WO2019146694A1 - 方向性電磁鋼板 - Google Patents

方向性電磁鋼板 Download PDF

Info

Publication number
WO2019146694A1
WO2019146694A1 PCT/JP2019/002258 JP2019002258W WO2019146694A1 WO 2019146694 A1 WO2019146694 A1 WO 2019146694A1 JP 2019002258 W JP2019002258 W JP 2019002258W WO 2019146694 A1 WO2019146694 A1 WO 2019146694A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
less
steel plate
intermediate layer
annealing
Prior art date
Application number
PCT/JP2019/002258
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
雅人 安田
高橋　克
義行 牛神
慎也 矢野
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Priority to US16/962,798 priority Critical patent/US11469017B2/en
Priority to JP2019567147A priority patent/JP7010305B2/ja
Priority to PL19744050.6T priority patent/PL3744870T3/pl
Priority to KR1020207021397A priority patent/KR102438155B1/ko
Priority to BR112020014283-2A priority patent/BR112020014283B1/pt
Priority to EP19744050.6A priority patent/EP3744870B1/en
Priority to RU2020125130A priority patent/RU2740749C1/ru
Priority to CN201980009355.8A priority patent/CN111655886B/zh
Publication of WO2019146694A1 publication Critical patent/WO2019146694A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1233—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1255—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1261—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1277—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular surface treatment
    • C21D8/1283—Application of a separating or insulating coating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C22/00—Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive liquid, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/04—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings of inorganic non-metallic material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/02—Pretreatment of the material to be coated
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/24—Nitriding
    • C23C8/26—Nitriding of ferrous surfaces
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/80—After-treatment
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/16—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys in the form of sheets
    • H01F1/18—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys in the form of sheets with insulating coating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties
    • C22C2202/02—Magnetic
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C22/00—Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive liquid, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C22/05—Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive liquid, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using aqueous solutions
    • C23C22/06—Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive liquid, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using aqueous solutions using aqueous acidic solutions with pH less than 6
    • C23C22/07—Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive liquid, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using aqueous solutions using aqueous acidic solutions with pH less than 6 containing phosphates
    • C23C22/08—Orthophosphates
    • C23C22/20—Orthophosphates containing aluminium cations
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/14766—Fe-Si based alloys
    • H01F1/14775—Fe-Si based alloys in the form of sheets

Definitions

  • the present invention relates to a high magnetic flux density and extremely low iron loss oriented magnetic steel sheet which is used as an iron core material of a transformer, a generator or the like.
  • Priority is claimed on Japanese Patent Application No. 2018-010203, filed January 25, 2018, the content of which is incorporated herein by reference.
  • a directional magnetic steel sheet is a soft magnetic material and is used as an iron core or the like of an electric device such as a transformer.
  • the grain-oriented electrical steel sheet contains about 7% by mass or less of Si, and is a steel sheet in which crystal grains are highly accumulated in the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation in Miller index. In the production of a grain oriented electrical steel sheet, controlling the orientation of crystal grains is an important process, and is controlled using the abnormal grain growth phenomenon of secondary recrystallization.
  • the inhibitor suppresses the growth of grains other than ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation in the primary recrystallized structure in secondary recrystallization, and has the function of preferentially growing ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation grains. As it has, adjustment of the type and amount of inhibitor is particularly important.
  • Patent Documents 1 and 2 and Non-Patent Document 1 disclose that solid solution B functioning as an inhibitor is effective for the development of the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation.
  • the fine BN is formed by nitriding the material to which B is added in the subsequent steps after cold rolling, and the formed fine BN functions as an inhibitor. , Contributing to the development of the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation.
  • Patent Document 5 while extremely suppressing precipitation of BN by hot rolling as much as possible, precipitation of extremely fine BN in the temperature rising process of the subsequent annealing, and fine BN precipitated in such a manner as an inhibitor Functioning is disclosed.
  • Patent Documents 6 and 7 disclose a method of functioning as an inhibitor by controlling the precipitation form of B in the hot rolling step.
  • the present invention provides a directional electromagnetic steel sheet which solves the problem by increasing the magnetic flux density and extremely reducing the iron loss in a grain oriented electrical steel sheet utilizing compound B as an inhibitor based on the current state of the prior art.
  • the purpose is
  • the present inventors diligently studied methods for solving the above problems. As a result, if the precipitation form of B after finish annealing is Fe 3 B and / or Fe 2 B, the influence on the hysteresis loss can be minimized, so both high magnetic flux density and extremely low core loss can be achieved. It has been found that a grain oriented electrical steel sheet can be obtained.
  • a grain-oriented electrical steel sheet according to one aspect of the present invention is formed on a base steel sheet, a lower layer coating formed on the base metal sheet, and the lower layer coating, and phosphate and colloid And an insulating coating mainly composed of
  • the base steel plate contains a B compound having a major axis length of 1 ⁇ m to 20 ⁇ m at a number density of 1 ⁇ 10 to 1 ⁇ 10 6 / mm 3
  • the lower layer coating is a glass coating mainly composed of forsterite or an intermediate layer mainly composed of silicon oxide.
  • the lower layer film is the glass film, and the insulating film and the glass film are removed to measure the base steel plate by glow discharge emission analysis.
  • the glass coating side of the base steel plate is divided into two parts, the surface area on the glass coating side and the central area between the surface area and the thickness center, and the central area is reached the sputtering time to the t (center), when the sputtering time to reach the surface layer region was t (surface), and the time t luminous intensity I B_t of B in (center) (center), the The light emission intensity IB_t (surface) of B at time t (surface) may satisfy the following formula (1).
  • the lower layer film is the intermediate layer, and the total thickness of the base steel sheet and the intermediate layer is d, glow discharge optical emission analysis (GDS) And the emission intensity IB (d / 2) of B at a depth position of d / 2 from the surface of the intermediate layer when the emission intensity of B from the surface of the intermediate layer is measured, and the surface of the intermediate layer
  • the light emission intensity IB (d / 10) of B at a depth position of from d / 10 to d / 10 may satisfy the following formula (2).
  • the B compound may be at least one of Fe 2 B and Fe 3 B.
  • hysteresis loss can be reduced by appropriately controlling the precipitation form of compound B, so high magnetic flux density and extremely low iron loss are compatible.
  • a directional electromagnetic steel sheet can be provided industrially stably.
  • the grain-oriented electrical steel sheet of the present invention (hereinafter sometimes referred to as "the present invention magnetic steel sheet”) comprises a base steel sheet, a lower coating formed on the base steel and a lower coating on the lower coating.
  • the base steel plate contains a B compound having an average major axis length of 1 ⁇ m or more and 20 ⁇ m or less at a number density of 1 ⁇ 10 to 1 ⁇ 10 6 / mm 3 ,
  • the lower layer coating is a glass coating mainly composed of forsterite
  • the lower layer film is the glass film
  • the emission intensity IB of B obtained by measuring the steel plate excluding the glass film by glow discharge emission analysis (GDS) the sputtering time to reach the center thickness and t (center), when the sputtering time of the steel sheet surface except the glass film was t (surface), the emission intensity I B_t of B in the time t (center) (center), The light emission intensity IB_t (surface) of B at the time t (surface) may satisfy the following formula (1).
  • the total thickness of the base steel sheet and the intermediate layer is d, and the glow discharge optical emission analysis (GDS) of the intermediate layer
  • the emission intensity IB (d / 10) of B at the depth position may satisfy the following formula (2).
  • the B compound may be Fe 2 B and / or Fe 3 B.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to the first embodiment is formed on a base steel plate, a glass coating formed in contact with the base steel plate and mainly made of forsterite, and formed on a glass coating, and phosphate And an insulating coating based on colloidal silica.
  • the base steel plate contains a B compound having a major axis length of 1 ⁇ m or more and 20 ⁇ m or less at a number density of 1 ⁇ 10 1 to 1 ⁇ 10 6 / mm 3 .
  • t (center) and the sputtering time to reach the surface region are t (surface)
  • the light emission intensity IB_t (surface) of B in may satisfy the following formula (3).
  • C is an element effective for controlling the primary recrystallized structure, but has an adverse effect on the magnetic properties, and thus is an element to be removed by decarburization annealing before finish annealing. When it exceeds 0.085%, decarburization annealing time becomes long, and productivity decreases, which is not preferable.
  • the amount of C is preferably 0.070% or less, more preferably 0.050% or less.
  • the lower limit includes 0%, when C is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost is significantly increased, so the practical lower limit is 0.0001% on the practical steel sheet.
  • Si 0.80 to 7.00% Si is an element that enhances the electrical resistance of the steel sheet and improves the iron loss characteristics. If it is less than 0.80%, ⁇ transformation occurs at the time of finish annealing, and the crystal orientation of the steel sheet is impaired.
  • the amount of Si is preferably 1.50% or more, more preferably 2.50% or more.
  • the amount of Si is preferably 5.50% or less, more preferably 4.50% or less.
  • Mn 0.05 to 1.00% Mn is an element that prevents cracking during hot rolling and combines with S and / or Se to form MnS and / or MnSe that functions as an inhibitor. If the amount of Mn is less than 0.05%, the addition effect is not sufficiently exhibited, which is not preferable.
  • the amount of Mn is preferably 0.07% or more, more preferably 0.09% or more.
  • the amount of Mn is preferably 0.80% or less, more preferably 0.60% or less.
  • Acid-soluble Al is an element that combines with N to form (Al, Si) N that functions as an inhibitor.
  • the amount of acid-soluble Al is preferably 0.015% or more, more preferably 0.020% or more.
  • the amount of acid-soluble Al is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less.
  • N 0.012% or less Since there is a concern of iron loss deterioration due to the formation of nitride, the content is made 0.012% or less.
  • N in the slab component is an element that combines with Al to form AlN functioning as an inhibitor, while N forms blisters (voids) in the steel sheet during cold rolling. It is also an element to If the amount of N is less than 0.004%, the formation of AlN becomes insufficient, which is not preferable.
  • the amount of N is preferably 0.006% or more, more preferably 0.007% or more.
  • the amount of N is preferably 0.010% or less, more preferably 0.009% or less.
  • Seq S + 0.406 ⁇ Se: 0.015% or less Since there is a concern of iron loss deterioration due to sulfide formation, the content is made 0.015% or less.
  • S and Se are elements which combine with Mn to form MnS and / or MnSe functioning as an inhibitor.
  • the Seq is preferably 0.005% or more, more preferably 0.007% or more.
  • the Seq is preferably 0.013% or less, more preferably 0.011% or less.
  • B 0.0005 to 0.0080% B is an element that binds to N and forms complex precipitates with MnS or MnSe to form BN functioning as an inhibitor.
  • the B content is preferably 0.0010% or more, more preferably 0.0015% or more.
  • the B content is preferably 0.0060% or less, more preferably 0.0040% or less.
  • the balance excluding the above elements is Fe and impurities.
  • the impurity is an element which is inevitably mixed in from the steel material and / or in the steel making process and is acceptable if it is included in the range not to impair the characteristics of the grain oriented electrical steel sheet of the present invention.
  • the electromagnetic steel sheet of the present invention does not inhibit the magnetic characteristics and can enhance other characteristics such as Cr: 0.30% or less, Cu: 0.40% or less, P: 0.50% or less, Ni: One or more of 1.00% or less, Sn: 0.30% or less, Sb: 0.30% or less, and Bi: 0.01% or less may be contained.
  • the type of the compound B is not limited, but the form has an average major axis length of 1 ⁇ m to 20 ⁇ m.
  • the average major axis length is preferably 4 ⁇ m or more, more preferably 8 ⁇ m or more.
  • the form of the B compound is preferably a coarse form in that the precipitation frequency is lowered, but in order to precipitate the B compound having a major axis length of 20 ⁇ m or more, the temperature lowering rate in the purification annealing needs to be extremely slow. It is not preferable because it is difficult in industrial production. Therefore, the average major axis length of the B compound is set to 20 ⁇ m or less. The average major axis length is preferably 17 ⁇ m or less, more preferably 10 ⁇ m or less.
  • the number density of the B compound is 1 ⁇ 10 1 to 1 ⁇ 10 6 pieces / mm 3 . If the number density exceeds 1 ⁇ 10 6 pieces / mm 3 , the B compound becomes small, the precipitation frequency of the B compound having a major axis length of less than 1 ⁇ m becomes high, and the iron loss increases, which is not preferable.
  • the number density is preferably 0.5 ⁇ 10 6 / mm 3 or less, more preferably 1 ⁇ 10 5 / mm 3 or less.
  • the number density of the B compound is less than 1 ⁇ 10 3 / mm 3 , B is extremely nonuniformly precipitated, which is not preferable because it does not function as an inhibitor for controlling secondary recrystallization.
  • the number density of the B compound is preferably 1 ⁇ 10 3 / mm 3 or more, more preferably 1 ⁇ 10 2 / mm 3 or more.
  • the quantitative evaluation of the number density of the B compound is performed, for example, by performing B mapping by EPMA on the sample Z surface (surface perpendicular to the rolling direction) in a steel plate polished to the center of the plate thickness.
  • Another example is a method in which the cross section of the sample is polished and B mapping is performed by EPMA.
  • the B compound is preferably Fe 2 B or Fe 3 B.
  • the B compound is a compound in which BN functioning as an inhibitor is decomposed by purification annealing and reprecipitated during temperature decrease.
  • Fe 2 B and / or Fe 3 B can be performed using electron diffraction by transmission electron microscopy in addition to analysis by EPMA.
  • FIG. 1 is a schematic view showing the layer configuration of the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment.
  • the grain-oriented electrical steel sheet 100 according to the present embodiment includes a base steel sheet 10, a glass coating 20, and an insulating coating 30. Further, the area on the surface (the interface between the glass coating 20 and the base steel plate 10) side with respect to the thickness center C of the base steel plate 10 is divided into two, and the surface side is the surface region 12; The side is called central area 14.
  • the steel sheet from which the insulating film and the glass film have been removed is measured by glow discharge optical emission spectrometry (GDS), and the sputtering time for reaching B to the central region 14 is t (center).
  • GDS glow discharge optical emission spectrometry
  • I B_t and (center) and I B_t (Surface) satisfies the following formula (4).
  • I B_t (center) > I B_t (surface)
  • I B_t (center) the emission intensity of B in t (center)
  • I B_t (surface ) the emission intensity of B in t (Surface)
  • the insulating film 30 is removed by alkaline aqueous solution, such as sodium hydroxide, and the glass film 20 is removed using hydrochloric acid, nitric acid, a sulfuric acid etc.
  • the above-mentioned t (surface) means a position directly below the glass coating, and t (center) is defined as a position immediately below the glass coating to the thickness center.
  • FIG. 2 is an example showing the measurement result of GDS in the present embodiment. Specifically, t (surface) is set to 300 seconds to 400 seconds from the start of measurement, and t (center) is defined as a time corresponding to a position of 400 seconds or more.
  • I B — t (surface) is an average value of the light emission intensity of B for 300 to 400 seconds after the start of measurement.
  • I B — t (center) is an average value of the emission intensity of B from 400 to 900 seconds after the start of measurement (up to the end of measurement).
  • the time of t (surface) and t (center) can be arbitrarily changed according to the glass film thickness and GDS measurement conditions, and this is an example.
  • the B concentration (strength) in the surface layer of the base steel plate is equal to or higher than the B concentration (strength) in the center of the base steel plate, and The presence of BN is not preferable because it increases iron loss.
  • a glass coating is formed in contact with the base steel sheet.
  • the glass coating contains a complex oxide such as forsterite (Mg 2 SiO 4 ).
  • the glass coating is formed by the reaction of an oxide layer containing silica as a main component with an annealing separator containing magnesia as a main component in a finish annealing process described later.
  • the insulating coating formed on the glass coating is formed mainly of the phosphate and the colloidal silica.
  • C 0.085% or less
  • C is an element effective for controlling the primary recrystallized structure, but has an adverse effect on the magnetic properties, and thus is an element to be removed by decarburization annealing before finish annealing. If it exceeds 0.085%, the decarburizing annealing time becomes long and the productivity is lowered, so C is made 0.085% or less. Preferably it is 0.070% or less, more preferably 0.050% or less.
  • the lower limit includes 0%, when C is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost is significantly increased, so the practical lower limit is 0.0001% on the practical steel sheet.
  • decarburization annealing usually reduces it to about 0.001% or less.
  • Si 0.80 to 7.00% Si is an element that enhances the electrical resistance of the steel sheet and improves the iron loss characteristics. If it is less than 0.80%, ⁇ transformation occurs at the time of finish annealing, and the crystal orientation of the steel sheet is lost, so Si is made 0.80% or more. Preferably, it is 1.50% or more, more preferably 2.50% or more.
  • Si is made 7.00% or less.
  • Si is 5.50% or less, more preferably 4.50% or less.
  • Mn 0.05 to 1.00%
  • Mn is an element that prevents cracking during hot rolling and combines with S and / or Se to form MnS that functions as an inhibitor. If it is less than 0.05%, the addition effect is not sufficiently expressed, so Mn is made 0.05% or more. Preferably it is 0.07% or more, more preferably 0.09% or more.
  • Mn is made 1.00% or less.
  • Mn is 0.80% or less, more preferably 0.06% or less.
  • Acid soluble Al 0.010 to 0.065% Acid-soluble Al is an element that combines with N to form (Al, Si) N that functions as an inhibitor. If the addition amount is less than 0.010%, the addition effect is not sufficiently expressed, and the secondary recrystallization does not proceed sufficiently, so the acid-soluble Al is made 0.010% or more. Preferably it is 0.015% or more, more preferably 0.020% or more.
  • the precipitation dispersion of (Al, Si) N becomes uneven, the desired secondary recrystallization structure can not be obtained, and the magnetic flux density decreases. 065% or less.
  • it is 0.050% or less, More preferably, it is 0.040% or less.
  • N 0.004 to 0.012% N is an element that combines with Al to form AlN that functions as an inhibitor, but is also an element that forms blisters (voids) in a steel sheet during cold rolling. If it is less than 0.004%, formation of AlN becomes insufficient, so N is made 0.004% or more. Preferably it is 0.006% or more, more preferably 0.007% or more.
  • N is made 0.012% or less.
  • N is 0.010% or less, more preferably 0.009% or less.
  • Seq S + 0.406 ⁇ Se: 0.003 to 0.015%
  • S and Se are elements which combine with Mn to form MnS and / or MnSe functioning as an inhibitor.
  • the Seq is set to 0.003% or more. Preferably it is 0.005% or more, more preferably 0.007% or more.
  • the Seq exceeds 0.015%, the precipitation dispersion of MnS and / or MnSe becomes uneven, the required secondary recrystallization structure can not be obtained, and the magnetic flux density decreases, so the Seq is 0.015 % Or less. Preferably it is 0.013% or less, More preferably, it is 0.011% or less.
  • B 0.0005 to 0.0080% B is an element which binds to N and precipitates in complex with MnS to form BN which functions as an inhibitor.
  • B is made 0.0005% or more.
  • it is 0.0010% or more, more preferably 0.0015% or more.
  • B is made 0.0080% or less.
  • it is 0.0060% or less, more preferably 0.0040% or less.
  • the remainder excluding the above elements is Fe and unavoidable impurities.
  • Unavoidable impurities are elements which are inevitably mixed in from the steel raw material and / or in the steel making process, and are elements which are acceptable as long as the characteristics of the electromagnetic steel sheet of the present invention are not impaired.
  • the silicon steel slab does not inhibit the magnetic properties of the magnetic steel sheet of the present invention and can enhance other properties such as Cr: 0.30% or less, Cu: 0.40% or less, P: 0.50%
  • one or more of Ni: 1.00% or less, Sn: 0.30% or less, Sb: 0.30% or less, and Bi: 0.01% or less may be contained.
  • ⁇ Silicon steel slab> A molten steel having a predetermined composition, melted by a converter or an electric furnace, etc. and subjected to vacuum degassing treatment if necessary, is continuously cast or formed into pieces and rolled into a slab of silicon steel of the present invention Silicon steel slab) is obtained.
  • the silicon steel slab is usually a slab of 150 to 350 mm, preferably 220 to 280 mm thick, but may be a thin slab of 30 to 70 mm. In the case of a thin slab, there is an advantage that when manufacturing a hot-rolled sheet, it is not necessary to perform roughing to an intermediate thickness.
  • Heating temperature of silicon steel slab The steel slab is heated to 1250 ° C. or less and subjected to hot rolling.
  • the heating temperature exceeds 1250 ° C., the amount of melting scale increases, and MnS and / or MnSe form a solid solution completely and are finely precipitated in the subsequent steps to obtain the desired primary recrystallized grain size. Since it is necessary to make decarburization annealing temperature 900 degreeC or more, it is not preferable.
  • the heating temperature is more preferably 1200 ° C. or less.
  • the lower limit of the heating temperature is not particularly limited, but the heating temperature is preferably 1100 ° C. or higher in order to secure the workability of the silicon steel slab.
  • Hot rolling, hot rolled sheet annealing The silicon steel slab heated to 1250 ° C. or less is subjected to hot rolling to form a hot-rolled sheet.
  • the hot-rolled sheet is recrystallised by heating to 1000 to 1150 ° C. (first stage temperature), and subsequently, it is annealed by heating to 850 to 1100 ° C. (second stage temperature) lower than the first stage temperature. Homogenize the uneven structure generated during rolling.
  • Hot-rolled sheet annealing is preferably performed once or more times in order to equalize the history in hot rolling before the hot-rolled sheet is subjected to final cold rolling.
  • the first stage temperature greatly influences the precipitation of the inhibitor in the subsequent steps.
  • the first stage temperature exceeds 1150 ° C.
  • the inhibitor is finely precipitated in the subsequent step, which is not preferable because the decarburizing annealing temperature needs to be 900 ° C. or more to obtain a desired primary recrystallized grain size.
  • the first stage temperature is more preferably 1120 ° C.
  • the first stage temperature is less than 1000 ° C., recrystallization will be insufficient and homogenization of the hot rolled sheet structure will not be achieved, which is not preferable.
  • the first stage temperature is more preferably 1030 ° C. or higher.
  • the second stage temperature is more preferably 1070 ° C. or less.
  • the second stage temperature is less than 850 ° C., the ⁇ phase is not generated and the hot rolled sheet structure is not uniformed, which is not preferable.
  • the second stage temperature is more preferably 880 ° C. or higher.
  • Cold rolling> The steel sheet subjected to the hot-rolled sheet annealing is subjected to two or more cold rollings sandwiching one cold rolling or intermediate annealing to obtain a steel sheet having a final thickness.
  • the cold rolling may be performed at normal temperature, or may be warm rolling by heating the steel plate to a temperature higher than normal temperature, for example, about 200 ° C.
  • a final thickness steel sheet is subjected to decarburization annealing in a wet atmosphere for the purpose of removing C in the steel sheet and controlling the primary recrystallized grain size to a desired grain size.
  • the decarburization annealing temperature is preferably 770 ° C. or more. More preferably, it is 800 ° C. or higher.
  • the decarburizing annealing temperature exceeds 950 ° C., the crystal grain size exceeds the desired crystal grain size, which is not preferable.
  • the decarburizing annealing temperature is more preferably 920 ° C. or less.
  • ⁇ Nitriding treatment> Before subjecting a steel sheet subjected to decarburizing annealing to finish annealing, it is subjected to a nitriding treatment so that the N content of the steel sheet is 40 to 1000 ppm. If the N content of the steel sheet after nitriding treatment is less than 40 ppm, AlN is not sufficiently precipitated, and AlN does not function as an inhibitor, which is not preferable.
  • the N content of the steel plate after the nitriding treatment is more preferably 80 ppm or more.
  • the N content of the steel plate is more preferably 970 ppm or less.
  • an annealing separator is applied to the steel sheet which has been subjected to the nitriding treatment, and is subjected to finish annealing.
  • the annealing separator uses a common annealing separator.
  • the heating rate in the temperature range of 1000 to 1100 ° C. is preferably 15 ° C./hour or less. More preferably, it is 10 ° C./hour or less.
  • the steel plate may be held in a temperature range of 1000 to 1100 ° C. for 10 hours or more.
  • ⁇ Purification annealing> The steel sheet subjected to secondary recrystallization annealing is subjected to purification annealing subsequent to secondary recrystallization annealing.
  • purification annealing is performed on the steel plate after completion of secondary recrystallization, the precipitate used as the inhibitor is harmlessized, and hysteresis loss in the final magnetic characteristics is reduced, which is preferable.
  • the atmosphere of purification annealing is not particularly limited, for example, a hydrogen atmosphere can be mentioned.
  • purification annealing is performed by holding at a temperature of about 1200 ° C. for 10 to 30 hours. Although the temperature of purification annealing is not limited, from the viewpoint of productivity, 1180 ° C.
  • 1220 ° C. is preferable. If the temperature is 1180 ° C. or less, it takes a long time to diffuse the elements, which requires long-time annealing, which is not preferable. Moreover, since maintenance (durability) of an annealing furnace becomes difficult in 1220 degreeC or more, it is unpreferable.
  • the steel plate After the purification annealing, the steel plate is cooled under a predetermined cooling condition (temperature lowering rate).
  • temperature lowering rate in the temperature range of 1200 to 1000 ° C. is less than 50 ° C./hour.
  • temperature drop rate in the temperature range of 1000 to 600 ° C. is less than 30 ° C./hour.
  • BN becomes solid solution B and solid solution N in a high temperature range, and N which can not be solid solution during temperature decrease is released to the atmosphere.
  • B which can not form a solid solution during temperature lowering is not released out of the system, and precipitates as a B compound, for example, BN, Fe 2 B, Fe 3 B, in the glass coating or in the base steel plate.
  • BN does not precipitate, and Fe 2 B or Fe 3 B precipitates.
  • the solid solution N is released out of the system, Fe 2 B or Fe 3 B precipitates inside the base steel plate, and the precipitated Fe 2 B or Fe further 3 B grows in Ostwald and coarsens.
  • the temperature decrease rate is less than 10 ° C./hour, the productivity has a large impact, so the temperature decrease rate is preferably 10 ° C./hour or more. Therefore, the temperature drop rate in the temperature range of 1200 to 1000 ° C. is preferably 10 to 50 ° C./hour, and the temperature drop rate in the temperature range of 1000 to 600 ° C. is preferably 10 to 30 ° C./hour.
  • the atmosphere for cooling is preferably H 2 100% in a temperature range of at least 1200 ° C. to 600 ° C., and 100% N 2 in a temperature range below 600 ° C.
  • the atmosphere for cooling is 100% N 2
  • the steel plate is nitrided during cooling, which is not preferable because it causes hysteresis loss deterioration due to formation of nitride.
  • Ar instead of H 2 when cooling the temperature range of 1200 ° C. to 600 ° C., it is not preferable from the viewpoint of cost.
  • a magnetic domain refinement process may be performed on the grain-oriented electrical steel sheet after finish annealing.
  • the magnetic domain fragmentation treatment is preferable because a groove is formed on the surface of the steel sheet, the magnetic domain width is reduced, and as a result, iron loss can be reduced.
  • the specific method of the magnetic domain fragmentation treatment is not particularly limited, for example, laser irradiation, electron beam irradiation, etching, groove forming method by a gear may be mentioned.
  • the domain refining process is preferably performed after finish annealing, but may be performed before finish annealing or after formation of the insulating film.
  • An insulating film forming solution is applied to the steel plate surface after secondary recrystallization or the steel plate surface after purification annealing, and is baked to form an insulating film.
  • the type of insulating film is not particularly limited, and conventionally known insulating films are suitable.
  • phosphates such as Ca, Al, Sr, etc. are preferable, and among them, aluminum phosphate is more preferable.
  • the type of colloidal silica is not particularly limited, and the particle size (number average particle size) can also be selected as appropriate, but if it exceeds 200 nm, it may precipitate in the treatment liquid, so the particle size of colloidal silica (number The average particle size) is preferably 200 nm or less. More preferably, it is 170 nm.
  • the particle size of the colloidal silica is less than 100 nm, there is no problem in dispersion, but the production cost increases, so from the viewpoint of economy, 100 nm or more is preferable. More preferably, it is 150 nm or more.
  • the insulating film is formed by applying an insulating film forming solution to the surface of a steel plate by a wet coating method using, for example, a roll coater and baking it in air at 800 to 900 ° C. for 10 to 60 seconds.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to the second embodiment includes a base steel plate, an intermediate layer formed in contact with the base steel plate and mainly made of silicon oxide, and formed in contact with the intermediate layer, and phosphate An insulating coating mainly composed of colloidal silica,
  • the base steel plate contains a B compound having a major axis length of 1 ⁇ m or more and 20 ⁇ m or less at a number density of 1 ⁇ 10 1 to 1 ⁇ 10 6 / mm 3 .
  • Emission intensity I B (d / 2) of B at a depth position of d / 2 from the surface of the intermediate layer and emission intensity I B of B at a depth position d / 10 of the surface of the intermediate layer (D / 10) may satisfy the following formula (5).
  • the grain-oriented electrical steel sheet of the first embodiment has a glass coating between the base steel sheet and the insulating coating
  • the grain-oriented electrical steel sheet of the second embodiment has an intermediate layer between the base steel sheet and the insulating coating. Equipped with
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment includes an intermediate layer formed on and in contact with a base steel sheet and mainly made of silicon oxide.
  • the intermediate layer has a function of bringing the base steel plate and the insulating film into close contact with each other.
  • the total thickness of the base steel plate and the intermediate layer is d, and the light emission intensity of B from the surface of the intermediate layer is measured by glow discharge optical emission spectrometry (GDS), the depth of d / 2 from the surface of the intermediate layer
  • GDS glow discharge optical emission spectrometry
  • the emission intensity I B (d / 2) of B at the position and the emission intensity I B (d / 10) of B at a depth position d / 10 from the surface of the intermediate layer satisfy the following formula (6) Is preferred.
  • the total thickness d of the base material steel plate and the intermediate layer is measured as follows. First, with respect to a grain-oriented electrical steel sheet manufactured by a manufacturing method described later, the insulating coating is removed with an aqueous alkaline solution such as sodium hydroxide. As a result, only the intermediate layer is formed on the base steel plate, and the total thickness d of the base steel plate and the intermediate layer in this state is measured with a micrometer or a thickness gauge.
  • ⁇ Manufacturing method> In the method of manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet according to the first embodiment, an annealing separator containing magnesia as a main component is applied to the steel sheet subjected to nitriding treatment, and the surface is subjected to finish annealing. A glass coating consisting of stellite was formed.
  • the glass coating formed by the above-described method is removed by means such as pickling and grinding. After removal, preferably, the steel sheet surface is finished smooth by chemical polishing or electropolishing.
  • an annealing separator comprising alumina as a main component can be used, which is coated and dried, dried, wound into a coil, and finish annealing (secondary recrystallization) ) May be used.
  • finish annealing the formation of a film of an inorganic mineral substance such as forsterite can be suppressed to produce a grain-oriented electrical steel sheet.
  • the steel sheet surface is finished smooth by chemical polishing or electric field polishing.
  • the intermediate layer forming heat treatment is performed after the finish annealing is performed by the method described above. Annealing is applied to a grain-oriented electrical steel sheet from which a film of an inorganic mineral substance such as forsterite has been removed, or a grain-oriented electrical steel sheet which suppresses the formation of a film to a mineral mineral substance such as forsterite.
  • the annealing atmosphere is preferably a reducing atmosphere so that the inside of the steel sheet is not oxidized, and particularly preferably a nitrogen atmosphere in which hydrogen is mixed.
  • a nitrogen atmosphere in which hydrogen is mixed for example, an atmosphere having a hydrogen: nitrogen ratio of 75%: 25% and a dew point of ⁇ 20 to 0 ° C. is preferable.
  • the manufacturing method of the grain-oriented electrical steel sheet according to the second embodiment is the same as the manufacturing method of the grain-oriented magnetic steel sheet according to the first embodiment except for the points described above.
  • the magnetic domain refining process is the same as that of the first embodiment, and the magnetic domain refining process may be performed before the finish annealing, after the finish annealing, or after the formation of the insulating film.
  • Example 1 A steel slab of the composition shown in Table 1-1 is heated to 1150 ° C. and subjected to hot rolling to form a hot-rolled steel plate having a thickness of 2.6 mm, and the hot-rolled steel plate is annealed at 1100 ° C. After hot-rolled sheet annealing to be performed at ° C., cold-rolled steel sheet having a final thickness of 0.22 mm was obtained by performing a single cold rolling or a plurality of cold rollings sandwiching intermediate annealing.
  • a cold-rolled steel plate with a final thickness of 0.22 mm is subjected to decarburizing annealing that performs soaking at 860 ° C. in a wet atmosphere, and then is subjected to nitriding treatment (annealing that increases the amount of nitrogen in the steel plate) to mainly use magnesia
  • An annealing separator as a component was applied and held at 1200 ° C. for 20 hours in a hydrogen gas atmosphere. After the holding, the temperature range of 1200 to 1000 ° C. was cooled at 40 ° C./hour, and the temperature range of 1000 to 600 ° C. was cooled at 20 ° C./hour. The cooling was performed in a temperature range of 1200 ° C. to 600 ° C.
  • Magnetic domain control was performed by irradiating a mechanical method, a laser, and an electron beam. Some of the steel plates were grooved by etching and laser irradiation to control magnetic domains.
  • the precipitate was identified on the basis of an electron beam diffraction pattern obtained with a transmission electron microscope, in which a region containing the B compound observed in the C cross section of the steel plate was prepared by FIB as a planar sample. As a result, it was found that the precipitate was Fe 2 B or Fe 3 B described in the JCPDS card.
  • the number density of the B compound was determined by mapping analysis of the B concentration at a pitch of 1 ⁇ m by EPMA in a region of 2 mm in the rolling direction and 2 mm in the sheet width direction in a plane parallel to the rolling direction of the steel plate.
  • the number density of the B compound was determined by B concentration mapping analysis using EPMA, in a plane parallel to the rolling direction of the steel plate.
  • the number frequency was calculated by analyzing at a pitch of 1 ⁇ m in a region of 2 mm in the rolling direction and 2 mm in the sheet width direction.
  • ⁇ Long axis length of B compound> The compound B obtained by the mapping is raised by a factor of 1000 to 5000, for example, by SEM, and observed directly to observe 20 or more B compounds to obtain individual long axis lengths, and average long axis lengths It was
  • I B — t (center) / I B — t (surface) which is the ratio of the two, was calculated.
  • t (surface) is set to 300 to 400 seconds
  • t (center) is set to 400 to 900 seconds.
  • Magnetic flux density B 8 The magnetic flux density B 8 (the magnetic flux density when magnetized at 800 A / m) was measured by single plate magnetic measurement (SST) on the grain-oriented electrical steel sheet obtained by the above-mentioned manufacturing method.
  • Test pieces for example, a test piece of 100 mm ⁇ 500 mm are prepared from the oriented magnetic steel sheets before and after domain control, and per unit weight measured under excitation conditions with a magnetic flux density of 1.7 T and a frequency of 50 Hz. The energy loss, iron loss W 17/50 (unit: W / kg) was measured.
  • Example 2 A directional electromagnetic steel sheet (product) was produced in the same manner as in Example 1. Next, domain control was performed on the product using a mechanical method, a laser, and an electron beam. In D6, magnetic domain control was performed before finish annealing. In D7, domain control was performed after finish annealing and before formation of the insulating film. In D8, after holding at 1200 ° C. for 20 hours, the temperature range of 1200 to 1000 ° C. was cooled at 5 ° C./hour, and the temperature range of 1000 to 600 ° C. was cooled at 20 ° C./hour. In D9, after holding at 1200 ° C. for 20 hours, the temperature range of 1200 to 1000 ° C.
  • D6 to D10 were manufactured by the same manufacturing method as D1 to D5 except for the points described above. Also, at d1, the slab was heated to 1270 ° C. and hot rolling was performed. Also, at d2, the slab was heated to 1300 ° C. and hot rolled. At d3, an annealing separator was applied and annealing was performed at 1200 ° C. for 3 hours in a hydrogen gas atmosphere. At d4, an annealing separator was applied and annealing was performed at 1200 ° C. for 5 hours in a hydrogen gas atmosphere. In d5, after holding at 1200 ° C. for 20 hours, the temperature range of 1200 to 1000 ° C.
  • d1 to d6 were manufactured by the same manufacturing method as D1 to D5 except for the above-mentioned point.
  • Example 3 A steel slab of the composition shown in Table 4-1 is heated to 1150 ° C. and subjected to hot rolling to form a hot-rolled steel plate having a thickness of 2.6 mm, and the hot-rolled steel plate is annealed at 1100 ° C. After hot-rolled sheet annealing to be performed at ° C., cold-rolled steel sheet having a final thickness of 0.22 mm was obtained by performing a single cold rolling or a plurality of cold rollings sandwiching intermediate annealing.
  • a cold rolled steel sheet with a final thickness of 0.22 mm is decarburized and annealed at 860 ° C in a wet atmosphere, then nitrided (annealed to increase the nitrogen content of the steel sheet) and alumina mainly
  • An annealing separator as a component was applied and held at 1200 ° C. for 20 hours in a hydrogen gas atmosphere. After the holding, the temperature range of 1200 to 100 ° C. was cooled at 40 ° C./hour, and the temperature range of 1000 to 600 ° C. was cooled at 20 ° C./hour. Cooling was performed in a temperature range of 1200 ° C. to 600 ° C.
  • Magnetic domain control was performed by irradiating a mechanical method, a laser, and an electron beam. Some of the steel plates were grooved by etching and laser irradiation to control magnetic domains.
  • the major axis length, number density, and type of the compound B of each of the invention examples and the comparative examples were measured by the same method as in Examples 1 and 2. Further, the magnetic properties of each of the invention examples and the comparative examples were also measured by the same method as that of the examples 1 and 2.
  • the intermediate layer is first stabilized for 1 to 10 seconds in which Ar sputtering is stabilized.
  • a depth position of d / 2 from the surface of the intermediate layer based on d determined by the above-mentioned method, “a depth position of d / 2 from the surface of the intermediate layer” and “a depth of d / 10 from the surface of the intermediate layer We decided the position.
  • Example 4 A directional magnetic steel sheet (product) was produced in the same manner as in Example 3. Next, domain control was performed on the product using a mechanical method, a laser, and an electron beam. In H6, domain control was performed before finish annealing. In H7, magnetic domain control was performed after finish annealing and before formation of the insulating film. In H8, after holding at 1200 ° C. for 20 hours, the temperature range of 1200 to 1000 ° C. was cooled at 5 ° C./hour, and the temperature range of 1000 to 600 ° C. was cooled at 20 ° C./hour. In H9, after holding at 1200 ° C. for 20 hours, the temperature range of 1200 to 1000 ° C.
  • H6 to H10 were manufactured by the same manufacturing method as H1 to H5 except for the points described above.
  • the slab was heated to 1270 ° C. and hot rolled.
  • the slab was heated to 1300 ° C. and hot rolled.
  • an annealing separator was applied and annealing was performed at 1200 ° C. for 3 hours in a hydrogen gas atmosphere.
  • an annealing separator was applied and annealing was performed at 1200 ° C. for 5 hours in a hydrogen gas atmosphere.
  • the temperature range of 1200 to 1000 ° C. was cooled at 60 ° C./hour, and the temperature range of 1000 to 600 ° C.
  • h1 to h6 were manufactured by the same manufacturing method as H1 to H5 except for the points described above.
  • the precipitation form of the B compound is appropriately controlled to reduce hysteresis loss and reduce iron loss.
  • a directional electromagnetic steel sheet can be provided industrially stably. Therefore, the present invention is highly applicable in the electromagnetic steel sheet manufacturing industry.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)
  • Chemical Treatment Of Metals (AREA)

Abstract

この方向性電磁鋼板は、母材鋼板と、前記母材鋼板上に接して形成された下層被膜と、前記下層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。母材鋼板は、所定の化学成分を含有し、かつ、長軸長さが１μｍ以上２０μｍ以下のＢ化合物を１×１０～１×１０６個／ｍｍ３の個数密度で含有する。前記下層被膜は、フォルステライトが主体であるグラス被膜、又は、酸化珪素が主体である中間層である。

Description

方向性電磁鋼板
　本発明は、変圧器や発電機等の鉄心材料として使用する、高磁束密度かつ極低鉄損の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２０１８－０１０２０３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。方向性電磁鋼板の製造において、結晶粒の方位を制御することは重要なプロセスであり、二次再結晶という異常粒成長現象を利用して制御されている。
　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）を適切に形成すること、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調整す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、及び、非特許文献１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を形成することと、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、熱間圧延でＢＮの析出を極力抑制する一方で、その後の焼鈍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の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、これらの技術により、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、これらの文献には、二次再結晶後のＢの析出状態を制御することによって、高磁束密度と極低鉄損とを両立することに関しては何ら開示されていない。
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１１／００７７７１号 国際公開第１１／００７８１７号
　先行技術文献に開示の従来技術では、二次再結晶後の鋼板内部におけるＢの析出形態を十分に制御できないため、Ｂ析出物によりヒステリシス損が増大し、極低鉄損の方向性電磁鋼板を得ることは難しい。
　本発明は、従来技術の現状を踏まえ、Ｂ化合物をインヒビターとして活用する方向性電磁鋼板において、高磁束密度化及び極低鉄損化を課題とし、該課題を解決する方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。
　鋼成分としてＢを添加し、高磁束密度かつ極低鉄損の方向性電磁鋼板を安定的に製造するためには、二次再結晶により、結晶粒を｛１１０｝＜００１＞方位に高度に配向させて磁束密度を高めるとともに、鋼板中のＢの析出形態を適切に制御することが重要である。
　インヒビターとしてＢＮを用いる場合、仕上げ焼鈍後のＢの析出形態が微細であると、鋼板中に微細なＢＮが析出するため、高磁束密度と極低鉄損との両立が困難であり、特に微細なＢＮに起因するヒステリシス損の増大により極低鉄損を実現することが難しい。
　本発明者らは、以上のことを踏まえ、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、仕上げ焼鈍後のＢの析出形態をＦｅ３Ｂ及び／又はＦｅ２Ｂとすれば、ヒステリシス損への影響を極力少なくすることができるため、高磁束密度と極低鉄損とを両立した方向性電磁鋼板を得ることができることを見いだした。
　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下層被膜と、前記下層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：０．０８５％以下；
　　Ｓｉ：０．８０～７．００％；
　　Ｍｎ：０．０５～１．００％；
　　Ａｌ：０．０１０～０．０６５％；
　　Ｎ：０．００４０％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、
　前記母材鋼板は、長軸長さが１μｍ以上２０μｍ以下のＢ化合物を１×１０～１×１０６個／ｍｍ３の個数密度で含有し、
　前記下層被膜は、フォルステライトが主体であるグラス被膜、又は、酸化珪素が主体である中間層である。
　（２）上記（１）に係る方向性電磁鋼板は、前記下層被膜が前記グラス被膜であって、前記絶縁被膜及び前記グラス被膜を除去して前記母材鋼板をグロー放電発光分析で測定し、前記母材鋼板の板厚中心よりも前記グラス被膜側を、前記グラス被膜側の表層領域と前記表層領域と前記板厚中心との間の中心領域との二つに分け、前記中心領域に到達するまでのスパッタ時間をｔ（ｃｅｎｔｅｒ）とし、前記表層領域に到達するまでのスパッタ時間をｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）としたとき、前記時間ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）におけるＢの発光強度ＩＢ＿ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）と、前記時間ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）におけるＢの発光強度ＩＢ＿ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）とが、下記式（１）を満たしてもよい。
　　ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）＞ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）・・・・・・・・・・・・・・・・（１）
　（３）上記（１）に係る方向性電磁鋼板は、前記下層被膜が前記中間層であって、前記母材鋼板と前記中間層との合計厚さをｄとし、グロー放電発光分析（ＧＤＳ）で前記中間層の表面からＢの発光強度を測定したときの前記中間層の前記表面からｄ／２の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／２）と、前記中間層の前記表面からｄ／１０の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／１０）とが、下記式（２）を満たしてもよい。
　　ＩＢ（ｄ／２）＞ＩＢ（ｄ／１０）・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・（２）
　（４）上記（１）～（３）の何れか１項に係る方向性電磁鋼板は、前記Ｂ化合物がＦｅ２ＢとＦｅ３Ｂとの少なくとも一方であってもよい。
　本発明によれば、Ｂ化合物をインヒビターとして活用する方向性電磁鋼板において、Ｂ化合物の析出形態を適切に制御することによりヒステリシス損を小さくできるので、高磁束密度と極低鉄損とを両立した方向性電磁鋼板を工業的に安定して提供することができる。
第１実施形態に係る方向性電磁鋼板の層構成を示す模式図である。 第１実施形態に係る方向性電磁鋼板に対してＧＤＳを行った場合の結果の一例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下層被膜と、前記下層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：０．０８５％以下；
　　Ｓｉ：０．８０～７．００％；
　　Ｍｎ：０．０５～１．００％；
　　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及び不可避的不純物からなり、
　前記母材鋼板は、平均長軸長さが１μｍ以上２０μｍ以下のＢ化合物を１×１０～１×１０６個／ｍｍ３の個数密度で含有し、
　前記下層被膜は、フォルステライトが主体であるグラス被膜、又は、酸化珪素が主体である中間層である。
　また、本発明電磁鋼板は、前記下層被膜が前記グラス被膜であって、前記方向性電磁鋼板において、グラス被膜を除く鋼板をグロー放電発光分析（ＧＤＳ）で測定したＢの発光強度ＩＢが、板厚中心まで到達するスパッタ時間をｔ（ｃｅｎｔｅｒ）とし、グラス被膜を除く鋼板表層のスパッタ時間をｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）としたとき、前記時間ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）におけるＢの発光強度ＩＢ＿ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）と、前記時間ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）におけるＢの発光強度ＩＢ＿ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）とが、下記式（１）を満たしてもよい。
　　ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）＞ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）・・・・・・・・・・・・・・・・（１）
　また、本発明電磁鋼板は、前記下層被膜が前記中間層である場合には、前記母材鋼板と前記中間層との合計厚さをｄとし、グロー放電発光分析（ＧＤＳ）で前記中間層の表面からＢの発光強度を測定したときの前記中間層の前記表面からｄ／２の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／２）と、前記中間層の前記表面からｄ／１０の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／１０）とが、下記式（２）を満たしてもよい。
　　ＩB(ｄ／２)＞ＩB(ｄ／１０)　　　　　・・・・・・・・・・・・・・・・・・（２）
　また、本発明電磁鋼板は、前記Ｂ化合物がＦｅ２Ｂ及び／又はＦｅ３Ｂであってもよい。
　以下、本発明電磁鋼板について説明する。
　［第１実施形態］
　第１実施形態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、フォルステライトが主体であるグラス被膜と、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％；
　　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、
　前記母材鋼板は、長軸長さが１μｍ以上２０μｍ以下のＢ化合物を１×１０～１×１０６個／ｍｍ３の個数密度で含有する。
　また、本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、前記母材鋼板の板厚中心よりもグラス被膜側を、前記グラス被膜側の表層領域と前記表層領域と前記板厚中心との間の中心領域との二つに分けたとき、前記絶縁被膜及び前記グラス被膜を除く母材鋼板をグロー放電発光分析（ＧＤＳ）で測定したＢの発光強度ＩＢが、前記中心領域に到達するまでのスパッタ時間をｔ（ｃｅｎｔｅｒ）とし、前記表層領域に到達するまでのスパッタ時間をｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）としたとき、前記時間ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）におけるＢの発光強度ＩＢ＿ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）と、前記時間ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）におけるＢの発光強度ＩＢ＿ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）とが、下記式（３）を満たしてもよい。
　　ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）＞ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）・・・・・・・・・・・・・・・・（３）
　＜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。
　＜成分組成＞
　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、好ましくない。Ｓｉ量は、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、所要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、所要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、０．０１２％以下とする。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、Ｎは、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。Ｎ量は、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、Ｎ量が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、好ましくない。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。
　Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６・Ｓｅ：０．０１５％以下
　硫化物生成による鉄損劣化の懸念があるので、０．０１５％以下とする。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。
　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、好ましくない。Ｓｅｑは、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００７％以上である。一方、Ｓｅｑが０．０１５％を超えると、ＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅの析出分散が不均一になり、所要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。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。
　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、所要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、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。
　また、本発明電磁鋼板は、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。
　次に、本発明電磁鋼板において特徴とするＢ化合物について説明する。
　＜Ｂ化合物の形態＞
　Ｂ化合物について、種類は限定されないが、形態は、平均長軸長さを１μｍ以上２０μｍ以下とする。
　長軸長さが１μｍ未満であると、析出頻度が高くなり、ヒステリシス損が増大するため、好ましくない。平均長軸長さは好ましくは４μｍ以上、より好ましくは８μｍ以上である。
　一方、Ｂ化合物の形態は、析出頻度を低くする点で、粗大な形態が好ましいが、長軸長さが２０μｍ以上のＢ化合物を析出させるには、純化焼鈍における降温速度を著しく遅くする必要があり、工業生産上困難であるため好ましくない。そのため、Ｂ化合物の平均長軸長さは２０μｍ以下とする。平均長軸長さは、好ましくは１７μｍ以下、より好ましくは１０μｍ以下である。
　＜Ｂ化合物の個数密度＞
　Ｂ化合物の個数密度は１×１０～１×１０６個／ｍｍ３とする。個数密度が１×１０６個／ｍｍ３を超えると、Ｂ化合物が小さくなり、長軸長さ１μｍ未満のＢ化合物の析出頻度が高くなり、鉄損が増大するので、好ましくない。個数密度は、好ましくは０．５×１０６個／ｍｍ３以下、より好ましくは１×１０５個／ｍｍ３以下である。
　また、Ｂ化合物の個数密度が１×１０個／ｍｍ３未満であると、Ｂが著しく不均一に析出しており、二次再結晶を制御するインヒビターとして機能しないため好ましくない。Ｂ化合物の個数密度は、好ましくは１×１０個／ｍｍ３以上、より好ましくは１×１０２個／ｍｍ３以上である。
　Ｂ化合物の個数密度の定量的な評価は、例えば、板厚中心部まで研磨した鋼板において、試料Ｚ面（圧延方向に垂直な面）に、ＥＰＭＡによるＢマッピングを実施して行う。他には、試料の断面を研磨し、ＥＰＭＡでＢマッピングを実施して行う方法が挙げられる。
　＜Ｂ化合物：Ｆｅ２Ｂ又はＦｅ３Ｂ＞
　Ｂ化合物は、Ｆｅ２Ｂ又はＦｅ３Ｂが好ましい。Ｂ化合物は、インヒビターとして機能したＢＮが、純化焼鈍で分解し、降温中に再析出した化合物である。
　高温で固溶したＮが大気中へ放出されず、鋼板内部に過飽和状態で存在すると、純化焼鈍における降温中、固溶Ｂが固溶Ｎと結合し、ＢＮが、微細かつ高頻度に再析出して、ヒステリシス損を増大させる。純化焼鈍において、焼鈍温度が高温で、固溶Ｎが系外に放出されると、Ｆｅ２Ｂ又はＦｅ３Ｂが、粗大かつ低頻度で析出し、鉄損への悪影響が減少する。
　Ｆｅ２Ｂ及び／又はＦｅ３Ｂの同定は、ＥＰＭＡによる分析の他、透過電子顕微鏡による電子線回折を用いて行うことができる。Ｆｅ２Ｂ及び／又はＦｅ３Ｂは、結晶系が正方晶系であり、５６２．１ｐｍ＞ａ＝ｂ＞４５９．９ｐｍ、４６７．４ｐｍ＞ｃ＞３８２．４ｐｍであることを特徴とする。
　＜ＧＤＳによるＢの存在位置＞
　鋼板の深さ方向におけるＢの分布において、母材鋼板表層部のＢ濃度（強度）が母材鋼板中心部のＢ濃度（強度）よりも高いことは、母材鋼板表層部に、微細なＢＮが存在することを表す。そのような場合には、鉄損が増大するため好ましくない。
　図１は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の層構成を示す模式図である。図１に示すように、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１００は、母材鋼板１０とグラス被膜２０と絶縁被膜３０とを備える。また、母材鋼板１０の板厚中心Ｃよりも表面（グラス被膜２０と母材鋼板１０との界面）側の領域を２つに分け、より表面側を表層領域１２とし、より板厚中心Ｃ側を中心領域１４と呼称する。
　絶縁被膜及びグラス被膜を除去した鋼板をグロー放電発光分析（ＧＤＳ）で測定したＢの発光強度ＩＢが、中心領域１４まで到達するスパッタ時間をｔ（ｃｅｎｔｅｒ）とし、表層領域１２まで到達するスパッタ時間をｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）としたとき、ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）とＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）とが下記式（４）を満たすことが好ましい。
　　ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）＞ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）　　　　　　　　　　　　　・・・（４）
　　　ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ） ：ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）におけるＢの発光強度
　　　ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）：ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）におけるＢの発光強度
　なお、上述の測定を行う際には、水酸化ナトリウム等のアルカリ水溶液で絶縁被膜３０を除去し、グラス被膜２０は塩酸、硝酸、硫酸等を用いて除去する。
　また、上述のｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）はグラス被膜直下の位置を意味し、ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）はグラス被膜直下から板厚センターまでの位置と定義する。
　図２は、本実施形態におけるＧＤＳの測定結果を示す一例である。具体的には、ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）は測定開始から３００秒～４００秒とし、ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）は、４００秒以上の位置に相当する時間と定義する。
　また、ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）は、測定開始から３００～４００秒のＢの発光強度の平均値とする。ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）は、測定開始から４００～９００秒（測定終了まで）のＢの発光強度の平均値とする。しかしながら、ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）、ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）の時間はグラス被膜厚さやＧＤＳ測定条件で任意に変更することができるので、一例である。
　ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）≦ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）であると、母材鋼板表層部のＢ濃度（強度）が、母材鋼板中心部のＢ濃度（強度）以上となり、母材鋼板表層部に微細なＢＮが存在して、鉄損が増大するため好ましくない。
　＜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（Ｍｇ２ＳｉＯ４）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。
　＜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、本発明珪素鋼から本発明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％、Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６・Ｓｅ：０．００３～０．０１５％、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。
　Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６・Ｓｅ：０．００３～０．０１５％
　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。
　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は０．００３％以上とする。好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００７％以上である。一方、Ｓｅｑが０．０１５％を超えると、ＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅの析出分散が不均一になり、所要の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下するので、Ｓｅｑは０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１３％以下、より好ましくは０．０１１％以下である。
　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、所定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＞
　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大するとともに、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℃以上にする必要があるので、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℃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。二段目温度は、より好ましくは１０７０℃以下である。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、脱炭焼鈍を施し。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、脱炭焼鈍温度は７７０℃以上が好ましい。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、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。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により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時間保定して行う。純化焼鈍の温度は制限しないが、生産性の観点から、１１８０℃から１２２０℃が好ましい。１１８０℃以下では元素の拡散に要する時間がかかってしまい、長時間の焼鈍が必要となるため好ましくない。また、１２２０℃以上では焼鈍炉の保全（耐久性）が困難となるため好ましくない。
　［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。
　Ｂ化合物の長軸長さを所望の範囲に制御するため、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、Ｆｅ２Ｂ、Ｆｅ３Ｂ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、Ｆｅ２Ｂ又はＦｅ３Ｂ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Ｆｅ２Ｂ又はＦｅ３Ｂが析出し、さらに、析出したＦｅ２Ｂ又はＦｅ３Ｂが、オストワルド成長して、粗大化する。
　降温速度が速いと、固溶Ｎが大気中に放出されず、母材鋼板内部でＢＮが微細に析出したり、Ｆｅ２Ｂ又はＦｅ３Ｂがオストワルド成長せずに、微細に析出する。母材鋼板内部に微細に析出したＢ化合物は、ヒステリシス損を増大させ、最終製品の鉄損を増大させる。
　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℃の温度域はＨ２１００％、６００℃未満の温度域ではＮ２１００％が好ましい。１２００℃～６００℃の温度域を冷却するときの雰囲気がＮ２１００％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。１２００℃～６００℃の温度域を冷却するときにＨ２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。
　［第２実施形態］
　次に、第２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。なお、第１実施形態に係る方向性電磁鋼板と同様の構成については、詳細な説明を省略する。
　第２実施形態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酸化珪素が主体である中間層と、前記中間層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：０．０８５％以下；
　　Ｓｉ：０．８０～７．００％；
　　Ｍｎ：０．０５～１．００％；
　　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、
　前記母材鋼板は、長軸長さが１μｍ以上２０μｍ以下のＢ化合物を１×１０～１×１０６個／ｍｍ３の個数密度で含有する。
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、前記母材鋼板と前記中間層との合計厚さをｄとし、グロー放電発光分析（ＧＤＳ）で前記中間層の表面からＢの発光強度を測定したときの前記中間層の前記表面からｄ／２の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／２）と、前記中間層の前記表面からｄ／１０の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／１０）とが、下記式（５）を満たしてもよい。
　　ＩＢ（ｄ／２）＞ＩＢ（ｄ／１０）・・・・・・・・・・・（５）
　第１実施形態の方向性電磁鋼板は母材鋼板と絶縁被膜との間にグラス被膜を備えていたが、第２実施形態の方向性電磁鋼板は母材鋼板と絶縁被膜との間に中間層を備える。
　＜中間層＞
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、母材鋼板上に接して形成され、酸化珪素が主体である中間層を備える。本実施形態において、中間層は母材鋼板と絶縁皮膜とを密着させる機能を有する。
　中間層の主体をなす酸化珪素は、ＳｉＯα（α＝１．０～２．０）が好ましい。α＝１．５～２．０であれば、酸化珪素がより安定するので、より好ましい。鋼板表面に酸化珪素を形成する酸化焼鈍を十分に行えば、α≒２．０のＳｉＯ２を形成することができる。
　＜ＧＤＳによるＢの存在位置＞
　鋼板の深さ方向におけるＢの分布において、母材鋼板表層部のＢ濃度（強度）が母材鋼板中心部のＢ濃度（強度）よりも高いと、母材鋼板表層部に、微細なＢＮが存在することになり、鉄損が増大するため好ましくない。
　それ故、母材鋼板と中間層との合計厚さをｄ、グロー放電発光分析（ＧＤＳ）で中間層の表面からＢの発光強度を測定したときの中間層の表面からｄ／２の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／２）と、中間層の表面からｄ／１０の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／１０）とが、下記式（６）を満たすことが好ましい。
　　ＩＢ（ｄ／２）＞ＩＢ（ｄ／１０）　　　　　　　　　　　　　　　　　・・・（６）
　母材鋼板と中間層との合計厚さｄは、次のようにして測定する。まず、後述する製造方法により製造された方向性電磁鋼板に対して、水酸化ナトリウム等のアルカリ水溶液で絶縁被膜を除去する。これにより母材鋼板上に中間層のみが形成された状態となるが、この状態での母材鋼板と中間層との合計厚さｄを、マイクロメータや板厚さ計で測定する。
　＜製造方法＞
　第１実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、窒化処理を施した鋼板にマグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して、仕上げ焼鈍に供することにより、母材鋼板表面にはフォルステライトからなるグラス被膜が形成されていた。一方、第２実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、上述の方法で形成されたグラス被膜を酸洗、研削等の手段で除去する。除去後、好ましくは、鋼板表面を化学研磨又は電界研磨で平滑に仕上げる。
　あるいは、焼鈍分離剤としてマグネシアの代わりにアルミナを主成分とする焼鈍分離剤を用いることができ、これを塗布して乾燥し、乾燥後、コイル状に巻き取って、仕上げ焼鈍（二次再結晶）に供してもよい。仕上げ焼鈍により、フォルステライト等の無機鉱物質の皮膜の生成を抑制して方向性電磁鋼板を作製することができる。作製後、好ましくは、鋼板表面を化学研磨又は電界研磨で平滑に仕上げる。
　＜中間層形成熱処理＞
　第２実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、上述の方法で仕上げ焼鈍を行った後に、中間層形成熱処理を行う。
　フォルステライト等の無機鉱物質の皮膜を除去した方向性電磁鋼板、又は、フォルステライト等の無機鉱物質の皮膜の生成を抑制した方向性電磁鋼板に焼鈍を施して、母材鋼板表面に酸化珪素を主体とする中間層を形成する。
　焼鈍雰囲気は、鋼板の内部が酸化しないように、還元性の雰囲気が好ましく、特に、水素を混合した窒素雰囲気が好ましい。例えば、水素：窒素が７５％：２５％で、露点が－２０～０℃の雰囲気が好ましい。
　第２実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、上述以外の点については第１実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法と同様である。磁区細分化処理についても、第１実施形態と同様であり、磁区細分化処理を仕上焼鈍前に行ってもよく、仕上焼鈍後に行ってもよく、絶縁被膜形成後に行ってもよい。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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Ｈ２１００％雰囲気下、それ以下の温度域をＮ２１００％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（グラス被膜）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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　＜磁区制御＞
　磁区制御は、機械的手法やレーザー、電子ビームを照射して行った。一部の鋼板には、エッチングとレーザー照射による溝加工を行い磁区制御を行った。
　＜Ｂ化合物の種類＞
　析出物は、鋼板のＣ断面にて観察されるＢ化合物を含む領域を、ＦＩＢにて、平面試料に作製し、透過型電子顕微鏡で得た電子線回折パターンに基づいて同定した。その結果、析出物は、ＪＣＰＤＳカードに記載のＦｅ２Ｂ又はＦｅ３Ｂであることが解かった。
　＜Ｂ化合物の個数密度＞
　Ｂ化合物の個数密度は、鋼板の圧延方向に平行な面の圧延方向２ｍｍ×板幅方向２ｍｍの領域において、ＥＰＭＡで、１μｍピッチでＢ濃度をマッピング分析して求めた。
　Ｂ化合物の個数密度は、鋼板の圧延方向に平行な面を、ＥＰＭＡを用いたＢ濃度マッピング分析により求めた。一例として、圧延方向２ｍｍ×板幅方向２ｍｍの領域において１μｍピッチで分析して、その個数頻度を算出した。
　＜Ｂ化合物の長軸長さ＞
　マッピングで得られたＢ化合物をＳＥＭにて例えば１０００倍から５０００倍まで倍率を上げ、直接観察を行い、２０個以上のＢ化合物を観察し、個々の長軸長さを求め、平均長軸長さとした。
　＜ＧＤＳ（ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）／ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ））＞
　ＧＤＳの測定を行う際には、水酸化ナトリウム等のアルカリ水溶液で絶縁被膜を除去し、グラス被膜は塩酸、硝酸、硫酸等を用いて除去する。鋼板をグロー放電発光分析（ＧＤＳ）に供した。測定したＢの発光強度ＩＢが、中心領域に到達するまでのスパッタ時間をｔ（ｃｅｎｔｅｒ）とし、表層領域に到達するまでのスパッタ時間をｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）としたとき、時間ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）におけるＢの発光強度ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）と時間ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）におけるＢの発光強度ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）とを測定した。測定結果から、両者の比であるＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）／ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）を算出した。なお、ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）は３００～４００秒、ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）は４００～９００秒とした。
　＜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Ｗ１７／５０＞
　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。
　各発明例及び比較例の構造上の特徴及び特性を表２に示す。発明条件を満たす発明例Ｃ１～Ｃ１５では、比較例と比べて磁気特性に優れた方向性電磁鋼板が得られていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　（実施例２）
　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。
　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。Ｄ８では、１２００℃に２０時間保定した後、１２００～１０００℃の温度域を５℃／時間で冷却し、１０００～６００℃の温度域を２０℃／時間で冷却した。Ｄ９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５℃／時間で冷却した。Ｄ１０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２０℃／時間で冷却した。なお、Ｄ６～Ｄ９の冷却時の雰囲気はＤ１～Ｄ５と同様の条件を用いたが、Ｄ１０では１２００℃～６００℃の温度域を冷却するときはＡｒ１００％雰囲気、６００℃未満の温度域を冷却するときはＮ２１００％雰囲気とした。Ｄ６～Ｄ１０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、スラブを１２７０℃に加熱して熱間圧延を行った。また、ｄ２ではスラブを１３００℃に加熱して熱間圧延を行った。ｄ３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。ｄ４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。ｄ５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。ｄ６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～ｄ６は、上述の点以外はＤ１～Ｄ５と同様の製造方法で製造した。
　各発明例及び比較例の構造上の特徴及び特性を表３に示す。なお、ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）は３００～４００秒、ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）は４００～９００秒とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　中心領域のＢの発光強度ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）と表層領域のＢのＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）が上記式（１）を満たす発明例Ｄ１～Ｄ１０では、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板が得られていることが分かる。一方、いずれかの製造条件が本発明の範囲外であるｄ１～ｄ６では、磁気特性が劣っていた。
　（実施例３）
　表４－１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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　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、アルミナ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、１２００～１００℃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Ｈ２１００％雰囲気下で行い、６００℃未満の温度域をＮ２１００％雰囲気下で行った。
　焼鈍後、鋼板から余剰のアルミナを除去し、鋼板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４－２に記載した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　＜磁区制御＞
　磁区制御は、機械的手法やレーザー、電子ビームを照射して行った。一部の鋼板には、エッチングとレーザー照射による溝加工を行い磁区制御を行った。
　各発明例及び比較例のＢ化合物の長軸長さ、個数密度及び種類は、実施例１及び２と同様の方法で測定した。また、各発明例及び比較例の磁気特性も、実施例１及び２と同様の方法で測定した。
　＜ＧＤＳ（ＩＢ（ｄ／２）／ＩＢ（ｄ／１０））＞
　母材鋼板と中間層との合計厚さをｄとし、グロー放電発光分析（ＧＤＳ）で中間層の表面からＢの発光強度を測定したときの中間層の表面からｄ／２の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／２）と、中間層の表面からｄ／１０の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／１０）とを測定した。測定結果から、（ＩＢ（ｄ／２）／ＩＢ（ｄ／１０））を算出した。
　母材鋼板と中間層との合計厚さｄは、マイクロメータや板厚さ計で測定した。
　「中間層の表面からｄ／２の深さ位置」及び「中間層の表面からｄ／１０の深さ位置」を決めるに当たっては、まずＡｒスパッタの安定する１秒から１０秒の間を中間層の表面と定義した。そのように定義された中間層の表面から、上述の方法で求めたｄに基づいて、「中間層の表面からｄ／２の深さ位置」及び「中間層の表面からｄ／１０の深さ位置」を決めた。
　各発明例及び比較例の構造上の特徴及び特性を表５に示す。発明条件を満たす発明例Ｇ１～Ｇ１５では、比較例と比べて磁気特性に優れた方向性電磁鋼板が得られていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　（実施例４）
　実施例３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、Ｈ６では、仕上焼鈍前に磁区制御を行った。また、Ｈ７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。Ｈ８では、１２００℃に２０時間保定した後、１２００～１０００℃の温度域を５℃／時間で冷却し、１０００～６００℃の温度域を２０℃／時間で冷却した。Ｈ９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５℃／時間で冷却した。Ｈ１０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２０℃／時間で冷却した。なお、Ｈ６～Ｈ９の冷却時の雰囲気はＨ１～Ｈ５と同様の条件を用いたが、Ｈ１０では１２００℃～６００℃の温度域を冷却するときはＡｒ１００％雰囲気、６００℃未満の温度域を冷却するときはＮ２１００％雰囲気とした。Ｈ６～Ｈ１０は、上述の点以外はＨ１～Ｈ５と同様の製造方法で製造した。
　また、ｈ１では、スラブを１２７０℃に加熱して熱間圧延を行った。また、ｈ２ではスラブを１３００℃に加熱して熱間圧延を行った。ｈ３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。ｈ４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。ｈ５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。ｈ６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。
　ｈ１～ｈ６は、上述の点以外はＨ１～Ｈ５と同様の製造方法で製造した。
　各発明例及び比較例の構造上の特徴及び特性を表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　Ｈ１～Ｈ１０では、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板が得られていた。一方、いずれかの製造条件が本発明の範囲外であるｈ１～ｈ６では、磁気特性が劣っていた。
　前述したように、本発明によれば、Ｂをインヒビターとして用いる高磁束密度の方向性電磁鋼板（最終製品）において、Ｂ化合物の析出形態を適切に制御して、ヒステリシス損が小さい低鉄損の方向性電磁鋼板を工業的に安定して提供することができる。よって、本発明は、電磁鋼板製造産業において利用可能性が高いものである。

Claims (4)

  1. 　母材鋼板と；
    　前記母材鋼板上に接して形成された下層被膜と；
    　前記下層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：０．０８５％以下；
    　　Ｓｉ：０．８０～７．００％；
    　　Ｍｎ：０．０５～１．００％；
    　　Ａｌ：０．０１０～０．０６５％；
    　　Ｎ：０．００４０％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、
    　前記母材鋼板は、長軸長さが１μｍ以上２０μｍ以下のＢ化合物を１×１０～１×１０６個／ｍｍ３の個数密度で含有し、
    　前記下層被膜は、フォルステライトが主体であるグラス被膜、又は、酸化珪素が主体である中間層である
    ことを特徴とする方向性電磁鋼板。
  2. 　前記下層被膜が前記グラス被膜であって、
    　前記絶縁被膜及び前記グラス被膜を除去してグロー放電発光分析で測定し、前記母材鋼板の板厚中心よりも前記グラス被膜側を、前記グラス被膜側の表層領域と前記表層領域と前記板厚中心との間の中心領域との二つに分け、前記中心領域に到達するまでのスパッタ時間をｔ（ｃｅｎｔｅｒ）とし、前記表層領域に到達するまでのスパッタ時間をｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）としたとき、前記ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）におけるＢの発光強度ＩＢ＿ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）と、前記ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）におけるＢの発光強度ＩＢ＿ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）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。
    　　ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）＞ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）・・・・・・・・・・・・・・・・（１）
  3. 　前記下層被膜が前記中間層であって、
    　前記母材鋼板と前記中間層との合計厚さをｄとし、グロー放電発光分析で前記中間層の表面からＢの発光強度を測定したときの前記中間層の前記表面からｄ／２の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／２）と、前記中間層の前記表面からｄ／１０の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／１０）とが、下記式（２）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。
    　　ＩB(ｄ／２)＞ＩB(ｄ／１０)　　　　　・・・・・・・・・・・・・・（２）
  4. 　前記Ｂ化合物がＦｅ２ＢとＦｅ３Ｂとの少なくとも一方であることを特徴とする請求項１～３の何れか１項に記載の方向性電磁鋼板。
PCT/JP2019/002258 2018-01-25 2019-01-24 方向性電磁鋼板 WO2019146694A1 (ja)

Priority Applications (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US16/962,798 US11469017B2 (en) 2018-01-25 2019-01-24 Grain oriented electrical steel sheet
JP2019567147A JP7010305B2 (ja) 2018-01-25 2019-01-24 方向性電磁鋼板
PL19744050.6T PL3744870T3 (pl) 2018-01-25 2019-01-24 Blacha cienka ze stali elektrotechnicznej o ziarnach zorientowanych
KR1020207021397A KR102438155B1 (ko) 2018-01-25 2019-01-24 방향성 전자 강판
BR112020014283-2A BR112020014283B1 (pt) 2018-01-25 2019-01-24 Chapa de aço elétrico de grão orientado
EP19744050.6A EP3744870B1 (en) 2018-01-25 2019-01-24 Grain oriented electrical steel sheet
RU2020125130A RU2740749C1 (ru) 2018-01-25 2019-01-24 Лист из электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой
CN201980009355.8A CN111655886B (zh) 2018-01-25 2019-01-24 方向性电磁钢板

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018-010203 2018-01-25
JP2018010203 2018-01-25

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2019146694A1 true WO2019146694A1 (ja) 2019-08-01

Family

ID=67395410

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2019/002258 WO2019146694A1 (ja) 2018-01-25 2019-01-24 方向性電磁鋼板

Country Status (8)

Country Link
US (1) US11469017B2 (ja)
EP (1) EP3744870B1 (ja)
JP (1) JP7010305B2 (ja)
KR (1) KR102438155B1 (ja)
CN (1) CN111655886B (ja)
PL (1) PL3744870T3 (ja)
RU (1) RU2740749C1 (ja)
WO (1) WO2019146694A1 (ja)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020149344A1 (ja) * 2019-01-16 2020-07-23 日本製鉄株式会社 フォルステライト皮膜を有しない絶縁皮膜密着性に優れる方向性電磁鋼板
CN114630918A (zh) * 2019-12-09 2022-06-14 杰富意钢铁株式会社 无方向性电磁钢板和马达铁芯及其制造方法
EP4032995A4 (en) * 2019-09-19 2022-10-19 Nippon Steel Corporation ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET
WO2022250162A1 (ja) * 2021-05-28 2022-12-01 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112646966B (zh) * 2020-12-17 2023-01-10 首钢智新迁安电磁材料有限公司 一种无底层取向硅钢的制备方法及其产品

Citations (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3905843A (en) 1974-01-02 1975-09-16 Gen Electric Method of producing silicon-iron sheet material with boron addition and product
US3905842A (en) 1974-01-07 1975-09-16 Gen Electric Method of producing silicon-iron sheet material with boron addition and product
JPH01230721A (ja) 1987-11-20 1989-09-14 Nippon Steel Corp 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法
JPH01283324A (ja) 1988-05-11 1989-11-14 Nippon Steel Corp 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH10140243A (ja) 1996-11-13 1998-05-26 Kawasaki Steel Corp 極めて鉄損の低い高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法
JPH11269544A (ja) * 1998-03-20 1999-10-05 Kawasaki Steel Corp 高磁束密度低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法
JP2000129352A (ja) * 1998-10-22 2000-05-09 Nippon Steel Corp 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法
JP2004332071A (ja) * 2003-05-09 2004-11-25 Jfe Steel Kk 高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法
WO2011007771A1 (ja) 2009-07-13 2011-01-20 新日本製鐵株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
WO2011007817A1 (ja) 2009-07-17 2011-01-20 新日本製鐵株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
KR20120071825A (ko) * 2010-12-23 2012-07-03 주식회사 포스코 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
WO2012096350A1 (ja) * 2011-01-12 2012-07-19 新日本製鐵株式会社 方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP2012144777A (ja) * 2011-01-12 2012-08-02 Nippon Steel Corp 電磁鋼板素材及び方向性電磁鋼板の製造方法
JP2018010203A (ja) 2016-07-14 2018-01-18 株式会社半導体エネルギー研究所 表示装置およびその駆動方法、表示モジュールならびに電子機器

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE3882502T2 (de) 1987-11-20 1993-11-11 Nippon Steel Corp Verfahren zur Herstellung von kornorientierten Elektrostahlblechen mit hoher Flussdichte.
US5643370A (en) 1995-05-16 1997-07-01 Armco Inc. Grain oriented electrical steel having high volume resistivity and method for producing same
US5885371A (en) 1996-10-11 1999-03-23 Kawasaki Steel Corporation Method of producing grain-oriented magnetic steel sheet
JP2002220642A (ja) * 2001-01-29 2002-08-09 Kawasaki Steel Corp 鉄損の低い方向性電磁鋼板およびその製造方法
PL2022874T3 (pl) * 2006-05-19 2012-12-31 Nippon Steel Corp Teksturowana elektrotechniczna blacha stalowa mająca film izolacyjny o wysokiej wytrzymałości na rozciąganie i sposób obróbki filmu izolacyjnego
JP5332707B2 (ja) * 2009-02-20 2013-11-06 新日鐵住金株式会社 磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法
RU2503728C1 (ru) * 2010-05-25 2014-01-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Способ изготовления листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой
US20160108488A1 (en) * 2014-10-15 2016-04-21 Sms Siemag Ag Process for producing grain-oriented electrical steel strip and grain-oriented electrical steel strip obtained according to said process
KR101633255B1 (ko) 2014-12-18 2016-07-08 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101693516B1 (ko) * 2014-12-24 2017-01-06 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그 제조방법

Patent Citations (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3905843A (en) 1974-01-02 1975-09-16 Gen Electric Method of producing silicon-iron sheet material with boron addition and product
US3905842A (en) 1974-01-07 1975-09-16 Gen Electric Method of producing silicon-iron sheet material with boron addition and product
JPH01230721A (ja) 1987-11-20 1989-09-14 Nippon Steel Corp 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法
JPH01283324A (ja) 1988-05-11 1989-11-14 Nippon Steel Corp 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH10140243A (ja) 1996-11-13 1998-05-26 Kawasaki Steel Corp 極めて鉄損の低い高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法
JPH11269544A (ja) * 1998-03-20 1999-10-05 Kawasaki Steel Corp 高磁束密度低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法
JP2000129352A (ja) * 1998-10-22 2000-05-09 Nippon Steel Corp 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法
JP2004332071A (ja) * 2003-05-09 2004-11-25 Jfe Steel Kk 高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法
WO2011007771A1 (ja) 2009-07-13 2011-01-20 新日本製鐵株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
WO2011007817A1 (ja) 2009-07-17 2011-01-20 新日本製鐵株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
KR20120071825A (ko) * 2010-12-23 2012-07-03 주식회사 포스코 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
WO2012096350A1 (ja) * 2011-01-12 2012-07-19 新日本製鐵株式会社 方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP2012144777A (ja) * 2011-01-12 2012-08-02 Nippon Steel Corp 電磁鋼板素材及び方向性電磁鋼板の製造方法
JP2018010203A (ja) 2016-07-14 2018-01-18 株式会社半導体エネルギー研究所 表示装置およびその駆動方法、表示モジュールならびに電子機器

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3744870A4

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020149344A1 (ja) * 2019-01-16 2020-07-23 日本製鉄株式会社 フォルステライト皮膜を有しない絶縁皮膜密着性に優れる方向性電磁鋼板
EP4032995A4 (en) * 2019-09-19 2022-10-19 Nippon Steel Corporation ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET
CN114630918A (zh) * 2019-12-09 2022-06-14 杰富意钢铁株式会社 无方向性电磁钢板和马达铁芯及其制造方法
WO2022250162A1 (ja) * 2021-05-28 2022-12-01 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20210027922A1 (en) 2021-01-28
JPWO2019146694A1 (ja) 2021-01-28
EP3744870B1 (en) 2023-05-10
CN111655886A (zh) 2020-09-11
BR112020014283A2 (pt) 2020-12-08
PL3744870T3 (pl) 2023-07-31
EP3744870A1 (en) 2020-12-02
KR20200097346A (ko) 2020-08-18
EP3744870A4 (en) 2021-06-02
CN111655886B (zh) 2022-08-30
KR102438155B1 (ko) 2022-08-31
JP7010305B2 (ja) 2022-02-10
US11469017B2 (en) 2022-10-11
RU2740749C1 (ru) 2021-01-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2019146694A1 (ja) 方向性電磁鋼板
US20220112573A1 (en) Method for producing grain oriented electrical steel sheet
CN115485414B (zh) 方向性电磁钢板及方向性电磁钢板的制造方法
US20220081747A1 (en) Method for producing grain oriented electrical steel sheet
WO2020149347A1 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
US20220081746A1 (en) Method for producing grain oriented electrical steel sheet
WO2019146697A1 (ja) 方向性電磁鋼板
US20220119905A1 (en) Method for producing grain oriented electrical steel sheet
JP7339549B2 (ja) フォルステライト皮膜を有しない絶縁皮膜密着性に優れる方向性電磁鋼板
RU2771130C1 (ru) Способ производства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой
US11946113B2 (en) Method for producing grain oriented electrical steel sheet
US20220098693A1 (en) Method for producing grain oriented electrical steel sheet
US20220106661A1 (en) Method for producing grain oriented electrical steel sheet
KR20220044836A (ko) 방향성 전자 강판의 제조 방법
JP2005120452A (ja) 磁気特性および被膜特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 19744050

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019567147

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20207021397

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019744050

Country of ref document: EP

Effective date: 20200825

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112020014283

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112020014283

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20200713