｂ：０〜０．０３％、
   Ｓｂ：０〜０．５０％、
   Ｓｎ：０〜０．５０％、
   Ｃｒ：０〜０．５０％、
   Ｃｕ：０〜１．０％、
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
   前記酸化物層が鉄系酸化物層であり、
   前記鉄系酸化物層をフーリエ変換赤外分光分析した際に、赤外吸収スペクトル上で、６５０ｃｍ^−１に観測される吸収ピークの吸光度をＡ_６５０とし、１２５０ｃｍ^−１に観測される吸収ピークの吸光度をＡ_１２５０としたとき、Ａ_６５０とＡ_１２５０とが、０．２≦Ａ_６５０／Ａ_１２５０≦５．０を満足し、
   前記鋼基材の前記鉄系酸化物層上に、張力付与性絶縁被膜形成用の処理液を塗布して焼きつける、
   ことを特徴とする方向性電磁鋼板の絶縁被膜形成方法。
4. 前記鉄系酸化物層の平均厚みが２００〜５００ｎｍである、ことを特徴とする請求項３に記載の方向性電磁鋼板の絶縁被膜形成方法。
5. フォルステライト被膜を有さない方向性電磁鋼板の製造方法において、
   前記製造方法が、
   鋼片を加熱した後に熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
   前記熱延鋼板を必要に応じて焼鈍して熱延焼鈍鋼板を得る熱延板焼鈍工程と、
   前記熱延鋼板または前記熱延焼鈍鋼板に、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、
   前記冷延鋼板を脱炭焼鈍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焼鈍分離剤を塗布した後に仕上げ焼鈍して仕上げ焼鈍鋼板を得る仕上げ焼鈍工程と、
   前記仕上げ焼鈍鋼板に、洗浄処理と、酸洗処理と、熱処理とを順に施して酸化処理鋼板を得る酸化処理工程と、
   前記酸化処理鋼板の表面に張力付与性絶縁被膜形成用の処理液を塗布して焼きつける絶縁被膜形成工程と、を備え、
   前記熱間圧延工程では、
   前記鋼片が、化学組成として、質量％で、
   Ｓｉ：２．５〜４．０％、
   Ｍｎ：０．０５〜１．００％、
   Ｃ：０．０２〜０．１０％、
   Ｓ＋Ｓｅ：０．００５〜０．０８０％、
   Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０７％、
   Ｎ：０．００５〜０．０２０％、
   Ｂｉ：０〜０．０３％、
   Ｔｅ：０〜０．０３％、
   Ｐｂ：０〜０．０３％、
   Ｓｂ：０〜０．５０％、
   Ｓｎ：０〜０．５０％、
   Ｃｒ：０〜０．５０％、
   Ｃｕ：０〜１．０％、
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
   前記酸化処理工程では、
   前記洗浄処理として、前記仕上げ焼鈍鋼板の表面を洗浄し、
   前記酸洗処理として、前記仕上げ焼鈍鋼板を質量％で５〜２０％の硫酸にて酸洗し、
   前記熱処理として、前記仕上げ焼鈍鋼板を、酸素濃度が５〜２１体積％で且つ露点が−１０〜３０℃の雰囲気中で、７００〜８５０℃の温度で、１０〜５０秒間保持する、
   ことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
6. 前記仕上げ焼鈍工程では、
   前記焼鈍分離剤がＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３とを合計で８５質量％以上含有し、ＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３との質量比であるＭｇＯ：Ａｌ_２Ｏ_３が３：７〜７：３を満足し、かつ、
   前記焼鈍分離剤が、ＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３との合計含有量に対して、ビスマス塩化物を０．５〜１５質量％含有する、
   ことを特徴とする請求項５に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
7. 前記仕上げ焼鈍工程では、
   前記焼鈍分離剤がＭｇＯを６０質量％以上含有し、
   前記仕上げ焼鈍後に、前記仕上げ焼鈍鋼板の表面を研削又は酸洗して、表面に形成されたフォルステライト被膜を除去する、
   ことを特徴とする請求項５に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
8. 前記脱炭焼鈍工程では、
   前記冷延鋼板を昇温する際、５００℃以上６００℃未満の温度域の平均昇温速度を単位℃／秒でＳ１とし、６００℃以上７００℃以下の温度域の平均昇温速度を単位℃／秒でＳ２としたとき、Ｓ１とＳ２とが、３００≦Ｓ１≦１０００、１０００≦Ｓ２≦３０００、且つ１．０＜Ｓ２／Ｓ１≦１０．０を満足する、
   ことを特徴とする請求項５〜７の何れか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
9. 前記熱間圧延工程では、
   前記鋼片が、化学組成として、質量％で、
   Ｂｉ：０．０００５％〜０．０３％、
   Ｔｅ：０．０００５％〜０．０３％、
   Ｐｂ：０．０００５％〜０．０３％、
   のうちの少なくとも１種を含有する、
   ことを特徴とする請求項５〜８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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