WO2020145319A1 - 方向性電磁鋼板の製造方法および方向性電磁鋼板 - Google Patents

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WO2020145319A1
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宣郷 森重
龍太郎 山縣
田中　一郎
隆史 片岡
春彦 渥美
嘉宏 諏訪
水上　和実
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日本製鉄株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a grain-oriented electrical steel sheet and a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet.
  • Oriented electrical steel sheet is a steel sheet that contains Si in an amount of about 2 to 5% by mass, and the crystal grain orientation of the steel sheet is highly integrated in the ⁇ 110 ⁇ 001> orientation called the Goss orientation.
  • the grain-oriented electrical steel sheet has excellent magnetic properties and is used, for example, as a core material of a static inductor such as a transformer.
  • grain-oriented electrical steel sheets are required to further reduce iron loss.
  • it is effective to increase the degree of integration of the crystal grains of the steel sheet in the Goss orientation to improve the magnetic flux density and reduce the hysteresis loss.
  • MnS and AlN as exemplified in the following Patent Document 1 are used as inhibitors, and a method of rolling at a reduction ratio of more than 80% in the final cold rolling step is exemplified, or the following Patent Document 2 is exemplified.
  • a method of using such MnS and MnSe as inhibitors and performing two cold rolling steps can be mentioned.
  • Patent Document 3 discloses a technique of adding 100 to 5000 g/T of Bi to molten steel.
  • a technique for improving the magnetic flux density in the final product plate when Bi is added to molten steel is disclosed.
  • the following Patent Documents 4 to 6 disclose techniques for improving the adhesion between the primary coating and the steel sheet by adding a compound of a rare earth metal and a compound of an alkaline earth metal to an annealing separator together.
  • Patent Document 7 discloses a technique of manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet having a reduced iron loss over the entire coil length by controlling the heat pattern in the temperature rising process of primary recrystallization annealing.
  • Patent Document 8 discloses a technique for reducing the iron loss value of the grain-oriented electrical steel sheet by strictly controlling the average grain size of the crystal grains after secondary recrystallization and the deviation angle from the ideal orientation. Is disclosed.
  • Japanese Patent Publication No. 40-15644 Japanese Patent Publication No. 51-13469 JP-A-6-88171 Japanese Patent No. 5419459 Japanese Patent No. 5230194 JP 2012-214902 A International Publication No. 2014/049770 Pamphlet JP-A-7-268567
  • Patent Document 7 in the temperature rising process of the primary recrystallization annealing, by rapidly raising the temperature between 500° C. and 600° C. at 100° C./s or more, the grain-oriented electrical steel sheet It has been confirmed that the magnetic properties can be greatly affected.
  • Patent Document 8 discloses that in the temperature raising process of the primary recrystallization annealing, the temperature raising temperature up to 850°C is set to 300°C/s.
  • Patent Documents 7 and 8 above details of how the magnetic properties of the grain-oriented electrical steel sheet are affected when the temperature rising rate of the rapid temperature rising in primary recrystallization annealing is further increased will be described. Had not been considered by.
  • the rapid temperature rise in primary recrystallization annealing causes large variations in the magnetic flux density B8 value of the grain-oriented electrical steel sheet for each coil. Therefore, even if rapid temperature rising is performed, a grain-oriented electrical steel sheet with low iron loss may not be obtained depending on the conditions of the content of the annealing separator.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and an object of the present invention is to add Bi to molten steel to enhance the heat resistance of the inhibitor and at the same time to perform rapid recrystallization annealing.
  • an object of the present invention is to add Bi to molten steel to enhance the heat resistance of the inhibitor and at the same time to perform rapid recrystallization annealing.
  • the temperature is increased, it is possible to produce a grain-oriented electrical steel sheet having a higher magnetic flux density and excellent adhesion between the primary coating and the steel sheet, a method for producing a new and improved grain-oriented electrical steel sheet, and It is to provide a grain-oriented electrical steel sheet manufactured by the manufacturing method.
  • C 0.02% or more and 0.10% or less
  • Si 2.5% or more and 4.5% or less
  • Mn 0. 0.01% or more and 0.15% or less
  • the sum of one or two of S and Se 0.001% or more and 0.050% or less
  • acid-soluble Al 0.01% or more and 0.05% or less
  • N 0.002% or more and 0.015% or less
  • Bi 0.0005% or more and 0.05% or less
  • the balance slab consisting of Fe and impurities is heated to 1280° C. or more to perform hot rolling.
  • a step of forming a hot-rolled steel sheet by performing the hot-rolled steel sheet annealing to the hot-rolled steel sheet, and then performing cold rolling once or two or more cold rolling steps with intermediate annealing A step of forming a rolled steel sheet, a step of subjecting the cold rolled steel sheet to primary recrystallization annealing, and a step of applying an annealing separator containing MgO to the surface of the cold rolled steel sheet after primary recrystallization annealing, and then applying a finish annealing And a step of applying an insulating coating to the steel sheet after finish annealing and then performing flattening annealing, In the temperature rising process of the primary recrystallization annealing, the average temperature rising rate Va1 (° C./s) between the temperature rising start and 550° C., the average temperature rising rate Va2 (° C./s) between 550° C.
  • the average heating rate Va3 (° C./s) between 700° C. and the end of heating is Va1 ⁇ Va2, 400 ⁇ Va2, Va3 ⁇ Va2.
  • the filling, In the annealing separator when the MgO content in the annealing separator is 100% by mass, TiO 2 is 0.5% or more and 10% or less, an oxide, a sulfide, a sulfate of a rare earth metal, One or more of silicides, phosphates, hydroxides, carbonates, borides, chlorides, and fluorides of 0.1% to 10% in terms of rare earth metal, Ca, Sr, and Ba.
  • C 0.005% or less
  • Si 2.5 to 4.5%
  • Mn 0.01 to 0
  • Grain-oriented electrical steel sheet including a base material steel sheet containing 0.1% of 0.1% and a balance of Fe and impurities, and a primary coating formed on the surface of the base material steel sheet and containing Mg 2 SiO 4 as a main component.
  • the peak position D Al of the Al emission intensity obtained when performing elemental analysis by glow discharge emission spectrometry in the plate thickness direction of the grain-oriented electrical steel sheet from the surface of the primary coating is the plate thickness from the surface of the primary coating.
  • the number density ND of Al oxide is 0.02 to 0.20 pieces/ ⁇ m 2
  • elemental analysis was performed by glow discharge emission spectrometry from the surface of the primary coating in the plate thickness direction of the grain-oriented electrical steel sheet.
  • the peak position D S of the S emission intensity obtained at this time is in the range of 1.0 to 10.0 ⁇ m from the surface of the primary coating in the plate thickness direction, and D S ⁇ D Al , and the magnetic flux density is There is provided a grain-oriented electrical steel sheet having a B8 value of 1.92T or more.
  • the base steel sheet is, in mass %, Cu: 0.01% or more and 0.30% or less, Sn: 0.01% or more and 0.30% or less, Ni: 0.01% or more. You may further contain 0.31% or less, Cr:0.01% or more and 0.30% or less, or Sb:0.01% or more and 0.30% or less any 1 type or 2 types or more.
  • Bi is added to the molten steel to enhance the heat resistance of the inhibitor, and at the same time, by appropriately adding the rare earth metal compound and the alkaline earth metal compound to the annealing separator, the adhesion between the primary coating and the steel sheet is improved.
  • Goss-oriented grains in the vicinity of the surface layer which are increased by increasing the heating rate of the primary recrystallization annealing, and the sulfur element content in the annealing separator, the heating rate in the finish annealing, and the annealing separator. It is possible to provide a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet that can improve the magnetic flux density by appropriately controlling the amount of water released from the steel sheet, which makes it difficult to disappear in the secondary recrystallization process.
  • the average temperature rising rate Va2 (°C/s) between 550°C and 700°C in the temperature rising process of the primary recrystallization annealing is plotted on the abscissa, and the content of sulfate or sulfide in the annealing separator is converted to elemental sulfur. It is the graph figure which plotted the result shown in Table 1 by taking quantity A (%) on the vertical axis.
  • the notation “A to B” for the numerical values A and B means “A or more and B or less”.
  • the unit is also applied to the numerical value A.
  • the present inventors are expected to enhance the heat resistance of the inhibitor and improve the magnetic flux density by adding Bi to the molten steel, but the adhesion between the primary coating and the steel sheet is expected. With respect to the problem of deterioration, it has been found that the adhesion between the primary coating and the steel sheet can be improved by adding a rare earth metal compound and an alkaline earth metal compound to the annealing separator.
  • the grain size of the grain-oriented electrical steel sheet is high depending on the temperature rising rate of primary recrystallization annealing, the temperature rising rate of finish annealing, and the moisture release condition from the annealing separator. There was a problem that the magnetic flux density could not be obtained.
  • the inventors of the present invention have conducted extensive studies from the viewpoint that the Goss-oriented grains near the surface layer increased by increasing the temperature rising rate of the primary recrystallization annealing are difficult to disappear in the secondary recrystallization process, It was found that the magnetic flux density can be improved by appropriately controlling the sulfur element content in the annealing separator, the temperature rising rate in finish annealing, and the amount of water released from the annealing separator.
  • One embodiment of the present invention is a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet having the following configuration.
  • C 0.02% or more and 0.10% or less
  • Si 2.5% or more and 4.5% or less
  • Mn 0.01% or more and 0.15% or less
  • acid-soluble Al 0.01% or more and 0.05% or less
  • N 0.002% or more and 0.015% or less
  • Bi 0.0005 % Or more and 0.05% or less
  • the slab is heated to 1280° C.
  • hot-rolled sheet annealing After performing hot-rolled sheet annealing, by performing cold rolling once or more cold rolling sandwiching intermediate annealing, a step of forming a cold-rolled steel sheet, and a primary recrystallization annealing to the cold-rolled steel sheet.
  • Step of applying after applying an annealing separator containing MgO on the surface of the cold rolled steel sheet after primary recrystallization annealing, a step of applying finish annealing, and applying an insulating coating to the steel sheet after finish annealing, and then flattening Including a step of applying annealing,
  • the average temperature rising rate Va1 (° C./s) between the temperature rising start and 550° C.
  • the average temperature rising rate Va2 (° C./s) between 550° C. and 700° C.
  • the average heating rate Va3 (° C./s) between 700° C.
  • the temperature rate Vf (° C./h) is 5 ⁇ Vf ⁇ (21-4 ⁇ A).
  • the content of C (carbon) is 0.02% or more and 0.10% or less.
  • C has various roles, when the content of C is less than 0.02%, the crystal grain size becomes excessively large during heating of the slab, which causes the iron loss of the final grain-oriented electrical steel sheet. It is not preferable because it increases the value. If the C content exceeds 0.10%, the decarburization time becomes long during decarburization after cold rolling, and the manufacturing cost increases, which is not preferable. Further, if the C content exceeds 0.10%, decarburization is likely to be incomplete, and magnetic aging may occur in the final grain-oriented electrical steel sheet, which is not preferable. Therefore, the content of C is 0.02% or more and 0.10% or less, and preferably 0.05% or more and 0.09% or less.
  • the content of Si is 2.5% or more and 4.5% or less.
  • Si increases the electrical resistance of the steel sheet and reduces eddy current loss, which is one of the causes of iron loss. If the Si content is less than 2.5%, it becomes difficult to sufficiently suppress the eddy current loss of the final grain-oriented electrical steel sheet, which is not preferable. When the Si content exceeds 4.5%, the workability of the grain-oriented electrical steel sheet is deteriorated, which is not preferable. Therefore, the Si content is 2.5% or more and 4.5% or less, and preferably 2.7% or more and 4.0% or less.
  • the content of Mn (manganese) is 0.01% or more and 0.15% or less.
  • Mn forms MnS and MnSe, which are inhibitors that influence secondary recrystallization. If the Mn content is less than 0.01%, the absolute amounts of MnS and MnSe that cause secondary recrystallization are insufficient, which is not preferable. If the Mn content exceeds 0.15%, it is difficult to form a solid solution with Mn when the slab is heated, which is not preferable. On the other hand, if the Mn content exceeds 0.15%, the precipitation size of MnS and MnSe, which are inhibitors, tends to be coarse, and the optimum size distribution as an inhibitor is impaired, which is not preferable. Therefore, the Mn content is 0.01% or more and 0.15% or less, and preferably 0.03% or more and 0.13% or less.
  • the total content of S (sulfur) and Se (selenium) is 0.001% or more and 0.050% or less.
  • S and Se form an inhibitor with Mn mentioned above. Both S and Se may be contained in the slab, but at least one of them may be contained in the slab. If the total content of S and Se is out of the above range, a sufficient inhibitory effect cannot be obtained, which is not preferable. Therefore, the total content of S and Se is 0.001% or more and 0.050% or less, and preferably 0.001% or more and 0.040% or less.
  • the content of acid-soluble Al is 0.01% or more and 0.05% or less.
  • the acid-soluble Al constitutes an inhibitor necessary for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density.
  • the content of the acid-soluble Al is less than 0.01%, the amount of the acid-soluble Al is insufficient and the inhibitor strength is insufficient, which is not preferable.
  • the content of the acid-soluble Al is more than 0.05%, AlN precipitated as an inhibitor becomes coarse and the inhibitor strength is lowered, which is not preferable. Therefore, the content of the acid-soluble Al is 0.01% or more and 0.05% or less, and preferably 0.01% or more and 0.04% or less.
  • N nitrogen
  • N nitrogen
  • N forms an inhibitor, AlN, with the acid-soluble Al described above. If the N content is out of the above range, a sufficient inhibitory effect cannot be obtained, which is not preferable. Therefore, the N content is 0.002% or more and 0.015% or less, and preferably 0.002% or more and 0.012% or less.
  • the Bi (bismuth) content is 0.0005% or more and 0.05% or less. It is presumed that Bi has the effect of enhancing the heat resistance of MnS and AlN, which are inhibitors, increasing the secondary recrystallization temperature, and improving the magnetic flux density. If the Bi content is less than 0.0005%, a sufficient inhibitor heat resistance-enhancing effect cannot be obtained, which is not preferable. If the Bi content is more than 0.05%, the brittleness of the steel sheet in hot rolling deteriorates, making it difficult to pass the steel sheet and reducing the productivity, which is not preferable. Therefore, the content of Bi is 0.0005% or more and 0.05% or less, and preferably 0.0010% or more and 0.02% or less.
  • the slab used for manufacturing the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment is, in addition to the above-mentioned elements, any one of Cu, Sn, Ni, Cr, or Sb as an element that stabilizes secondary recrystallization. You may contain 1 type(s) or 2 or more types. When the slab contains the above elements, the magnetic flux density of the grain-oriented electrical steel sheet produced can be further improved.
  • the content of each of these elements may be 0.01% or more and 0.3% or less. If the content of each of these elements is less than 0.01%, the effect of stabilizing secondary recrystallization cannot be sufficiently obtained, which is not preferable. When the content of each of these elements exceeds 0.3%, the effect of stabilizing secondary recrystallization is saturated, which is not preferable from the viewpoint of suppressing an increase in manufacturing cost.
  • a slab is formed by casting the molten steel adjusted to the composition described above.
  • the method of casting the slab is not particularly limited. Further, in research and development, even if a steel ingot is formed in a vacuum melting furnace or the like, the same effects as in the case where a slab is formed can be confirmed for the above components.
  • the slab is heated and hot-rolled to form a hot-rolled steel sheet.
  • the inhibitor component in the slab is completely dissolved. If the heating temperature of the slab is lower than 1280° C., it is difficult to sufficiently solution-ize the inhibitor components such as MnS, MnSe, and AlN, which is not preferable.
  • the upper limit of the heating temperature of the slab at this time is not particularly specified, but is preferably 1450° C. from the viewpoint of equipment protection, and for example, the heating temperature of the slab may be 1300° C. or more and 1450° C. or less.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet after processing may be, for example, 1.8 mm or more and 3.5 mm or less.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet is less than 1.8 mm, the temperature of the steel sheet after hot rolling is lowered and the precipitation amount of AlN in the steel sheet is increased, so that the secondary recrystallization becomes unstable and the final In a grain-oriented electrical steel sheet having a typical thickness of 0.23 mm or less, the magnetic properties are deteriorated, which is not preferable. If the thickness of the hot-rolled steel sheet is more than 3.5 mm, the rolling load in the cold rolling process becomes large, which is not preferable.
  • the processed hot-rolled steel sheet is subjected to hot-rolled sheet annealing, and then cold-rolled once, or cold-rolled a plurality of times with intermediate annealing, thereby cold rolling. Processed into steel plate. In the case of rolling by cold rolling a plurality of times with the intermediate annealing sandwiched, it is possible to omit the hot-rolled sheet annealing in the preceding stage. However, when the hot-rolled sheet is annealed, the shape of the steel sheet becomes better, so that the possibility of the steel sheet breaking during cold rolling can be reduced.
  • the steel sheet may be heat-treated at about 300° C. or lower during cold rolling passes, between rolling roll stands, or during rolling. In such a case, the magnetic properties of the final grain-oriented electrical steel sheet can be improved.
  • the hot-rolled steel sheet may be rolled by cold rolling three or more times. However, since the cold rolling of many times increases the manufacturing cost, the hot-rolled steel sheet is cold-rolled once or twice. It is preferably rolled by rolling. When cold rolling is performed by reverse rolling such as a Sendzimir mill, the number of passes in each cold rolling is not particularly limited, but is preferably 9 or less from the viewpoint of manufacturing cost.
  • the temperature rise is started from around room temperature and the temperature is raised to about the decarburization annealing temperature, and the rate of temperature rise during that period is various.
  • the average heating rate Va1 (° C./s) between the start of temperature rising and 550° C.
  • the average heating rate Va2 (° C./s between 550° C. and 700° C. )
  • the average heating rate Va3 (° C./s) between 700° C. and the end of heating is Va1 ⁇ Va2, 400 ⁇ Va2, Va3 ⁇ Va2.
  • the temperature rising start temperature and ultimate temperature of the primary recrystallization annealing are not particularly limited.
  • the rapid temperature rise of the cold-rolled steel sheet in the primary recrystallization annealing is such that the average heating rate Va2 between 550°C and 700°C is 400°C/s or more.
  • the Goss-oriented grains before secondary recrystallization of the cold-rolled steel sheet can be further increased, and the final magnetic flux density of the grain-oriented electrical steel sheet can be improved.
  • the temperature range of the rapid temperature rise is 550°C to 700°C.
  • the average heating rate Va2 between 550° C. and 700° C. is 700° C./s or more
  • Goss-oriented grains before secondary recrystallization can be further increased, and the final grain-oriented electrical steel sheet It is more preferable because the magnetic flux density can be further improved.
  • the average rate of temperature rise Va2 is less than 400° C./s
  • the Goss-oriented grains are insufficient, and therefore, in the secondary recrystallization process, oriented grains other than the oriented grains close to the ideal Goss orientation, for example, swinging Goss-oriented grains. Since abnormal grain growth also occurs, the magnetic flux density of the final grain-oriented electrical steel sheet deteriorates, which is not preferable.
  • the steel sheet of sulfur contained in the annealing separator is added in the finish annealing temperature rising process.
  • the mechanism that promotes the invasion of water is not necessarily clear, but it is presumed as follows. First, in the temperature rising process of the primary recrystallization annealing, when the average temperature rising rate between 550° C. and 700° C. is 400° C./s or more, the residence time at 550° C. to 700° C. is short, so that an oxide layer is formed, In particular, formation of an external oxide film is suppressed.
  • the formation amount of the outer oxide film is reduced, so that the formation of the inner oxide layer is promoted.
  • the interface between the internal oxide layer and the base metal serves as a path for sulfur diffusion, which promotes the infiltration of sulfur from the annealing separating agent during the temperature rising process during finish annealing.
  • the average heating rate Va2 between 550° C. and 700° C. is the average heating rate when the temperature of the steel sheet rises from 550° C. to 700° C.
  • Such rapid temperature rise can be carried out by using, for example, an electric heating method or an induction heating method.
  • the average heating rate Va1 (°C/s) between the start of heating and 550°C is Va1 ⁇ Va2.
  • Va1>Va2 the temperature of the steel sheet becomes non-uniform before the rapid temperature rise between 550° C. and 700° C., the rapid heating effect varies, and the magnetic properties of the finally obtained grain-oriented electrical steel sheet are improved. It is not preferable because it may not be done.
  • the average heating rate Va3 (°C/s) between 700°C and the end of heating is Va3 ⁇ Va2.
  • Va3>Va2 the oxide film after decarburization annealing changes and the expected effect of infiltration of sulfur from the annealing separating agent in the final annealing temperature rising process cannot be obtained, and the finally obtained grain-oriented electrical steel sheet. It is not preferable because the magnetic properties of may not be improved.
  • the temperature raising process may be performed by a plurality of devices. For example, recovery of the steel sheet, that is, holding or gradual cooling at a temperature lower than 550° C. at which the dislocation density in the steel decreases, can be performed because the temperature uniformity of the steel sheet before the temperature rise can be improved. I don't care. Further, the temperature raising process including the temperature raising from 550° C. to 700° C. may also be performed by one or more devices.
  • the point at which the temperature rise is started means a transition from a state where the temperature of the steel sheet is decreased to a state where the temperature of the steel sheet is increased on the low temperature side of 550° C. or lower (that is, a point where the temperature change has a minimum value).
  • the point at which the temperature rise is completed means a transition from a state where the temperature of the steel sheet is increased to a state where the temperature of the steel sheet is decreased (that is, a point where the temperature change has a maximum value) on the high temperature side of 700° C. or higher. ).
  • the method of determining the temperature rising start point and the rapid temperature rising end point is not particularly limited, but it is possible to make the determination by measuring the steel plate temperature using a radiation thermometer or the like.
  • the method for measuring the steel plate temperature is not particularly limited. Further, even if the temperature rising end temperature of the primary recrystallization is lower than or higher than the subsequent decarburization annealing temperature, the effect of the present invention is not impaired.
  • the temperature increase termination temperature of the primary recrystallization is lower than the decarburization annealing temperature
  • heating may be performed in the decarburization annealing step.
  • heat treatment or gas cooling treatment may be performed to cool the steel sheet temperature. Further, after cooling to a temperature lower than the decarburization annealing temperature, it may be reheated in the decarburization annealing step.
  • the inlet temperature and the outlet temperature of the steel sheet to the temperature raising device during the temperature raising process may be used as the temperature raising start point and the rapid temperature raising end point.
  • the oxygen partial pressure ratio that is, the vapor partial pressure P H2O and the hydrogen partial pressure P H2 in the atmosphere.
  • the ratio P H2O /P H2 may be, for example, 0.1 or less.
  • the cold-rolled steel sheet is decarburized and annealed.
  • the decarburization annealing is performed at a temperature of 900° C. or lower in a wet atmosphere containing hydrogen and nitrogen.
  • the cold rolled steel sheet may be subjected to decarburization annealing and then reduction annealing for the purpose of improving magnetic properties and coating properties.
  • finish annealing is performed on the cold rolled steel sheet after the primary recrystallization annealing.
  • an annealing separator containing MgO as a main component is applied before finish annealing for the purpose of preventing seizure between steel sheets, forming a primary coating film, controlling secondary recrystallization behavior, and the like.
  • the annealing separator is generally applied and dried on the surface of the steel sheet in the state of water slurry, but an electrostatic coating method or the like may be used.
  • the additive of the annealing separator has a great influence particularly on the adhesion between the primary coating and the steel sheet and the secondary recrystallization behavior.
  • the content is the content (% by mass) of the additive when the content of MgO, which is the main component of the annealing separator, is 100% by mass.
  • the “main component” means a component contained in a certain substance in an amount of 50% by mass or more, preferably 70% by mass or more, and more preferably 90% by mass or more.
  • Adhesion amount of the steel sheet in the annealing separating agent, per side for example, preferably 2 g / m 2 or more 10 g / m 2 or less. If the amount of the annealing separator attached to the steel sheet is less than 2 g/m 2 , the steel sheets will be seized with each other in the finish annealing, which is not preferable. If the amount of the annealing separator deposited on the steel sheet exceeds 10 g/m 2 , the manufacturing cost will increase, which is not preferable.
  • the content of TiO 2 is 0.5% or more and 10% or less.
  • TiO 2 has a great influence on the adhesion between the primary coating and the steel sheet. If it is less than 0.5%, the effect of improving the adhesion is not sufficient, and if it is more than 10%, Ti dissolves in the steel sheet during the finish annealing process, and fine precipitates such as TiC are formed later. It is not preferable because it may deteriorate magnetism (magnetic aging). Therefore, the content of TiO 2 is 0.5% or more and 10% or less, and more preferably 1.0% or more and 8% or less.
  • the content of the rare earth metal compound is 0.1% or more and 10% or less in terms of rare earth metal. If it is less than 0.1%, the effect of improving the adhesiveness is not sufficient, and if it exceeds 10%, the manufacturing cost increases, which is not preferable. Therefore, the content of the rare earth metal compound is 0.1% or more and 10% or less in terms of rare earth metal, and more preferably 0.2% or more and 8% or less.
  • the rare earth metal compound is not particularly limited and may be one of oxides, sulfides, sulfates, silicides, phosphates, hydroxides, carbonates, borides, chlorides, and fluorides. You may mix 2 or more types.
  • the rare earth metal compound it is more preferable to use a compound of La, Ce, or Y from the viewpoint of easy availability and cost. That is, in the present invention, the rare earth metal is more preferably selected from the group consisting of La, Ce, and Y.
  • the content of the alkaline earth metal compound is 0.1% or more and 10% or less in terms of alkaline earth metal. If it is less than 0.1%, the effect of improving the adhesiveness is not sufficient, and if it is more than 10%, the coating property of the annealing separator slurry is deteriorated, which is not preferable. Therefore, the content of the alkaline earth metal compound is 0.1% or more and 10% or less in terms of alkaline earth metal, and more preferably 0.2% or more and 8% or less.
  • the alkaline earth metal compound is not particularly limited, but the alkaline earth metal sulfate, carbonate, hydroxide, chloride and oxide selected from the group consisting of Ca, Sr and Ba are used. It is preferable that these compounds be used, and these compounds may be used alone or in combination of two or more.
  • the content of sulfate or sulfide satisfies the condition of (0.00025 ⁇ Va2) ⁇ A ⁇ 1.5 in terms of A% in terms of sulfur element.
  • a ⁇ (0.00025 ⁇ Va2) the effect of increasing the temperature rising rate of primary recrystallization annealing to increase Goss-oriented grains cannot be utilized, and the effect of improving the magnetic flux density becomes small, which is not preferable.
  • 1.5 ⁇ A secondary recrystallization becomes unstable, which is not preferable. Therefore, the content of sulfate or sulfide satisfies the condition of (0.00025 ⁇ Va2) ⁇ A ⁇ 1.5 as A% in terms of sulfur element.
  • the sulfate or sulfide contained in the annealing separator affects the behavior of the inhibitor strength in the secondary recrystallization process. That is, by setting the temperature rising rate of the primary recrystallization annealing to 400° C./s or more, Goss-oriented grains mainly increase near the surface layer.
  • the annealing separator contains a sulfur compound, sulfur infiltrates (sulfides) into the steel sheet in the secondary recrystallization process to form MnS in the steel, thereby improving the inhibitor strength near the surface layer.
  • the MnS formation behavior is strongly influenced by the temperature rising rate of finish annealing and the moisture release rate from the annealing separator.
  • a grain growth suppression layer of MnS is formed near the surface layer, and It is presumed that the surface layer Goss oriented grains are less likely to be eroded by the other oriented grains during the crystallization process and the magnetic flux density is improved.
  • finish annealing is performed for the purpose of forming a primary film and secondary recrystallization.
  • the finish annealing may be performed, for example, by heat-treating the coil-shaped steel sheet using a batch heating furnace or the like.
  • a purification treatment may be performed in which the coiled steel sheet is heated to a temperature of about 1200° C. and then held.
  • the temperature is generally raised from about room temperature, and the temperature rising rate of the finish annealing is various.
  • the moisture release rate from the annealing separator between room temperature and 700° C. is 0.5% or more and 6.0% or less, and between 900° C. and 1100° C. It is characterized in that the average heating rate Vf of is within a predetermined range.
  • the water release rate from the annealing separator from room temperature to 700°C during the temperature rising process of the finish annealing shows the state of the internal oxide layer formed by decarburization annealing, and the infiltration of sulfur from the annealing separator to the steel sheet starts. It is very important to keep proper up.
  • the water release rate from the annealing separating agent from room temperature to 700° C. in the temperature rising process of finish annealing is 0.5% or more and 6.0% or less. If the water release rate is less than 0.5%, the amount of additional oxidation during the temperature of the finish annealing is insufficient, and the internal oxide layer becomes discontinuous in the process of aggregating, and the sulfur diffusion path from the surface to the inner layer disappears. It is not preferable.
  • the water release rate from the annealing separating agent from room temperature to 700° C. in the temperature rising process of the finishing annealing is, for example, from the surface of the steel sheet annealed until the finishing annealing is started after the annealing separating agent is applied and dried. It may be measured as the weight loss rate during the temperature rise from room temperature to 700° C. after recovering the separating agent.
  • the atmosphere during the temperature increase from room temperature to 700° C. may be nitrogen or Ar.
  • the weight reduction rate may be calculated by placing the annealing separator in a crucible and measuring the weight before and after the temperature rise, or may be measured with a thermogravimetric measuring device.
  • the average heating rate Vf (°C/h) between 900°C and 1100°C in the temperature rising process of finish annealing is 5 ⁇ Vf ⁇ (21-4 x A).
  • Vf ⁇ 5 the heat treatment time becomes too long and the productivity deteriorates, which is not preferable.
  • (21-4 ⁇ A) ⁇ Vf the temperature rising rate was too fast and the sulfate or sulfide in the annealing separator decomposed, and the amount of sulfur entering the steel became insufficient, and near the surface layer.
  • the grain growth suppressing layer is not sufficiently formed by MnS, which is not preferable.
  • the average heating rate Vf (°C/h) between 900°C and 1100°C in the temperature rising process of finish annealing is 5 ⁇ Vf ⁇ (21-4 ⁇ A).
  • the average heating rate Vf is the average heating rate when the temperature of the steel sheet rises from 900°C to 1100°C, but when finish annealing is performed on a coiled steel sheet using a batch type heating furnace.
  • the average heating rate Vf may be calculated from the temperature of the heating furnace or the temperature of the coil surface.
  • the temperature range of the average heating rate Vf is 900°C to 1100°C.
  • the temperature rising start temperature of the average temperature rising rate Vf is higher than 900° C., it is a temperature range in which abnormal grain growth of oriented grains other than Goss oriented grains is also possible. Therefore, rapid temperature rising rate and annealing separation in primary recrystallization annealing are performed. This is not preferable because the effect of preferential growth of Goss-oriented grains by the average heating rate Vf defined by the sulfur element conversion amount in the agent is reduced.
  • the end temperature of the average temperature rising rate Vf is less than 1100° C., the secondary recrystallization of Goss-oriented grains is not completed, and abnormal grain growth of other oriented grains may occur. This is not preferable because the effect of preferential growth of Goss-oriented grains by the temperature rate Vf is reduced.
  • the heat pattern in the temperature range of 1100° C. or higher in the temperature rising process of finish annealing is not particularly limited, and general finish annealing conditions can be used. For example, it may be 5° C./h to 100° C./h from the viewpoint of productivity and general facility restrictions. Alternatively, another known heat pattern may be used. Also in the cooling process, the heat pattern is not particularly limited.
  • the atmosphere gas composition during finish annealing is not particularly limited.
  • a mixed gas of nitrogen and hydrogen may be used in the secondary recrystallization process.
  • a dry atmosphere or a wet atmosphere may be used.
  • the purification annealing may be dry hydrogen gas.
  • Step of performing flattening annealing for the purpose of imparting insulation and tension to the steel sheet, for example, an insulating coating containing aluminum phosphate or colloidal silica as a main component is applied to the surface of the steel sheet.
  • flattening annealing is performed for the purpose of baking the insulating film and flattening the steel sheet shape by finish annealing.
  • the components of the insulating coating are not particularly limited as long as the insulating property and the tension are applied to the steel plate.
  • the grain-oriented electrical steel sheet may be subjected to magnetic domain control processing depending on the purpose of the consumer.
  • the final process can manufacture the grain-oriented electrical steel sheet. According to the manufacturing method of the present embodiment, it is possible to manufacture a grain-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties and excellent adhesion between the primary coating and the steel sheet.
  • the grain-oriented electrical steel sheet thus obtained is processed into a transformer, for example, in a wound core transformer, after being wound into a predetermined size, the shape is corrected by a die or the like.
  • the inner peripheral side of the iron core is processed with a very small radius of curvature.
  • the coating peeling area ratio is 10% or less in the bending work adhesion test of 10 mm ⁇ .
  • the film peeling area ratio is the ratio of the area of the region where the primary film peels to the total area of the sample steel sheet.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment includes a base material steel sheet containing predetermined components and a primary coating film formed on the surface of the base material steel sheet and containing Mg 2 SiO 4 as a main component. ..
  • the C is an element effective in controlling the structure until the completion of the decarburization annealing process in the manufacturing process.
  • the C content is 0.005% or less, preferably 0.003% or less.
  • it is preferable that the C content is low, but even if the C content is reduced to less than 0.0001%, the effect of controlling the structure is saturated and the manufacturing cost only increases. Therefore, the C content may be 0.0001% or more.
  • Si reduces the eddy current loss that forms part of the iron loss by increasing the electrical resistance of the steel sheet.
  • Si is preferably contained in the base steel sheet in a range of 2.5% to 4.5% in mass %, and is contained in the base steel sheet in a range of 2.7% to 4.0%. More preferably. If the Si content is less than 2.5%, it becomes difficult to suppress the eddy current loss of the grain-oriented electrical steel sheet, which is not preferable. When the Si content exceeds 4.5%, the workability of the grain-oriented electrical steel sheet is deteriorated, which is not preferable.
  • Mn forms MnS and MnSe, which are inhibitors that influence secondary recrystallization.
  • Mn is preferably contained in the base steel sheet in a range of 0.01% to 0.15% by mass%, and is contained in the base steel sheet in a range of 0.03% to 0.13%. More preferably. If the Mn content is less than 0.01%, the absolute amounts of MnS and MnSe that cause secondary recrystallization are insufficient, which is not preferable. If the Mn content exceeds 0.15%, it becomes difficult to form a solid solution of Mn during slab heating, and the precipitation size of the inhibitor becomes coarse, so that the optimum size distribution of the inhibitor is impaired, which is not preferable.
  • the balance of the chemical composition of the base steel sheet of the grain-oriented electrical steel sheet according to the present invention consists of Fe and impurities.
  • the impurities are not limited to intentionally added when industrially manufacturing the base steel sheet, but also include ore as a raw material, scrap, or those unavoidably mixed from the manufacturing environment. Or, the following elements and the like which remain in the steel without being completely purified in the purification annealing are allowed within a range that does not adversely affect the grain-oriented electrical steel sheet of the present invention.
  • the upper limit of the total content of impurities is about 5%.
  • the base steel sheet of the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment contains any one or more of Cu, Sn, Ni, Cr, or Sb as an element that stabilizes secondary recrystallization. May be.
  • the base steel sheet contains the above elements, the iron loss value can be further reduced, so that better magnetic properties can be obtained.
  • the content of each of these elements may be 0.01% or more and 0.3% or less by mass %. If the content of each of these elements is less than 0.01%, the effect of stabilizing secondary recrystallization cannot be sufficiently obtained, which is not preferable. If the content of each of these elements exceeds 0.3%, the effect of stabilizing secondary recrystallization is saturated, which is not preferable from the viewpoint of suppressing an increase in the manufacturing cost of the grain-oriented electrical steel sheet.
  • the present inventors have also found that there is a close relationship between the adhesion between the primary coating and the steel sheet and the distribution of Al oxide in the primary coating. That is, in the grain-oriented electrical steel sheet according to the present invention, the peak position D Al of the Al emission intensity obtained when the elemental analysis by the glow discharge emission spectrometry is carried out from the surface of the primary coating in the thickness direction of the grain-oriented electrical steel sheet, It is arranged within the range of 2.0 to 12.0 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface of the primary coating.
  • the interface between the primary coating and the steel sheet has a fitting structure. Specifically, a part of the primary coating penetrates into the inside of the steel sheet from the surface of the steel sheet. A part of the primary coating that penetrates into the steel sheet from the surface of the steel sheet exhibits a so-called anchor effect to enhance the adhesion of the primary coating to the steel sheet.
  • a part of the primary coating that has entered from the surface of the steel sheet into the inside of the steel sheet is defined as the “root of the primary coating”.
  • the main component of the root of the primary coating is spinel (MgAl 2 O 4 ) which is a type of Al oxide. It is presumed that the peak of the Al emission intensity obtained when the elemental analysis by the glow discharge emission spectrometry is carried out reflects the existence position of the spinel.
  • the depth position from the surface of the primary coating of the above Al emission intensity peak is defined as the Al peak position D Al ( ⁇ m).
  • the Al peak position D Al is less than 2.0 ⁇ m, it means that the spinel is formed at a shallow position from the steel plate surface. That is, it means that the root of the primary film is shallow. In this case, the adhesion of the primary coating is low, which is not preferable.
  • the Al peak position D Al exceeds 12.0 ⁇ m, the root of the primary coating is excessively developed, and the root of the primary coating penetrates deep inside the steel sheet. In this case, the root of the primary coating hinders domain wall movement. As a result, the magnetic characteristics deteriorate, which is not preferable.
  • the Al peak position D Al is 2.0 to 12.0 ⁇ m, the adhesion of the coating can be enhanced while maintaining excellent magnetic properties.
  • the Al peak position D Al is more preferably 3.0 to 10 ⁇ m.
  • the Al peak position D Al can be measured by the following method. Elemental analysis is carried out using the well-known glow discharge emission spectrometry (GDS method). Specifically, an Ar atmosphere is set on the surface of the grain-oriented electrical steel sheet. A voltage is applied to the grain-oriented electrical steel sheet to generate glow plasma, and the surface of the steel sheet is sputtered and analyzed in the sheet thickness direction.
  • GDS method glow discharge emission spectrometry
  • Al contained in the surface layer of the steel sheet is identified on the basis of the emission spectrum wavelength peculiar to the element generated when atoms are excited in glow plasma. Further, the emission intensity of the identified Al is plotted in the depth direction. The Al peak position D Al is obtained based on the plotted Al emission intensity.
  • the depth position from the surface of the primary coating in elemental analysis can be calculated based on the sputtering time. Specifically, the relationship between the sputtering time and the sputtering depth (hereinafter referred to as the sample result) is obtained in advance for the standard sample. Using the sample results, the sputter time is converted to sputter depth. The converted sputter depth is defined as a depth position (depth position from the surface of the primary coating) obtained by elemental analysis (Al analysis). In the GDS method of the present invention, a commercially available high frequency glow discharge emission spectrometer can be used.
  • the final sputter depth at the time of sample measurement is preferably 1.5 times or more and 3 times or less than the Al peak position D Al in order to evaluate the Al peak position D Al without variation. Note that this measurement may be performed after the steel sheet after the application and baking of the insulating coating is immersed in a high temperature alkaline solution to remove the insulating coating and then washed with water.
  • the number density ND of Al oxides at the Al peak position D Al is 0.02 to 0.20 pieces/ ⁇ m 2 .
  • the Al peak position D Al corresponds to the root portion of the primary coating.
  • the number density ND of Al oxides is 0.02 to 0.20 pieces/ ⁇ m 2 .
  • the Al oxide number density ND is more preferably 0.03 to 0.15/ ⁇ m 2 .
  • the Al oxide number density ND can be obtained by the following method.
  • a glow discharge emission analyzer is used to perform glow discharge up to the Al peak position D Al .
  • an elemental analysis by an energy dispersive X-ray spectrometer (EDS) is performed on an arbitrary region (observation region) of 30 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m or more, and The Al oxide is specified.
  • EDS energy dispersive X-ray spectrometer
  • the Al oxide is specified.
  • a region in which 50% or more of the characteristic X-ray intensity of O is analyzed is specified as an oxide.
  • the specified oxide region a region in which 30% or more of the intensity of the specific X-ray of Al is analyzed with respect to the maximum intensity of the specific X-ray of Al is specified as the Al oxide.
  • the specified Al oxide is mainly spinel, and may be a silicate containing various alkaline earth metals and Al at high concentrations.
  • the present inventors have found that a part of the sulfur element contained in the sulfate or sulfide used for the inhibitor control in the secondary recrystallization process is a rare earth metal or alkaline earth metal contained in the annealing separator. It has been found that sulfides are formed by reacting with and remain in the primary coating or the steel sheet or its interface even after finish annealing.
  • the peak position D S of the S emission intensity obtained when performing elemental analysis by the glow discharge emission spectrometry from the surface of the primary coating in the thickness direction of the grain-oriented electrical steel sheet is: It is arranged within the range of 1.0 to 10.0 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface of the primary coating, and D S ⁇ D Al .
  • the peak position D S of the S emission intensity is arranged within the range of 1.0 to 6.0 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface of the primary coating, and D S ⁇ D Al .
  • the sulfur compound contained in the annealing separator decomposes in the secondary recrystallization process, and sulfur penetrates (sulfides) into the steel sheet to form MnS in the steel, whereby the inhibitor strength near the surface layer is improved.
  • the average heating rate Va2 between 550° C. and 700° C. is 400° C./s or more and the average heating rate Va3 between 700° C. and the end of heating is Va3 ⁇ Va2.
  • the formation of internal oxide layers is promoted in the subsequent decarburization annealing, the interface between these internal oxide layers and the base iron becomes a sulfur diffusion path, and the infiltration of sulfur from the annealing separator is promoted during the final annealing temperature rising process. It is speculated that Also, the moisture release rate from the annealing separator from room temperature to 700°C during the temperature rising process of finish annealing also affects sulfurization, and by appropriately performing additional oxidation during the temperature rising process of finish annealing, the steel sheet surface to the inner layer side It is speculated that the sulfur diffusion path up to is maintained.
  • the magnetic flux density B8 value may be further controlled.
  • the magnetic flux density B8 value is preferably 1.92T or more, more preferably 1.93T or more.
  • the magnetic flux density B8 value is the magnetic flux density when a magnetic field of 800 A/m is applied to the grain-oriented electrical steel sheet at 50 Hz.
  • the iron loss value in particular, hysteresis loss
  • the upper limit of the magnetic flux density B8 value is not particularly limited, but may be 2.0T in reality.
  • the magnetic properties of the grain-oriented electrical steel sheet such as the magnetic flux density can be measured by a known method.
  • the magnetic properties of grain-oriented electrical steel sheets are measured by using a method based on the Epstein test specified by JIS C2550, or a single plate magnetic property test method (Single Sheet Tester: SST) specified by JIS C2556. be able to.
  • a test piece may be sampled so as to have a width of 60 mm and a length of 300 mm, and the measurement may be performed in accordance with the single plate magnetic property test method.
  • the obtained result may be multiplied by a correction coefficient so that a measurement value equivalent to the method based on the Epstein test is obtained.
  • the measurement is performed by the measuring method based on the single plate magnetic property test method.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to this embodiment has been described.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to this embodiment can be manufactured by the above-described method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet according to this embodiment.
  • the method is not limited to this.
  • Example 1 First, in mass%, C: 0.08%, Si: 3.3%, Mn: 0.08%, S: 0.024%, acid-soluble Al: 0.03%, N: 0.009%, A steel ingot containing Bi: 0.03% and the balance Fe and impurities was produced. The steel ingot was annealed at 1350° C. for 1 hour and then hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet having a plate thickness of 2.3 mm. The obtained hot-rolled steel sheet was annealed at a maximum temperature of 1100° C. for 140 seconds, pickled, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.23 mm.
  • the obtained cold-rolled steel sheet has an average heating rate Va1 of 25° C. to 550° C., an average heating rate Va2 of 550° C. to 700° C., and an average heating rate of 700° C. to the end of heating.
  • Va1 25° C. to 550° C.
  • Va2 550° C. to 700° C.
  • 700° C. to the end of heating After raising the temperature Va3 and the temperature rise end temperature under the conditions shown in Table 1, primary recrystallization annealing was performed in a wet hydrogen atmosphere and at 850° C. for 180 seconds.
  • the annealing separation agent containing MgO was applied to the surface of the steel sheet after the primary recrystallization annealing in the state of water slurry and dried.
  • the amount of adhesion of the annealing separator after drying to the steel plate surface was 8 g/m 2 per one side of the steel plate. Then, finish annealing was performed and the steel sheet after finish annealing was washed with water.
  • the content of the annealing separator other than MgO is 5% of TiO 2 and 2 % of La 2 O 3 in terms of La when the MgO content is 100% by mass, and the balance is shown in Table 1. The compound of the conditions shown in was included.
  • the moisture release rate from the annealing separating agent between 25°C and 700°C in the temperature rising process of finish annealing is 3.0%, and the average heating rate from 25°C to 600°C in the temperature rising process of finish annealing is 100°C. /H, the average heating rate from 600°C to 900°C is 20°C/h, the average heating rate Vf from 900°C to 1100°C is 5°C/h, the average heating rate from 1100°C to 1200°C is 10°C/h. h and subjected to purification annealing at 1200° C. for 30 hours.
  • an insulating coating containing aluminum phosphate and colloidal silica as a main component was applied to the surface of the steel sheet, followed by baking of the insulating coating and flattening annealing for the purpose of flattening the steel sheet.
  • the sample of grain-oriented electrical steel sheet obtained above was sheared and strain-relieved and annealed, a sample size of 60 mm x 300 mm was used to measure the magnetic properties of the single plate (based on the method described in JIS C2556).
  • the magnetic flux density B8 value of the grain-oriented electrical steel sheets according to the example of the present invention and the comparative example was measured.
  • the B8 value is the magnetic flux density of the grain-oriented electrical steel sheet excited at 800 A/m at 50 Hz.
  • the average value of 5 samples is used.
  • the above sample was sheared to a width of 30 mm and subjected to a bending test of 10 mm ⁇ .
  • three test pieces were subjected to a bending test to obtain an average value of the peeled area ratio.
  • the condition that the magnetic flux density B8 value of the grain-oriented electrical steel sheet is 1.92 T or more and the peeling area ratio in the 10 mm ⁇ bending test is 10% or less was judged to be good (B).
  • the condition (B) was determined to be the best (A) when the condition B was satisfied and the magnetic flux density B8 value was 1.93T or more. Then, other than the above, it was determined to be impossible (C).
  • Table 1 shows the manufacturing conditions, measurement results, and evaluations of the above-described inventive examples and comparative examples. Furthermore, as a result of analyzing the contents of Si and Mn in the base material steel plate after the final step by high frequency inductively coupled plasma emission spectroscopy, in all the samples described in Example 1, Si in the base material steel plate after the final step was 3.2%, and the Mn content in the base material steel sheet after the final step was 0.08%. In addition, as a result of measuring the C content in the base material steel sheet after the final step using a carbon/sulfur analyzer, the carbon content in the base material steel sheet after the final step in all the samples described in Example 1 was It was 0.002%.
  • the grain-oriented electrical steel sheet satisfying the conditions of the present embodiment had a good determination. Further, in the example of the present invention in which the average heating rate Va2 between 550° C. and 700° C. in the temperature rising process of the primary recrystallization annealing is 700° C./s or more, the magnetic flux density B8 value is 1.93 T or more. Therefore, it was found that the judgment was the best.
  • FIG. 1 shows a graph in which the results shown under the conditions of A1 to A28 in Table 1 are plotted on the vertical axis as A%.
  • the average heating rate Va2 (° C./° C.) between 550° C. and 700° C. in the temperature rising process of primary recrystallization annealing is plotted. It is found that there is a relationship of the following Expression 1 defined by the conditions according to the present embodiment between s) and A (%) of the sulfate or sulfide in the annealing separator in terms of elemental sulfur. It was
  • Example 2 First, in mass%, C: 0.08%, Si: 3.2%, Mn: 0.08%, S: 0.003%, Se: 0.019%, acid-soluble Al: 0.03%, A steel ingot containing N: 0.009%, Bi: 0.02% and the balance being Fe and impurities was produced.
  • the steel ingot was annealed at 1380° C. for 1 hour and then hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet having a plate thickness of 2.3 mm.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was annealed at a maximum temperature of 1100° C. for 140 seconds, pickled, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.23 mm.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was subjected to the conditions shown in Table 2 with an average heating rate Va1 between 25° C. and 550° C. of 100° C./s and an average heating rate Va2 between 550° C. and 700° C.
  • the average temperature rising rate Va3 of 700° C. to 850° C. was raised at 100° C./s, and primary recrystallization annealing was performed at 850° C. for 180 seconds in a wet hydrogen atmosphere.
  • the annealing separation agent containing MgO was applied to the surface of the steel sheet after the primary recrystallization annealing in the state of water slurry and dried.
  • the adhesion amount of the annealing separator after drying on the surface of the steel sheet was 5 g/m 2 per one side of the steel sheet. Then, finish annealing was performed and the steel sheet after finish annealing was washed with water.
  • the content of the annealing separator other than MgO is 5% of TiO 2 and 2 % of CeO 2 in terms of Ce when the content of MgO is 100% by mass, and the balance is shown in Table 2.
  • the compound of the conditions shown was included.
  • the water release rate from the annealing separating agent between 25° C. and 700° C. in the temperature rising process of the finish annealing is 1.5%, and the average temperature rising rate of 25° C. to 600° C.
  • the average heating rate from 600°C to 900°C is 15°C/h
  • the average heating rate Vf from 900°C to 1100°C is set as the conditions shown in Table 2
  • the average heating rate from 1100°C to 1200°C is set.
  • Purification annealing was performed at 15° C./h for 30 hours at 1200° C. After that, an insulating coating containing aluminum phosphate and colloidal silica as a main component was applied to the surface of the steel sheet, followed by baking of the insulating coating and flattening annealing for the purpose of flattening the steel sheet.
  • the sample of grain-oriented electrical steel sheet obtained above was sheared and strain-relieved and annealed, a sample size of 60 mm x 300 mm was used to measure the magnetic properties of the single plate (based on the method described in JIS C2556).
  • the magnetic flux density B8 value of the grain-oriented electrical steel sheets according to the example of the present invention and the comparative example was measured.
  • the B8 value is the magnetic flux density of the grain-oriented electrical steel sheet excited at 800 A/m at 50 Hz.
  • the average value of 5 samples is used.
  • Example 1 The test method is the same as in Example 1.
  • the condition that the magnetic flux density B8 value of the grain-oriented electrical steel sheet is 1.92 T or more and the peeling area ratio in the 10 mm ⁇ bending test is 10% or less was judged to be good (B).
  • the condition (B) was determined to be the best (A) when the condition B was satisfied and the magnetic flux density B8 value was 1.93T or more. Then, other than the above, it was determined to be impossible (C).
  • Table 2 shows the manufacturing conditions, measurement results, and evaluations of the above-described inventive examples and comparative examples. Furthermore, as a result of analyzing the contents of Si and Mn in the base material steel sheet after the final step by high frequency inductively coupled plasma emission spectroscopy, in all the samples described in Example 2, Si in the base material steel sheet after the final step and Was 3.1%, and the content of Mn in the base material steel sheet after the final step was 0.08%. In addition, as a result of measuring the C content in the base material steel sheet after the final step using a carbon/sulfur analyzer, the carbon content in the base material steel sheet after the final step in all samples described in Example 2 was It was 0.002%.
  • the grain-oriented electrical steel sheet satisfying the conditions of the present embodiment has a good determination. Further, in the example of the present invention in which the average heating rate Va2 between 550° C. and 700° C. in the temperature rising process of the primary recrystallization annealing is 700° C./s or more, the magnetic flux density B8 value is 1.93 T or more. Therefore, it was found that the judgment was the best.
  • the average heating rate Va2 (° C./s) between 550° C. and 700° C. in the temperature rising process of the primary recrystallization annealing, and the sulfate or sulfide in the annealing separator is A (%) in terms of elemental sulfur. It has been found from Example 1 that there is a relationship of the following Expression 1 defined by the conditions according to the present embodiment, and this is also satisfied in the present invention example of Example 2. It was Further, between the sulfate or sulfide in the annealing separator as A (%) in terms of elemental sulfur and the average heating rate Vf (° C./h) between 900° C. and 1100° C. in the temperature rising process of finish annealing. It was found that there is a relationship of the following Expression 2 defined by the conditions according to this embodiment.
  • Example 3 First, in mass%, C: 0.08%, Si: 3.3%, Mn: 0.08%, S: 0.025%, acid-soluble Al: 0.03%, N: 0.008%, A steel ingot containing Bi: 0.02% and the balance Fe and impurities was produced. The steel ingot was annealed at 1380° C. for 1 hour and then hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet having a plate thickness of 2.3 mm. The obtained hot-rolled steel sheet was annealed at a maximum temperature of 1100° C. for 140 seconds, pickled, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.23 mm.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was heated under the conditions shown in Table 3 at an average heating rate Va1 between 25°C and 550°C of 200°C/s and an average heating rate Va2 between 550°C and 700°C.
  • the average temperature rising rate Va3 from 700° C. to 850° C. was raised at 200° C./s, and primary recrystallization annealing was performed at 850° C. for 180 seconds in a wet hydrogen atmosphere.
  • the annealing separation agent containing MgO was applied to the surface of the steel sheet after the primary recrystallization annealing in the state of water slurry and dried.
  • the adhesion amount of the annealing separator after drying on the surface of the steel sheet was set to 7 g/m 2 per one side of the steel sheet. Then, finish annealing was performed and the steel sheet after finish annealing was washed with water.
  • the contents of the annealing separator other than MgO are Ce(OH) 4 as a rare earth metal compound and alkaline earth metal so that the conditions shown in Table 3 are obtained when the MgO content is 100% by mass.
  • Sr(OH) 2 was added as a metal compound and MgSO 4 was added as a sulfur (S)-containing compound.
  • the water release rate from the annealing separating agent between 25° C. and 700° C.
  • the average heating rate of 25° C. to 700° C. in the temperature rising process of finish annealing is 2.5%
  • the average heating rate of 25° C. to 700° C. in the temperature rising process of finish annealing is 100° C. /H
  • the average heating rate of 700° C. to 900° C. is 10° C./h
  • the average heating rate Vf of 900° C. to 1100° C. is set as the conditions shown in Table 3
  • Purification annealing was performed at 1200C for 20 hours at 15C/h. After that, an insulating coating containing aluminum phosphate and colloidal silica as a main component was applied to the surface of the steel sheet, followed by baking of the insulating coating and flattening annealing for the purpose of flattening the steel sheet.
  • the sample of grain-oriented electrical steel sheet obtained above was sheared and strain-relieved and annealed, a sample size of 60 mm x 300 mm was used to measure the magnetic properties of the single plate (based on the method described in JIS C2556).
  • the magnetic flux density B8 value of the grain-oriented electrical steel sheets according to the example of the present invention and the comparative example was measured.
  • the B8 value is the magnetic flux density of the grain-oriented electrical steel sheet excited at 800 A/m at 50 Hz.
  • the average value of 5 samples is used.
  • a laser magnetic domain control process was performed on the above-described grain-oriented electrical steel sheet sample.
  • the sample size was 60 mm for the sample irradiated with laser with the irradiation interval in the longitudinal direction of the steel plate being 5 mm, the laser irradiation direction being perpendicular to the longitudinal direction of the steel plate, and the irradiation energy density Ua being 2.0 mmJ/mm 2.
  • W 17/50 and iron loss were measured using a 300 mm single plate magnetic property measuring method (based on the method described in JIS C2556).
  • W 17/50 is an iron loss value when the grain-oriented electrical steel sheet is excited to 1.7 T at 50 Hz. In the present invention, the average value of 5 samples.
  • Example 1 The test method is the same as in Example 1.
  • the Al peak position D Al and the Al oxide number density ND and the S peak position D S were measured by the glow discharge emission spectrometry (GDS method).
  • the method for measuring the Al peak position D Al and the S peak position D S is as follows. Using the GDS method on the surface layer (primary coating) of the grain-oriented electrical steel sheet, elemental analysis is performed in the depth direction from the surface layer to 100 ⁇ m to identify Al and S contained at each depth position in the surface layer. did. The emission intensities of the identified Al and S were plotted in the depth direction from the surface. The Al peak position D Al and the S peak position D S were obtained based on the plotted graphs of the Al emission intensity and the S emission intensity. The Al oxide number density ND was determined as follows. A glow discharge emission analyzer was used to perform glow discharge up to the Al peak position D Al .
  • the magnetic flux density B8 value of the grain-oriented electrical steel sheet is 1.92 T or more
  • the iron loss W 17/50 after laser magnetic domain control is 0.850 W/kg or less
  • the peeling area ratio in a 10 mm ⁇ bending test Is 10% or less
  • the Al peak position D Al exists in the range of 2.0 to 12.0 ⁇ m
  • the number density ND of Al oxides is 0.02 to 0.20/ ⁇ m 2 .
  • the condition (S) in which the S peak position D S exists in the range of 1.0 to 10.0 ⁇ m and D S ⁇ D Al is determined to be good (B).
  • the condition (B) was determined to be the best (A) when the condition B was satisfied and the magnetic flux density B8 value was 1.93T or more. Then, other than the above, it was determined to be impossible (C).
  • Table 4 shows the manufacturing conditions, measurement results, and evaluations of the above-described inventive examples and comparative examples. Furthermore, as a result of analyzing the contents of Si and Mn in the base material steel sheet after the final step by the high frequency inductively coupled plasma emission spectroscopy, in all the samples described in Example 3, the content of Si and Mn in the base material steel sheet after the final step was Was 3.2%, and the Mn content in the base material steel sheet after the final step was 0.08%. In addition, as a result of measuring the C content in the base material steel sheet after the final step using a carbon/sulfur analyzer, the carbon content in the base material steel sheet after the final step in all the samples described in Example 3 was It was 0.002%.
  • Example 4 First, in mass%, C: 0.08%, S: 0.025%, acid-soluble Al: 0.03%, N: 0.008%, Bi: 0.02% are contained, and the balance is Table 5 A steel ingot composed of Si and Mn having the contents shown in 1), Fe and impurities was produced. The steel ingot was annealed at 1350° C. for 1 hour and then hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet having a plate thickness of 2.3 mm. The obtained hot-rolled steel sheet was annealed at a maximum temperature of 1100° C. for 140 seconds, pickled, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.23 mm.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was subjected to the conditions shown in Table 5 with an average heating rate Va1 between 25°C and 550°C of 300°C/s and an average heating rate Va2 between 550°C and 700°C.
  • the average temperature rising rate Va3 of 700° C. to 850° C. was raised at 100° C./s, and primary recrystallization annealing was performed at 850° C. for 180 seconds in a wet hydrogen atmosphere.
  • the annealing separation agent containing MgO was applied to the surface of the steel sheet after the primary recrystallization annealing in the state of water slurry and dried.
  • the amount of adhesion of the annealing separator after drying to the steel plate surface was 6 g/m 2 per one side of the steel plate. Then, finish annealing was performed and the steel sheet after finish annealing was washed with water.
  • the content of the annealing separating agent other than MgO is Ce(OH) 4 as the rare earth metal compound so that the condition shown in Table 5 is obtained when the content of MgO is 100% by mass.
  • CaCO 3 was added as a metal compound
  • MgSO 4 was added as a sulfur (S)-containing compound.
  • the moisture release rate from the annealing separating agent between 25° C. and 700° C. in the temperature rising process of finish annealing is 4.0%, and the average heating rate of 25° C.
  • the average heating rate of 700° C. to 900° C. is 15° C./h
  • the average heating rate Vf of 900° C. to 1100° C. is set to the conditions shown in Table 5, and the average heating rate of 1100° C. to 1200° C.
  • Purification annealing was performed at 1200C for 20 hours at 15C/h. After that, an insulating coating containing aluminum phosphate and colloidal silica as a main component was applied to the surface of the steel sheet, followed by baking of the insulating coating and flattening annealing for the purpose of flattening the steel sheet.
  • the sample of grain-oriented electrical steel sheet obtained above was sheared and strain-relieved and annealed, a sample size of 60 mm x 300 mm was used to measure the magnetic properties of the single plate (based on the method described in JIS C2556).
  • the magnetic flux density B8 value of the grain-oriented electrical steel sheets according to the example of the present invention and the comparative example was measured.
  • the B8 value is the magnetic flux density of the grain-oriented electrical steel sheet excited at 800 A/m at 50 Hz.
  • the average value of 5 samples is used.
  • a laser magnetic domain control process was performed on the above-described grain-oriented electrical steel sheet sample.
  • the sample size was 60 mm for the sample irradiated with laser with the irradiation interval in the longitudinal direction of the steel plate being 5 mm, the laser irradiation direction being perpendicular to the longitudinal direction of the steel plate, and the irradiation energy density Ua being 2.0 mmJ/mm 2.
  • W 17/50 and iron loss were measured using a 300 mm single plate magnetic property measuring method (based on the method described in JIS C2556).
  • W 17/50 is an iron loss value when the grain-oriented electrical steel sheet is excited to 1.7 T at 50 Hz. In the present invention, the average value of 5 samples.
  • Example 1 The test method is the same as in Example 1.
  • the Al peak position D Al and the Al oxide number density ND and the S peak position D S were measured by the glow discharge emission spectrometry (GDS method).
  • GDS method glow discharge emission spectrometry
  • the contents of Si and Mn in the base steel sheet after the final step were analyzed by high frequency inductively coupled plasma emission spectroscopy. Further, the content of C in the base material steel sheet after the final step was measured using a carbon/sulfur analyzer.
  • the magnetic flux density B8 value of the grain-oriented electrical steel sheet is 1.92 T or more
  • the iron loss W 17/50 after laser magnetic domain control is 0.850 W/kg or less
  • the peeling area ratio in a 10 mm ⁇ bending test Is 10% or less
  • the Al peak position D Al exists in the range of 2.0 to 12.0 ⁇ m
  • the number density ND of Al oxides is 0.02 to 0.20/ ⁇ m 2 .
  • the condition (S) in which the S peak position D S exists in the range of 1.0 to 10.0 ⁇ m and D S ⁇ D Al is determined to be good (B).
  • the condition (B) was determined to be the best (A) when the condition B was satisfied and the magnetic flux density B8 value was 1.93T or more. Then, other than the above, it was determined to be impossible (C).
  • Table 6 shows the manufacturing conditions, measurement results, and evaluations of the above-mentioned inventive examples and comparative examples. Further, Table 6 shows the contents of Si and Mn in the base steel sheet after the final step. The C content in the base steel sheet after the final step was 0.003% in all the samples described in Example 4 except D5.
  • Example 5 First, in mass%, C: 0.08%, Si: 3.3%, Mn: 0.08%, S: 0.024%, acid-soluble Al: 0.03%, N: 0.009%, A steel ingot containing Bi: 0.01% and the balance of the components shown in Table 7, Fe and impurities was prepared. The steel ingot was annealed at 1350° C. for 1 hour and then hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet having a plate thickness of 2.3 mm. The obtained hot-rolled steel sheet was annealed at a maximum temperature of 1100° C. for 140 seconds, pickled, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.23 mm.
  • the obtained cold-rolled steel sheet is heated at an average heating rate Va1 between 25° C. and 550° C. of 50° C./s and an average heating rate Va2 between 550° C. and 700° C. at 1000° C./s.
  • the average temperature rising rate Va3 of 700° C. to 850° C. was raised at 100° C./s, and primary recrystallization annealing was performed at 850° C. for 180 seconds in a wet hydrogen atmosphere.
  • the annealing separation agent containing MgO was applied to the surface of the steel sheet after the primary recrystallization annealing in the state of water slurry and dried.
  • the amount of adhesion of the annealing separator after drying to the steel plate surface was 8 g/m 2 per one side of the steel plate. Then, finish annealing was performed and the steel sheet after finish annealing was washed with water.
  • the content of the annealing separator other than MgO is 5% of TiO 2 , 2 % of Y 2 O 3 in terms of Y, and Sr(OH) 2 when the content of MgO is 100% by mass. It is 1.1% in terms of Sr and 0.8% in terms of S for MgSO 4 .
  • the water release rate from the annealing separating agent between 25° C. and 700° C.
  • the average heating rate of 25° C. to 700° C. during the temperature rising process of finish annealing is 2.0%, and the average heating rate of 25° C. to 700° C. during the temperature rising process of finish annealing is 100° C. /H, the average heating rate from 700° C. to 900° C. is 15° C./h, the average heating rate Vf from 900° C. to 1100° C. is 7.5° C./h, and the average heating rate from 1100° C. to 1200° C.
  • Purification annealing was performed at 1200C for 20 hours at 15C/h. After that, an insulating coating containing aluminum phosphate and colloidal silica as a main component was applied to the surface of the steel sheet, followed by baking of the insulating coating and flattening annealing for the purpose of flattening the steel sheet.
  • the sample of the grain-oriented electrical steel sheet obtained above was sheared and strain-relieved and annealed, a sample size of 60 mm x 300 mm was used to measure the magnetic properties of the single plate (based on the method described in JIS C2556).
  • the magnetic flux density B8 value of the grain-oriented electrical steel sheets according to the example of the present invention and the comparative example was measured.
  • the B8 value is the magnetic flux density of the grain-oriented electrical steel sheet excited at 800 A/m at 50 Hz.
  • the average value of 5 samples is used.
  • a laser magnetic domain control process was performed on the above-described grain-oriented electrical steel sheet sample.
  • the irradiation size in the longitudinal direction of the steel plate was 5 mm
  • the laser irradiation direction was perpendicular to the longitudinal direction of the steel plate
  • the irradiation energy density Ua was 2.0 mmJ/mm 2
  • the sample size was 60 mm ⁇ 300 mm for the laser irradiation.
  • W 17/50 and iron loss were measured using the single-plate magnetic property measurement method (according to the method described in JIS C2556).
  • W 17/50 is an iron loss value when the grain-oriented electrical steel sheet is excited to 1.7 T at 50 Hz. In the present invention, the average value of 5 samples.
  • Example 1 The test method is the same as in Example 1.
  • the Al peak position D Al and the Al oxide number density ND and the S peak position D S were measured by the glow discharge emission spectrometry (GDS method).
  • GDS method glow discharge emission spectrometry
  • the magnetic flux density B8 value of the grain-oriented electrical steel sheet is 1.92 T or more
  • the iron loss W17/50 after laser domain control is 0.850 W/kg or less
  • the peeling area ratio in the 10 mm ⁇ bending test is 10% or less
  • the Al peak position D Al is present in the range of 2.0 to 12.0 ⁇ m
  • the number density ND of Al oxides is 0.02 to 0.20/ ⁇ m 2
  • the condition where the S peak position D S exists in the range of 1.0 to 10.0 ⁇ m and D S ⁇ D Al is judged to be good (B).
  • the condition (B) was determined to be the best (A) when the condition B was satisfied and the magnetic flux density B8 value was 1.93T or more. Then, other than the above, it was determined to be impossible (C).
  • Table 8 shows the manufacturing conditions, measurement results, and evaluation of the above-mentioned inventive examples and comparative examples. Furthermore, as a result of analyzing the contents of Si and Mn in the base material steel plate after the final step by the high frequency inductively coupled plasma optical emission spectroscopy analysis, in all the samples described in Example 5, Si in the base material steel plate after the final step was 3.2%, and the Mn content in the base material steel sheet after the final step was 0.08%. In addition, as a result of measuring the C content in the base material steel sheet after the final step using a carbon/sulfur analyzer, the carbon content in the base material steel sheet after the final step in all the samples described in Example 5 was It was 0.002%.
  • Example 6 First, in mass%, C: 0.08%, Si: 3.2%, Mn: 0.08%, S: 0.025%, acid-soluble Al: 0.03%, N: 0.008%, A steel ingot containing Bi: 0.03% and the balance Fe and impurities was produced. The steel ingot was annealed at 1350° C. for 1 hour and then hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet having a plate thickness of 2.3 mm. The obtained hot-rolled steel sheet was annealed at a maximum temperature of 1100° C. for 140 seconds, pickled, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.23 mm.
  • the obtained cold-rolled steel sheet has an average heating rate Va1 of 25° C. to 550° C., an average heating rate Va2 of 550° C. to 700° C., and an average heating rate of 700° C. to the end of heating.
  • Va1 25° C. to 550° C.
  • Va2 550° C. to 700° C.
  • 700° C. to the end of heating After raising the temperature Va3 and the temperature rising end temperature under the conditions shown in Table 9, primary recrystallization annealing was performed in a wet hydrogen atmosphere and at 850° C. for 180 seconds.
  • the annealing separation agent containing MgO was applied to the surface of the steel sheet after the primary recrystallization annealing in the state of water slurry and dried.
  • the amount of adhesion of the annealing separator after drying to the steel plate surface was 8 g/m 2 per one side of the steel plate. Then, finish annealing was performed and the steel sheet after finish annealing was washed with water.
  • inclusions other than MgO in the annealing separator when taken as 100% of MgO content in mass%, the TiO 2 5%, 2% of La 2 O 3 with La terms, CaSO 4 ⁇ 0 0.5H 2 O is 3%.
  • the water release rate from the annealing separator between 25° C. and 700° C.
  • the average heating rate of 25°C to 600°C is 100°C/h
  • the average heating rate of 600°C to 900°C is 20°C/h
  • 1100° C. to 1200° C. with an average heating rate of 10° C./h, and purification annealing was performed at 1200° C. for 30 hours.
  • an insulating coating containing aluminum phosphate and colloidal silica as a main component was applied to the surface of the steel sheet, followed by baking of the insulating coating and flattening annealing for the purpose of flattening the steel sheet.
  • the sample of the grain-oriented electrical steel sheet obtained above was sheared and strain-relieved and annealed, a sample size of 60 mm x 300 mm was used to measure the magnetic properties of the single plate (based on the method described in JIS C2556).
  • the magnetic flux density B8 value of the grain-oriented electrical steel sheets according to the example of the present invention and the comparative example was measured.
  • the B8 value is the magnetic flux density of the grain-oriented electrical steel sheet excited at 800 A/m at 50 Hz.
  • the average value of 5 samples is used.
  • Example 1 The test method is the same as in Example 1.
  • the Al peak position D Al and the Al oxide number density ND and the S peak position D S were measured by the glow discharge emission spectrometry (GDS method).
  • GDS method glow discharge emission spectrometry
  • the contents of Si and Mn in the base steel sheet after the final step were analyzed by high frequency inductively coupled plasma emission spectroscopy. Further, the content of C in the base material steel sheet after the final step was measured using a carbon/sulfur analyzer.
  • the magnetic flux density B8 value of the grain-oriented electrical steel sheet is 1.92 T or more
  • the peeling area ratio in the 10 mm ⁇ bending test is 10% or less
  • the Al peak position D Al is 2.0 to 12.0 ⁇ m.
  • the number density ND of Al oxides is 0.02 to 0.20/ ⁇ m 2
  • the S peak position D S is in the range of 1.0 to 10.0 ⁇ m
  • D The condition of S ⁇ D Al was judged to be good (B).
  • the condition (B) was determined to be the best (A) when the condition B was satisfied and the magnetic flux density B8 value was 1.93T or more. Then, other than the above, it was determined to be impossible (C).
  • Table 9 shows the manufacturing conditions, measurement results, and evaluations of the above-mentioned inventive examples and comparative examples. Furthermore, the Si content in the base material steel sheet after the final step was 3.2% in all the samples described in Example 9, and the Mn content was 0.08% in all the samples described in Example 9. Yes, the C content was 0.003% in all the samples described in Example 9.

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Abstract

被膜密着性と磁気特性の良好な方向性電鋼板を提供する。　Ｂｉと所定の成分組成を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるスラブを、１２８０℃以上に加熱して、熱間圧延を施すことで、熱延鋼板とする工程と、前記熱延鋼板に熱延板焼鈍を施した後、一回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施すことで、冷延鋼板とする工程と、急速加熱した後に脱炭焼鈍する工程と、脱炭鈍後の前記冷延鋼板の表面に硫酸塩または硫化物を含む所定の化合物を含有するＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施す工程と、厳密に制御された仕上焼鈍を施す工程と、絶縁被膜を塗布した後に平坦化焼鈍を施す工程と、を含む、被膜密着性と磁気特性の良好な方向性電磁鋼板の製造方法。

Description

方向性電磁鋼板の製造方法および方向性電磁鋼板
　本発明は、方向性電磁鋼板および方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
　方向性電磁鋼板は、Ｓｉを２質量％～５質量％程度含有し、鋼板の結晶粒の方位をＧｏｓｓ方位と呼ばれる｛１１０｝＜００１＞方位に高度に集積させた鋼板である。方向性電磁鋼板は、磁気特性に優れ、例えば、変圧器等の静止誘導器の鉄心材料などとして利用される。
　このような方向性電磁鋼板では、磁気特性を向上させるために、種々の開発がなされている。特に、近年の省エネルギー化の要請に伴って、方向性電磁鋼板では、さらなる低鉄損化が求められている。方向性電磁鋼板の低鉄損化には、鋼板の結晶粒の方位について、Ｇｏｓｓ方位への集積度を高めて磁束密度を向上させて、ヒステリシス損失を低減することが有効である。
　ここで、方向性電磁鋼板の製造において、結晶方位の制御は、二次再結晶と呼ばれるカタストロフィックな粒成長現象を利用することで行われる。ただし、二次再結晶にて結晶方位を適切に制御するためには、インヒビターと呼ばれる鋼中微細析出物の耐熱性を向上させることが重要である。
　例えば、インヒビターを熱間圧延前の鋼片加熱時に完全固溶させ、その後、熱間圧延及び後段の焼鈍工程で微細析出させる方法が挙げられる。具体的には、下記の特許文献１で例示されるようなＭｎＳおよびＡｌＮをインヒビターとし、最終冷延工程で８０％を超える圧下率の圧延を行う方法、または下記の特許文献２で例示されるようなＭｎＳおよびＭｎＳｅをインヒビターとし、２回の冷延工程を行う方法が挙げられる。
　磁束密度をさらに向上させる技術として、例えば、下記の特許文献３には、溶鋼に１００～５０００ｇ／ＴのＢｉを添加する技術が開示されている。Ｂｉを溶鋼に添加すると、最終製品板において、磁束密度を向上する技術が開示されている。しかし、Ｍｇ２ＳｉＯ４（フォルステライト）を主成分とした一次被膜と鋼板との密着性が劣化して、製品板を曲げ加工した際に被膜が剥離する課題がある。下記の特許文献４～６には、焼鈍分離剤に希土類金属の化合物とアルカリ土類金属の化合物を複合添加することで、一次被膜と鋼板の密着性を改善する技術が開示されている。
　また、下記の特許文献７には、一次再結晶焼鈍の昇温過程におけるヒートパターンを制御することで、コイル全長に亘って低鉄損化された方向性電磁鋼板を製造する技術が開示されている。さらに、下記の特許文献８には、二次再結晶後の結晶粒の平均粒径、および理想方位からのずれ角を厳密に制御することで、方向性電磁鋼板の鉄損値を低減する技術が開示されている。
特公昭４０－１５６４４号公報 特公昭５１－１３４６９号公報 特開平６－８８１７１号公報 特許第５４１９４５９号公報 特許第５２３０１９４号公報 特開２０１２－２１４９０２号公報 国際公開第２０１４／０４９７７０号パンフレット 特開平７－２６８５６７号公報
　近年、世界的な変圧器効率規制の進展により、方向性電磁鋼板の鉄損低減要望は一層大きくなっている。溶鋼へのＢｉ添加量を増加するほど、磁束密度が向上して低鉄損化が期待できるが、一次被膜と鋼板との密着性が劣化する課題がある。また、変電設備の省スペース化のニーズから、変圧器鉄芯の小型化が進展しているため、製品板の曲げ加工の程度が大きくなっており、一次被膜と鋼板の密着性を改善する必要がある。
　しかしながら、上記の特許文献４～６に開示されている技術だけでは、Ｂｉ添加量の増加時や製品板の曲げ加工の程度が大きくなった時に、一次被膜が鋼板から剥離してしまう課題があった。一次被膜と鋼板の密着性を向上する技術が必要となっていた。
　また、上記の特許文献７に開示されるように、一次再結晶焼鈍の昇温過程において、５００℃～６００℃の間を１００℃／ｓ以上で急速昇温することによって、方向性電磁鋼板の磁気特性に大きな影響を与えられることが確認されている。上記特許文献８では、一次再結晶焼鈍の昇温過程において、８５０℃までの昇温温度を３００℃／ｓに設定することが開示されている。
　しかしながら、上記の特許文献７および８では、一次再結晶焼鈍における急速昇温の昇温速度をさらに上昇させた場合に、方向性電磁鋼板の磁気特性にどのような影響が生じるのかについては、詳細に検討されていなかった。
　また、一次再結晶焼鈍における急速昇温は、コイル毎の方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８値のばらつきを大きくしてしまう。そのため、急速昇温を実施した場合でも、焼鈍分離剤の含有物の条件によっては、低鉄損の方向性電磁鋼板を得られないことがあった。
　そこで、本発明は、上記課題等を鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、溶鋼にＢｉを添加してインヒビターの耐熱性を強化すると同時に、一次再結晶焼鈍にて急速昇温を実施した場合に、より高磁束密度かつ一次被膜と鋼板の密着性に優れた方向性電鋼板を製造することが可能な、新規かつ改良された方向性電磁鋼板の製造方法、および該製造方法によって製造された方向性電磁鋼板を提供することにある。
　上記課題を解決するために、本発明のある観点によれば、質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１０％以下、Ｓｉ：２．５％以上４．５％以下、Ｍｎ：０．０１％以上０．１５％以下、ＳおよびＳｅのうち１種または２種の合計：０．００１％以上０．０５０％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｎ：０．００２％以上０．０１５％以下、Ｂｉ：０．０００５％以上０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるスラブを、１２８０℃以上に加熱して、熱間圧延を施すことで、熱延鋼板とする工程と、前記熱延鋼板に熱延板焼鈍を施した後、一回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施すことで、冷延鋼板とする工程と、前記冷延鋼板に一次再結晶焼鈍を施す工程と、一次再結晶焼鈍後の前記冷延鋼板の表面にＭｇＯを含む焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施す工程と、仕上焼鈍後の鋼板に絶縁被膜を塗布した後、平坦化焼鈍を施す工程と、を含み、
　前記一次再結晶焼鈍の昇温過程において、昇温開始～５５０℃の間の平均昇温速度Ｖａ１（℃／ｓ）、５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２（℃／ｓ）、７００℃～昇温終了の間の平均昇温速度Ｖａ３（℃／ｓ）が
Ｖａ１≦Ｖａ２、４００≦Ｖａ２、Ｖａ３≦Ｖａ２
を満たし、
　前記焼鈍分離剤において、前記焼鈍分離剤中の前記ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき、ＴｉＯ２を０．５％以上１０％以下、希土類金属の酸化物、硫化物、硫酸塩、珪化物、りん酸塩、水酸化物、炭酸塩、硼素化物、塩化物、および弗化物のうち１種または２種以上を希土類金属換算で０．１％以上１０％以下、Ｃａ、ＳｒおよびＢａからなる群から選択されるアルカリ土類金属の硫酸塩、炭酸塩、水酸化物、塩化物および酸化物のうち１種または２種以上をアルカリ土類金属換算で０．１％以上１０％以下、硫酸塩または硫化物を硫黄元素換算でＡ％含有し、該Ａが以下の式
　（０．０００２５×Ｖａ２）≦Ａ≦１．５
を満たし、かつ
　前記仕上焼鈍の昇温過程において、室温から７００℃の間の前記焼鈍分離剤からの水分放出率が０．５％以上６．０％以下であり、９００℃から１１００℃の間の平均昇温速度Ｖｆ（℃／ｈ）が以下の式
　５≦Ｖｆ≦（２１－４×Ａ）
を満たすことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法が提供される。
　また、上記課題を解決するために、本発明の別の観点によれば、質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：２．５～４．５％、Ｍｎ：０．０１～０．１５％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる母材鋼板と、母材鋼板の表面上に形成されており、Ｍｇ２ＳｉＯ４を主成分として含有する一次被膜とを備える方向性電磁鋼板であって、
　前記一次被膜の表面から前記方向性電磁鋼板の板厚方向にグロー放電発光分析法による元素分析を行ったときに得られるＡｌ発光強度のピーク位置ＤＡｌが、前記一次被膜の表面から前記板厚方向へ２．０～１２．０μｍの範囲に存在し、
　Ａｌ酸化物の個数密度ＮＤが０．０２～０．２０個／μｍ２であり、かつ
　前記一次被膜の表面から前記方向性電磁鋼板の板厚方向にグロー放電発光分析法による元素分析を行ったときに得られるＳ発光強度のピーク位置ＤＳが、前記一次被膜の表面から前記板厚方向へ１．０～１０．０μｍの範囲に存在し、かつ
　ＤＳ＜ＤＡｌであり、かつ
磁束密度Ｂ８値が１．９２Ｔ以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板が提供される。
　前記方向性電磁鋼板において、前記母材鋼板は、質量％で、Ｃｕ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｓｎ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上０．３０％以下、またはＳｂ：０．０１％以上０．３０％以下のいずれか１種または２種以上をさらに含有してもよい。
　本発明によれば、溶鋼にＢｉを添加することでインヒビターの耐熱性を強化すると同時に、焼鈍分離剤へ希土類金属化合物とアルカリ土類金属化合物を適切に添加することで一次被膜と鋼板の密着性を向上し、かつ一次再結晶焼鈍の昇温速度を高速化することで増加させた表層近傍のＧｏｓｓ方位粒を、焼鈍分離剤中の硫黄元素含有量と仕上焼鈍における昇温速度および焼鈍分離剤からの水分放出量を適切に制御することで二次再結晶過程において消失し難くして、磁束密度を向上することが可能な方向性電磁鋼板の製造方法を提供することができる。
　また本発明によれば、より高磁束密かつ一次被膜と鋼板の密着性に優れる方向性電鋼板を提供することができる。
一次再結晶焼鈍の昇温過程における５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２（℃／ｓ）を横軸に取り、焼鈍分離剤における硫酸塩または硫化物の含有量として硫黄元素換算含有量Ａ（％）を縦軸に取って、表１で示す結果をプロットしたグラフ図である。
　以下に本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。なお、特に断らない限り、数値Ａ及びＢについて「Ａ～Ｂ」という表記は「Ａ以上Ｂ以下」を意味するものとする。かかる表記において数値Ｂのみに単位を付した場合には、当該単位が数値Ａにも適用されるものとする。
［方向性電磁鋼板の製造方法］
　本発明者らは、方向性電磁鋼板の一次被膜と鋼板の密着性を向上しつつ磁気特性を向上させるために、方向性電磁鋼板の製造方法について鋭意検討を行った結果、以下の知見を見出した。
　具体的には、本発明者らは、方向性電磁鋼板では、溶鋼にＢｉを添加することでインヒビターの耐熱性を強化して磁束密度の向上が期待されるが一次被膜と鋼板の密着性が劣化する課題に対して、焼鈍分離剤へ希土類金属化合物とアルカリ土類金属化合物を添加することで、一次被膜と鋼板の密着性を向上できることを見出した。
　一方で、焼鈍分離剤中に硫酸塩あるいは硫化物が含まれる場合、一次再結晶焼鈍の昇温速度や仕上焼鈍の昇温速度や焼鈍分離剤からの水分放出条件によって、方向性電磁鋼板において高磁束密度が得られない課題があった。そこで本発明者らは、一次再結晶焼鈍の昇温速度を高速化することで増加させた表層近傍のＧｏｓｓ方位粒を二次再結晶過程で消失し難くするとの観点から鋭意研究を重ねて、焼鈍分離剤中の硫黄元素含有量と仕上焼鈍における昇温速度および焼鈍分離剤からの水分放出量を適切に制御することで、磁束密度を向上させることが可能であることを見出した。
　本発明者らは、以上の知見を考慮することで、本発明を想到するに至った。本発明の一実施形態は、以下の構成を備える方向性電磁鋼板の製造方法である。
　質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１０％以下、Ｓｉ：２．５％以上４．５％以下、Ｍｎ：０．０１％以上０．１５％以下、ＳおよびＳｅのうち１種または２種の合計：０．００１％以上０．０５０％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｎ：０．００２％以上０．０１５％以下、Ｂｉ：０．０００５％以上０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるスラブを、１２８０℃以上に加熱して、熱間圧延を施すことで、熱延鋼板とする工程と、前記熱延鋼板に熱延板焼鈍を施した後、一回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施すことで、冷延鋼板とする工程と、前記冷延鋼板に一次再結晶焼鈍を施す工程と、一次再結晶焼鈍後の前記冷延鋼板の表面にＭｇＯを含む焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施す工程と、仕上焼鈍後の鋼板に絶縁被膜を塗布した後、平坦化焼鈍を施す工程と、を含み、
　前記一次再結晶焼鈍の昇温過程において、昇温開始～５５０℃の間の平均昇温速度Ｖａ１（℃／ｓ）、５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２（℃／ｓ）、７００℃～昇温終了の間の平均昇温速度Ｖａ３（℃／ｓ）が
Ｖａ１≦Ｖａ２、４００≦Ｖａ２、Ｖａ３≦Ｖａ２
を満たし、
　前記焼鈍分離剤において、前記焼鈍分離剤中の前記ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき、ＴｉＯ２を０．５％以上１０％以下、希土類金属の酸化物、硫化物、硫酸塩、珪化物、りん酸塩、水酸化物、炭酸塩、硼素化物、塩化物、および弗化物のうち１種または２種以上を希土類金属換算で０．１％以上１０％以下、Ｃａ、ＳｒおよびＢａからなる群から選択されるアルカリ土類金属の硫酸塩、炭酸塩、水酸化物、塩化物および酸化物のうち１種または２種以上をアルカリ土類金属換算で０．１以上１０％以下、硫酸塩または硫化物を硫黄元素換算でＡ％含有し、該Ａが（０．０００２５×Ｖａ２）≦Ａ≦１．５を満たし、
　かつ前記仕上焼鈍の昇温過程において、室温から７００℃の間の前記焼鈍分離剤からの水分放出率が０．５％以上６．０％以下であり、９００℃から１１００℃の間の平均昇温速度Ｖｆ（℃／ｈ）が、５≦Ｖｆ≦（２１－４×Ａ）である。
　以下、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法について具体的に説明する。
［スラブの成分組成］
　まず、本実施形態に係る方向性電磁鋼板に用いられるスラブの成分組成について説明する。なお、以下では特に断りのない限り、「％」との表記は「質量％」を表わすものとする。また、以下で説明する元素以外のスラブの残部は、Ｆｅおよび不純物である。
　Ｃ（炭素）の含有量は、０．０２％以上０．１０％以下である。Ｃには、種々の役割があるが、Ｃの含有量が０．０２％未満である場合、スラブの加熱時に結晶粒径が過度に大きくなることで、最終的な方向性電磁鋼板の鉄損値を増大させるため好ましくない。Ｃの含有量が０．１０％超である場合、冷間圧延後の脱炭時に、脱炭時間が長時間になり、製造コストが増加するため好ましくない。また、Ｃの含有量が０．１０％超である場合、脱炭が不完全になり易く、最終的な方向性電磁鋼板において磁気時効を起こす可能性があるため好ましくない。したがって、Ｃの含有量は、０．０２％以上０．１０％以下であり、好ましくは、０．０５％以上０．０９％以下である。
　Ｓｉ（ケイ素）の含有量は、２．５％以上４．５％以下である。Ｓｉは、鋼板の電気抵抗を高めることで、鉄損の原因の一つである渦電流損失を低減する。Ｓｉの含有量が２．５％未満である場合、最終的な方向性電磁鋼板の渦電流損失を十分に抑制することが困難になるため好ましくない。Ｓｉの含有量が４．５％超である場合、方向性電磁鋼板の加工性が低下するため好ましくない。したがって、Ｓｉの含有量は、２．５％以上４．５％以下であり、好ましくは、２．７％以上４．０％以下である。
　Ｍｎ（マンガン）の含有量は、０．０１％以上０．１５％以下である。Ｍｎは、二次再結晶を左右するインヒビターであるＭｎＳおよびＭｎＳｅなどを形成する。Ｍｎの含有量が０．０１％未満である場合、二次再結晶を生じさせるＭｎＳおよびＭｎＳｅの絶対量が不足するため好ましくない。Ｍｎの含有量が０．１５％超である場合、スラブ加熱時にＭｎの固溶が困難になるため好ましくない。また、Ｍｎの含有量が０．１５％超である場合、インヒビターであるＭｎＳおよびＭｎＳｅの析出サイズが粗大化し易く、インヒビターとしての最適サイズ分布が損なわれるため好ましくない。したがって、Ｍｎの含有量は、０．０１％以上０．１５％以下であり、好ましくは、０．０３％以上０．１３％以下である。
　Ｓ（硫黄）およびＳｅ（セレン）の含有量は、合計で０．００１％以上０．０５０％以下である。ＳおよびＳｅは、上述したＭｎと共にインヒビターを形成する。ＳおよびＳｅは、２種ともスラブに含有されていてもよいが、少なくともいずれか１種がスラブに含有されていればよい。ＳおよびＳｅの含有量の合計が上記範囲を外れる場合、十分なインヒビター効果が得られないため好ましくない。したがって、ＳおよびＳｅの含有量は、合計で０．００１％以上０．０５０％以下であり、好ましくは、０．００１％以上０．０４０％以下である。
　酸可溶性Ａｌ（酸可溶性アルミニウム）の含有量は、０．０１％以上０．０５％以下である。酸可溶性Ａｌは、高磁束密度の方向性電磁鋼板を製造するために必要なインヒビターを構成する。酸可溶性Ａｌの含有量が０．０１％未満である場合、酸可溶性Ａｌが量的に不足し、インヒビター強度が不足するため好ましくない。酸可溶性Ａｌの含有量が０．０５％超である場合、インヒビターとして析出するＡｌＮが粗大化し、インヒビター強度を低下させるため好ましくない。したがって、酸可溶性Ａｌの含有量は、０．０１％以上０．０５％以下であり、好ましくは、０．０１％以上０．０４％以下である。
　Ｎ（窒素）の含有量は、０．００２％以上０．０１５％以下である。Ｎは、上述した酸可溶性Ａｌと共にインヒビターであるＡｌＮを形成する。Ｎの含有量が上記範囲を外れる場合、十分なインヒビター効果が得られないため好ましくない。したがって、Ｎの含有量は、０．００２％以上０．０１５％以下であり、好ましくは、０．００２％以上０．０１２％以下である。
　Ｂｉ（ビスマス）の含有量は、０．０００５％以上０．０５％以下である。Ｂｉは、インヒビターであるＭｎＳやＡｌＮの耐熱性を強化して、二次再結晶温度を高温化して、磁束密度を向上する効果があると推定される。Ｂｉの含有量が０．０００５％未満である場合、十分なインヒビター耐熱性強化効果が得られないため好ましくない。Ｂｉの含有量が０．０５％超である場合、熱延における鋼板の脆性が劣化して通板が困難となり、生産性が低下するので好ましくない。したがって、Ｂｉの含有量は、０．０００５％以上０．０５％以下であり、好ましくは、０．００１０％以上０．０２％以下である。
　また、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造に用いられるスラブは、上述した元素の他に、二次再結晶を安定化させる元素として、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、またはＳｂのいずれか１種または２種以上を含有してもよい。スラブが上記の元素を含有する場合、製造される方向性電磁鋼板の磁束密度をさらに向上することができる。
　なお、これらの元素の各々の含有量は、０．０１％以上０．３％以下であってもよい。これらの元素の各々の含有量が０．０１％未満である場合、二次再結晶を安定化させる効果が十分に得られにくくなるため好ましくない。これらの元素の各々の含有量が０．３％超である場合、二次再結晶を安定化させる効果が飽和するため、製造コストの増大を抑制する観点から好ましくない。
　上記で説明した成分組成に調整された溶鋼を鋳造することで、スラブが形成される。なお、スラブの鋳造方法は、特に限定されない。また、研究開発において、真空溶解炉などで鋼塊が形成されても、上記成分について、スラブが形成された場合と同様の効果が確認できる。
［熱延鋼板とする工程］
　続いて、スラブを加熱して熱間圧延を施すことで熱延鋼板に加工される。スラブは１２８０℃以上に加熱されることで、スラブ中のインヒビター成分が完全固溶される。スラブの加熱温度が１２８０℃未満である場合、ＭｎＳ、ＭｎＳｅ、およびＡｌＮ等のインヒビター成分を充分に溶体化することが困難になるため好ましくない。なお、このときのスラブの加熱温度の上限値は、特に定めないが、設備保護の観点から１４５０℃が好ましく、例えば、スラブの加熱温度は、１３００℃以上１４５０℃以下であってもよい。
　次に、加熱されたスラブは、熱間圧延されて熱延鋼板に加工される。加工後の熱延鋼板の板厚は、例えば、１．８ｍｍ以上３．５ｍｍ以下であってもよい。熱延鋼板の板厚が１．８ｍｍ未満である場合、熱間圧延後の鋼板温度が低温化し、鋼板中のＡｌＮの析出量が増加することで二次再結晶が不安定となって、最終的な板厚が０．２３ｍｍ以下の方向性電磁鋼板において磁気特性が低下するため好ましくない。熱延鋼板の板厚が３．５ｍｍ超である場合、冷間圧延の工程での圧延負荷が大きくなるため好ましくない。
［冷延鋼板とする工程］
　続いて、加工された熱延鋼板は、熱延板焼鈍を施された後、１回の冷間圧延、または中間焼鈍を挟んだ複数回の冷間圧延にて圧延されることで、冷延鋼板に加工される。なお、中間焼鈍を挟んだ複数回の冷間圧延にて圧延する場合、前段の熱延板焼鈍を省略することも可能である。ただし、熱延板焼鈍を施す場合、鋼板形状がより良好になるため、冷間圧延にて鋼板が破断する可能性を軽減することができる。
　また、冷間圧延のパス間、圧延ロールスタンド間、または圧延中に、鋼板は、３００℃程度以下で加熱処理されてもよい。このような場合、最終的な方向性電磁鋼板の磁気特性を向上させることができる。なお、熱延鋼板は、３回以上の冷間圧延によって圧延されてもよいが、多数回の冷間圧延は、製造コストを増大させるため、熱延鋼板は、１回または２回の冷間圧延によって圧延されることが好ましい。冷間圧延をゼンジミアミルなどのリバース圧延で行う場合、それぞれの冷間圧延におけるパス回数は、特に限定されないが、製造コストの観点から、９回以下が好ましい。
［一次再結晶焼鈍を施す工程］
　次に、冷延鋼板は、急速昇温された後、脱炭焼鈍される。これらの過程は、一次再結晶焼鈍とも称され、連続して行われることが好ましい。一次再結晶焼鈍によって、冷延鋼板では、二次再結晶前のＧｏｓｓ方位粒を増加させることで、二次再結晶過程において、より理想Ｇｏｓｓ方位に近い方位粒が二次再結晶することが期待されるため、最終的な方向性電磁鋼板の磁束密度を向上することができる。
　一次再結晶焼鈍は室温付近から昇温を開始し脱炭焼鈍温度程度まで昇温させることが一般的であり、その間の昇温速度は様々である。一方で、本発明では以下に説明するように、昇温開始～５５０℃の間の平均昇温速度Ｖａ１（℃／ｓ）、５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２（℃／ｓ）、７００℃～昇温終了の間の平均昇温速度Ｖａ３（℃／ｓ）が
Ｖａ１≦Ｖａ２、４００≦Ｖａ２、Ｖａ３≦Ｖａ２とすることを特徴としている。一次再結晶焼鈍の昇温開始温度及び到達温度は特に限定されない。
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、一次再結晶焼鈍における冷延鋼板の急速昇温は、５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２を４００℃／ｓ以上とする。これにより、本実施形態では、冷延鋼板の二次再結晶前のＧｏｓｓ方位粒をさらに増加させることができ、最終的な方向性電磁鋼板の磁束密度を向上することができる。急速昇温の温度範囲は、５５０℃～７００℃である。急速昇温の開始温度が５５０℃超である場合、鋼板中で転位の回復が大きく進行し、Ｇｏｓｓ方位粒以外の方位粒の一次再結晶が開始してしまうため、Ｇｏｓｓ方位粒増加効果が減じるので好ましくない。急速昇温の終了温度が７００℃未満である場合、Ｇｏｓｓ方位粒の一次再結晶が完了する前に、他の方位粒の一次再結晶が完了してしまうため、Ｇｏｓｓ方位粒増加効果が減じるので好ましくない。
　また、５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２を７００℃／ｓ以上とする場合、二次再結晶前のＧｏｓｓ方位粒をさらに増加させることができ、最終的な方向性電磁鋼板の磁束密度をさらに向上することができるためより好ましい。一方、平均昇温速度Ｖａ２が４００℃／ｓ未満である場合、Ｇｏｓｓ方位粒が不足するため、二次再結晶過程において、理想Ｇｏｓｓ方位に近い方位粒以外の方位粒、たとえば首振りＧｏｓｓ方位粒なども異常粒成長してしまうため、最終的な方向性電磁鋼板の磁束密度が劣化してしまうため好ましくない。
　さらに、５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２が４００℃／ｓ以上である場合、仕上焼鈍昇温過程において、焼鈍分離剤に含まれる硫黄の鋼板への浸入が促進され、鋼中でＭｎＳが形成されてＧｏｓｓ方位粒以外の異常粒成長を抑制し、結果としてＧｏｓｓ方位粒の異常粒成長を促進することが明らかとなった。
　一次再結晶焼鈍の昇温過程において、５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２が４００℃／ｓ以上である場合、仕上焼鈍昇温過程において、焼鈍分離剤に含まれる硫黄の鋼板への浸入が促進されるメカニズムは、必ずしも明らかではないが、以下のように推察される。まず、一次再結晶焼鈍の昇温過程において、５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度が４００℃／ｓ以上である場合、５５０℃～７００℃における滞留時間が短いので酸化層の形成、特に外部酸化膜の形成が抑制される。次に、引き続く脱炭焼鈍において、外部酸化膜の形成量が減じられているため、内部酸化層の形成が促進される。最後に、これら内部酸化層と地鉄の界面が硫黄拡散のパスとなり、仕上焼鈍昇温過程において焼鈍分離剤からの硫黄の浸入が促進されると推察される。
　なお、５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２とは、鋼板の温度が５５０℃～７００℃まで昇温する際の平均昇温速度である。
　このような急速昇温は、例えば、通電加熱方法または誘導加熱方法を用いることで、実施することが可能である。
　昇温開始～５５０℃の間の平均昇温速度Ｖａ１（℃／ｓ）は、Ｖａ１≦Ｖａ２とする。Ｖａ１＞Ｖａ２の場合、５５０℃～７００℃の間の急速昇温前に鋼板の温度が不均一となり、急速加熱効果にばらつきが生じて、最終的に得られる方向性電磁鋼板の磁気特性が向上しない場合があるので好ましくない。
　７００℃～昇温終了の間の平均昇温速度Ｖａ３（℃／ｓ）は、Ｖａ３≦Ｖａ２とする。Ｖａ３＞Ｖａ２の場合、脱炭焼鈍後の酸化膜が変化して、期待される仕上焼鈍昇温過程における焼鈍分離剤からの硫黄の浸入効果が得られず、最終的に得られる方向性電磁鋼板の磁気特性が向上しない場合があるので好ましくない。このメカニズムは必ずしも明らかではないが、Ｖａ３＞Ｖａ２の場合、脱炭焼鈍後の酸化膜が厚くなり過ぎ、仕上焼鈍の昇温過程における焼鈍分離剤からの硫黄の浸入量が減少し、一次再結晶昇温過程の急速昇温によるＧｏｓｓ方位粒増加効果を十分に活用できないと推察される。
　ここで、昇温過程は、複数の装置によって実施されてもよい。たとえば、鋼板の回復、すなわち鋼中の転位密度の減少が生じる５５０℃よりも低温で保持または徐冷することも、昇温前の鋼板の均温性を向上することができるので、実施してもかまわない。さらに、５５０℃から７００℃までの昇温を含む昇温過程も、１つまたは２つ以上の装置によって実施されてもよい。
　昇温が開始された点とは、５５０℃以下の低温側において、鋼板の温度が低下した状態から、鋼板の温度が上昇する状態に遷移する点（すなわち、温度変化が極小値をとる点）である。また、昇温が終了した点とは、７００℃以上の高温側において、鋼板の温度が上昇した状態から、鋼板の温度が低下する状態に遷移する点（すなわち、温度変化が極大値をとる点）である。
　ここで、昇温開始点および急速昇温終了点の判別方法は、特に限定されないが、例えば、放射温度計等を用いて鋼板温度を測定することによって判別することが可能である。なお、鋼板温度の測定方法については、特に限定されない。また、一次再結晶の昇温終了温度が、引き続く脱炭焼鈍温度よりも低温となっても、または高温となっても、本発明の効果は損なわれない。一次再結晶の昇温終了温度が、脱炭焼鈍温度よりも低温になる場合は、脱炭焼鈍工程で加熱しても構わない。一次再結晶の昇温終了温度が、脱炭焼鈍温度よりも高温になる場合は、放熱処理やガス冷却処理などを施して、鋼板温度を冷却しても構わない。さらに、脱炭焼鈍温度よりも低温まで冷却した後、脱炭焼鈍工程で再加熱しても構わない。
　ただし、鋼板温度の測定が困難であり、昇温開始点および急速昇温終了点の正確な場所の推定が困難である場合は、昇温過程および冷却過程の各々のヒートパターンを類推することで、これらの場所を推定してもよい。また、さらには、昇温過程における昇温装置への鋼板の入側温度および出側温度を、昇温開始点および急速昇温終了点としてもよい。
　ここで、一次再結晶焼鈍の昇温過程の雰囲気は、引き続く脱炭焼鈍において脱炭性を阻害しないために、酸素分圧比、すなわち雰囲気中の水蒸気分圧ＰＨ２Ｏと、水素分圧ＰＨ２との比ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２を、たとえば０．１以下にしてもよい。
　次に、冷延鋼板は、脱炭焼鈍される。脱炭焼鈍は、水素および窒素含有の湿潤雰囲気中において、９００℃以下の温度で実施される。なお、一次再結晶焼鈍の工程では、冷延鋼板に対して、磁性特性および被膜特性向上を目的として、脱炭焼鈍に続く還元焼鈍が施されてもよい。
［仕上焼鈍を施す工程］
　その後、一次再結晶焼鈍後の冷延鋼板に仕上焼鈍を施す。その際、鋼板間の焼き付き防止や、一次被膜形成や、二次再結晶挙動制御などを目的としてＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤が仕上焼鈍前に塗布される。前記焼鈍分離剤は、一般的に水スラリーの状態で鋼板表面に塗布、乾燥されるが、静電塗布法などを用いてもよい。ここで、焼鈍分離剤の添加物は、特に一次被膜と鋼板の密着性や二次再結晶挙動に大きな影響をおよぼす。以下に、焼鈍分離剤の添加物含有量および効果を記載する。ここで、含有量は焼鈍分離剤の主成分であるＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときの添加物の含有量（質量％）である。「主成分」とは、ある物質に５０質量％以上含まれている成分ことを言い、好ましくは７０質量％以上、より好ましくは９０質量％以上である。
　焼鈍分離剤の鋼板への付着量は、片面あたり、例えば、２ｇ／ｍ２以上１０ｇ／ｍ２以下が好ましい。焼鈍分離剤の鋼板への付着量が２ｇ／ｍ２未満である場合、仕上焼鈍において、鋼板同士が焼き付いてしまうので好ましくない。焼鈍分離剤の鋼板への付着量が１０ｇ／ｍ２超である場合、製造コストが増大するので好ましくない。
　前記焼鈍分離剤において、ＴｉＯ２の含有量は、０．５％以上１０％以下である。ＴｉＯ２は、一次被膜と鋼板の密着性に大きな影響を及ぼす。０．５％未満である場合、密着性改善の効果が十分ではなく、また１０％超である場合、仕上焼鈍過程において鋼板へＴｉが固溶し、後にＴｉＣなどの微細析出物を形成して磁性を劣化させる（磁気時効）ことがあるので、好ましくない。したがって、ＴｉＯ２の含有量は、０．５％以上１０％以下であり、さらに好ましくは、１．０％以上８％以下である。
　前記焼鈍分離剤において、希土類金属化合物の含有量は、希土類金属換算で０．１％以上１０％以下である。０．１％未満である場合、密着性改善の効果が十分ではなく、また１０％超である場合、製造コストが増大するので、好ましくない。したがって、希土類金属化合物の含有量は、希土類金属換算で０．１％以上１０％以下であり、さらに好ましくは、０．２％以上８％以下である。希土類金属化合物は、特に限定されるものではなく、酸化物、硫化物、硫酸塩、珪化物、りん酸塩、水酸化物、炭酸塩、硼素化物、塩化物、および弗化物のうち１種または２種以上を混合しても構わない。希土類金属化合物は、入手のしやすさ、コストの観点から、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙの化合物の使用がより好ましい。すなわち、本発明において希土類金属はＬａ、Ｃｅ、およびＹからなる群から選択されることがより好ましい。
　前記焼鈍分離剤において、アルカリ土類金属化合物の含有量は、アルカリ土類金属換算で０．１％以上１０％以下である。０．１％未満である場合、密着性改善の効果が十分ではなく、また１０％超である場合、焼鈍分離剤スラリーの塗布性が劣化するので、好ましくない。したがって、アルカリ土類金属化合物の含有量は、アルカリ土類金属換算で０．１％以上１０％以下であり、さらに好ましくは０．２％以上８％以下である。なお、アルカリ土類金属の化合物は、特に限定されるものではないが、Ｃａ、ＳｒおよびＢａからなる群から選択されるアルカリ土類金属の硫酸塩、炭酸塩、水酸化物、塩化物および酸化物であることが好ましく、また、これらの化合物は１種又は２種以上混合してもかまわない。
　前記焼鈍分離剤において、硫酸塩または硫化物の含有量は、硫黄元素換算でＡ％として、（０．０００２５×Ｖａ２）≦Ａ≦１．５の条件を満たす。Ａ＜（０．０００２５×Ｖａ２）の場合、一次再結晶焼鈍の昇温速度を高めてＧｏｓｓ方位粒を増加させた効果を活用できず、磁束密度の向上効果が小さくなるので好ましくない。１．５＜Ａの場合、二次再結晶が不安定となるので好ましくない。したがって、硫酸塩または硫化物の含有量は、硫黄元素換算でＡ％として、（０．０００２５×Ｖａ２）≦Ａ≦１．５の条件を満たす。
　このような現象が生じる詳細な理由は明らかではないが、焼鈍分離剤に含有される硫酸塩または硫化物によって二次再結晶過程のインヒビター強度の挙動に影響を与えるためと推察される。すなわち、一次再結晶焼鈍の昇温速度を４００℃／ｓ以上とすることで、主に表層近傍においてＧｏｓｓ方位粒が増加する。一方、焼鈍分離剤に硫黄化合物が含まれると、二次再結晶過程で鋼板へ硫黄が浸透（硫化）して鋼中でＭｎＳを形成することで表層近傍のインヒビター強度が向上する。ここで、ＭｎＳ形成挙動は、仕上焼鈍の昇温速度および焼鈍分離剤からの水分放出率にも強く影響される。焼鈍分離剤中の硫黄化合物含有量と仕上焼鈍の昇温速度および焼鈍分離剤からの水分放出率を適切に制御することで、表層近傍でＭｎＳによる粒成長抑制層が形成されて、二次再結晶過程で表層Ｇｏｓｓ方位粒が他の方位粒に蚕食され難くなって、磁束密度を向上すると推察される。
　また、スラブ成分にＢｉを含有させると、一次被膜と鋼板の密着性が劣化するメカニズムについて、詳細は明らかとなっていないが、一次被膜と鋼板の界面構造が平滑化しやすくなって、アンカー効果が減少して密着性が劣化すると推察される。焼鈍分離剤において、希土類金属化合物およびアルカリ土類金属化合物が適切に含有されると、一次被膜と鋼板の界面構造が複雑化してアンカー効果を発揮して、一次被膜と鋼板の密着性が改善されると推定される。
　続いて、一次被膜形成および二次再結晶を目的として仕上焼鈍が施される。仕上焼鈍は、例えば、バッチ式加熱炉等を用いて、コイル状の鋼板を熱処理することで行われてもよい。さらに、最終的な方向性電磁鋼板の鉄損値をより低減するためには、コイル状の鋼板を１２００℃程度の温度まで昇温させた後に保持する純化処理が施されてもよい。
　仕上焼鈍は室温程度から昇温されることが一般的であり、また仕上焼鈍の昇温速度は様々である。一方で、本発明では以下に説明するように、室温から７００℃の間の前記焼鈍分離剤からの水分放出率が０．５％以上６．０％以下であり、９００℃～１１００℃の間の平均昇温速度Ｖｆを所定の範囲とすることを特徴としている。
　仕上焼鈍の昇温過程における室温～７００℃までの焼鈍分離剤からの水分放出率は、脱炭焼鈍で形成された内部酸化層の状態を、焼鈍分離剤から鋼板への硫黄の浸入が開始するまで適切に保つために、非常に重要である。仕上焼鈍の昇温過程における室温～７００℃までの焼鈍分離剤からの水分放出率は、０．５％以上６．０％以下とする。水分放出率が０．５％未満の場合、仕上焼鈍昇温過程における追加酸化量が不足して、内部酸化層が凝集する過程で不連続となり、表面から内層側までの硫黄の拡散パスが消失するので好ましくない。一方、水分放出率が６．０％超の場合、仕上焼鈍昇温過程における追加酸化量が過剰となって、鋼中Ａｌの酸化進行に伴ってＡｌＮ分解が促進され過ぎて、特に表層のインヒビター強度が低下して首振りＧｏｓｓ方位粒なども異常粒成長する場合があるので好ましくない。
　仕上焼鈍の昇温過程における室温～７００℃までの焼鈍分離剤からの水分放出率は、例えば、焼鈍分離剤を塗布および乾燥した後、仕上焼鈍が開始されるまでの間に、鋼板表面から焼鈍分離剤を回収して、室温から７００℃まで昇温する間の重量減少率として測定されても良い。室温から７００℃まで昇温する間の雰囲気は、窒素でもよいしＡｒでもよい。重量減少率は、焼鈍分離剤をるつぼに入れ、昇温前後の重量を測定することで算出してもよいし、熱重量測定装置で測定してもよい。
　仕上焼鈍の昇温過程における９００℃～１１００℃の間の平均昇温速度Ｖｆ（℃／ｈ）は、５≦Ｖｆ≦（２１－４×Ａ）である。Ｖｆ＜５の場合、熱処理時間が長くなり過ぎて生産性が劣化するので好ましくない。（２１－４×Ａ）＜Ｖｆの場合、昇温速度が速すぎて、焼鈍分離剤中の硫酸塩もしくは硫化物が分解して鋼中に侵入する硫黄の量が不十分となり、表層近傍でＭｎＳによる粒成長抑制層が十分に形成されないので、好ましくない。したがって、仕上焼鈍の昇温過程における９００℃～１１００℃の間の平均昇温速度Ｖｆ（℃／ｈ）は、５≦Ｖｆ≦（２１－４×Ａ）である。なお、平均昇温速度Ｖｆは鋼板の温度が９００℃～１１００℃まで昇温する際の平均昇温速度であるが、仕上焼鈍をバッチ式加熱炉を用いて、コイル状の鋼板を熱処理する場合は、例えば、加熱炉の温度やコイル表面の温度から、平均昇温速度Ｖｆを算出してもよい。平均昇温速度Ｖｆの温度範囲は、９００℃～１１００℃である。平均昇温速度Ｖｆの昇温開始温度が９００℃超である場合、Ｇｏｓｓ方位粒以外の方位粒の異常粒成長も可能な温度域であるため、一次再結晶焼鈍における急速昇温速度と焼鈍分離剤中の硫黄元素換算量から規定される平均昇温速度ＶｆによるＧｏｓｓ方位粒優先成長の効果が減じるので好ましくない。平均昇温速度Ｖｆの終了温度が１１００℃未満である場合、Ｇｏｓｓ方位粒の二次再結晶が完了しておらず、他の方位粒の異常粒成長が発生する可能性があるため、平均昇温速度ＶｆによるＧｏｓｓ方位粒優先成長の効果が減じるので好ましくない。
　仕上焼鈍の昇温過程における１１００℃以上の温度域のヒートパターンについては、特に限定されず、一般的な仕上焼鈍の条件を用いることが可能である。例えば、生産性および一般的な設備制約の観点から５℃／ｈ～１００℃／ｈとしてもよい。また、他の公知のヒートパターンで行ってもよい。冷却過程においても、ヒートパターンは特に限定されない。
　仕上焼鈍における雰囲気ガス組成は、特に限定されない。二次再結晶進行過程では、窒素と水素の混合ガスであってもよい。乾燥雰囲気でもよいし、湿潤雰囲気でも構わない。純化焼鈍は、乾燥水素ガスであってもよい。
［平坦化焼鈍を施す工程］
　続いて、仕上焼鈍の後、鋼板へ絶縁性および張力付与を目的として、例えば、リン酸アルミニウムまたはコロイダルシリカなどを主成分とした絶縁被膜が鋼板の表面に塗布される。その後、絶縁被膜の焼付、および仕上焼鈍による鋼板形状の平坦化を目的として、平坦化焼鈍が施される。なお、鋼板に対して絶縁性および張力が付与されるのであれば、絶縁被膜の成分は特に限定されない。なお、本実施形態では、需要家の目的によっては、方向性電磁鋼板に磁区制御処理が施されてもよいことは言うまでもない。
　以上の工程により、最終的な方向性電磁鋼板を製造することができる。本実施形態に係る製造方法によれば、磁気特性に優れ、一次被膜と鋼板の密着性に優れた方向性電磁鋼板を製造することができる。
　こうして得られた方向性電磁鋼板は、変圧器に加工される際に、例えば、巻鉄心変圧器では、所定の大きさに巻き取られた後、金型などにより形状矯正される。ここで、特に、鉄心内周側では非常に曲率半径の小さい加工が施されることになる。このような加工でも一次被膜と鋼板の剥離を十分に防止するには、１０ｍｍφの曲げ加工密着性試験で、被膜剥離面積率が、１０％以下であることが好ましい。
　１０ｍｍφの曲げ加工密着性試験（１０ｍｍφ曲げ試験）とは、円筒型マンドレル屈曲試験機を用いて、サンプル鋼板を試験機に設置して曲げ試験を行い、曲げ試験後のサンプル鋼板の表面を観察することで実施される。また、被膜剥離面積率とはサンプル鋼板の全面積に対して、一次被膜が剥離した領域の面積の割合である。
［方向性電磁鋼板］
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、所定の成分を含む母材鋼板と母材鋼板の表面上に形成されており、Ｍｇ２ＳｉＯ４を主成分として含有する一次被膜とを備えるものである。
［母材鋼板の成分組成］
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板において、高磁束密度化とともに低鉄損化するためには、方向性電磁鋼板の母材鋼板に含有される成分組成のうち、下記元素の含有量を制御することが重要である。
　Ｃは、製造工程における脱炭焼鈍工程の完了までの組織制御に有効な元素である。しかし、Ｃ含有量が０．００５％超である場合、磁気時効を引き起こして磁気特性が低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．００５％以下であり、好ましくは０．００３％以下である。
　一方、Ｃ含有量は低いほうが好ましいが、Ｃ含有量を０．０００１％未満に低減しても、組織制御の効果は飽和し、製造コストが嵩むだけとなる。したがって、Ｃ含有量は、０．０００１％以上としてもよい。
　Ｓｉは、鋼板の電気抵抗を高めることで、鉄損の一部を構成する渦電流損失を低減する。Ｓｉは、質量％で、２．５％以上４．５％以下の範囲で母材鋼板に含有されることが好ましく、２．７％以上４．０％以下の範囲で母材鋼板に含有されることがより好ましい。Ｓｉの含有量が２．５％未満である場合、方向性電磁鋼板の渦電流損失を抑制することが困難になるため好ましくない。Ｓｉの含有量が４．５％超である場合、方向性電磁鋼板の加工性が低下するため好ましくない。
　Ｍｎは、二次再結晶を左右するインヒビターであるＭｎＳやＭｎＳｅを形成する。Ｍｎは、質量％で、０．０１％以上０．１５％以下の範囲で母材鋼板に含有されることが好ましく、０．０３％以上０．１３％以下の範囲で母材鋼板に含有されることがより好ましい。Ｍｎの含有量が０．０１％未満である場合、二次再結晶を生じさせるＭｎＳおよびＭｎＳｅの絶対量が不足するため好ましくない。Ｍｎの含有量が０．１５％超である場合、スラブ加熱時にＭｎの固溶が困難になり、かつインヒビターの析出サイズが粗大化することで、インヒビターの最適サイズ分布が損なわれるため好ましくない。
　本発明による方向性電磁鋼板の母材鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、母材鋼板を工業的に製造する際に、意図的に添加する場合に限らず、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから不可避的に混入されるものを含み、又は、純化焼鈍において完全に純化されずに鋼中に残存する下記の元素等であって、本発明の方向性電磁鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。不純物の合計含有量の上限の目途としては、５％程度が挙げられる。
　また、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の母材鋼板は、二次再結晶を安定化させる元素として、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、またはＳｂのいずれか１種または２種以上を含有してもよい。母材鋼板が上記の元素を含有する場合、鉄損値をさらに低減することができるため、より良好な磁気特性を得ることができる。
　これらの元素の各々の含有量は、質量％で、０．０１％以上０．３％以下であってもよい。これらの元素の各々の含有量が０．０１％未満である場合、二次再結晶を安定化させる効果が十分に得られにくくなるため好ましくない。これらの元素の各々の含有量が０．３％超である場合、二次再結晶を安定化させる効果が飽和するため、方向性電磁鋼板の製造コストの増大を抑制する観点から好ましくない。
［一次被膜］
　また、本発明者らは、一次被膜と鋼板の密着性と、一次被膜におけるＡｌ酸化物の分布に、密接な関係があることを見出した。すなわち、本発明による方向性電磁鋼板において、一次被膜の表面から方向性電磁鋼板の板厚方向にグロー放電発光分析法による元素分析を実施したときに得られるＡｌ発光強度のピーク位置ＤＡｌが、一次被膜の表面から板厚方向に２．０～１２．０μｍの範囲内に配置される。
　方向性電磁鋼板において、一次被膜と鋼板（地金）の界面は、嵌入構造を有する。具体的には、一次被膜の一部が、鋼板表面から鋼板内部に進入している。鋼板表面から鋼板内部に進入している一次被膜の一部は、いわゆるアンカー効果を発揮して、一次被膜の鋼板に対する密着性を高める。以降、本明細書では、鋼板表面から鋼板内部に進入している一次被膜の一部を、「一次被膜の根」と定義する。
　一次被膜の根が鋼板内部に深く入り込んでいる領域において、一次被膜の根の主成分は、Ａｌ酸化物の一種であるスピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）である。グロー放電発光分析法による元素分析を実施したときに得られるＡｌ発光強度のピークは、上記スピネルの存在位置を反映すると推定される。
　上記Ａｌ発光強度ピークの一次被膜表面からの深さ位置をＡｌピーク位置ＤＡｌ（μｍ）と定義する。Ａｌピーク位置ＤＡｌが２．０μｍ未満である場合、スピネルが鋼板表面から浅い位置に形成されていることを意味する。つまり、一次被膜の根が浅いことを意味する。この場合、一次被膜の密着性が低いので好ましくない。一方、Ａｌピーク位置ＤＡｌが１２．０μｍを超える場合、一次被膜の根が過度に発達しており、鋼板内部の深い部分まで一次被膜の根が進入している。この場合、一次被膜の根が磁壁移動を阻害する。その結果、磁気特性が劣化して好ましくない。
　Ａｌピーク位置ＤＡｌが２．０～１２．０μｍであれば、優れた磁気特性を維持しつつ、被膜の密着性を高めることができる。Ａｌピーク位置ＤＡｌは、さらに好ましくは３．０～１０μｍである。
　Ａｌピーク位置ＤＡｌは次の方法で測定できる。周知のグロー放電発光分析法（ＧＤＳ法）を用いて、元素分析を実施する。具体的には、方向性電磁鋼板の表面上をＡｒ雰囲気にする。方向性電磁鋼板に電圧をかけてグロープラズマを発生させ、鋼板表層をスパッタリングしながら板厚方向に分析する。
　グロープラズマ中で原子が励起されて発生する元素特有の発光スペクトル波長に基づいて、鋼板表層に含まれるＡｌを同定する。さらに、同定されたＡｌの発光強度を深さ方向にプロットする。プロットされたＡｌ発光強度に基づいて、Ａｌピーク位置ＤＡｌを求める。
　元素分析における一次被膜の表面からの深さ位置は、スパッタ時間に基づいて算定可能である。具体的には、予め標準サンプルにおいて、スパッタ時間とスパッタ深さの関係（以下、サンプル結果という）を求めておく。サンプル結果を用いて、スパッタ時間をスパッタ深さに変換する。変換されたスパッタ深さを、元素分析（Ａｌ分析）した深さ位置（一次被膜の表面からの深さ位置）と定義する。本発明におけるＧＤＳ法では、市販の高周波グロー放電発光分析装置を用いることができる。なお、サンプル測定時の最終スパッタ深さは、Ａｌピーク位置ＤＡｌをばらつきなく評価するために、Ａｌピーク位置ＤＡｌの１．５倍以上３倍以下であることが望ましい。なお、この測定は、絶縁被膜を塗布および焼付後の鋼板を、高温のアルカリ溶液等に浸漬することで絶縁被膜を除去して、水洗した後に実施してもかまわない。
　本発明による方向性電磁鋼板ではさらに、Ａｌピーク位置ＤＡｌでのＡｌ酸化物の個数密度ＮＤが０．０２～０．２０個／μｍ２である。
　上述のとおり、Ａｌピーク位置ＤＡｌは、一次被膜の根の部分に相当する。一次被膜の根には、Ａｌ酸化物であるスピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）が多く存在する。したがって、Ａｌピーク位置ＤＡｌでの任意の領域（たとえば、グロー放電の放電痕の底部）におけるＡｌ酸化物の個数密度をＡｌ酸化物個数密度ＮＤと定義したとき、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤは一次被膜の根（スピネル）の鋼板表層での分散状態を示す指標となる。
　Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが０．０２個／μｍ２未満の場合、一次被膜の根が十分に形成されていない。そのため、一次被膜の鋼板に対する密着性が低いので好ましくない。一方、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤが０．２０個／μｍ２を超える場合、一次被膜の根が過剰に発達しており、鋼板内部の深い部分まで一次被膜の根が進入している。この場合、一次被膜の根が二次再結晶および磁壁移動を阻害し、磁気特性が劣化するので好ましくない。したがって、Ａｌ酸化物個数密度ＮＤは０．０２～０．２０個／μｍ２である。Ａｌ酸化物個数密度ＮＤは、さらに好ましくは、０．０３～０．１５個／μｍ２である。
　Ａｌ酸化物個数密度ＮＤは次の方法で求めることができる。グロー放電発光分析装置により、Ａｌピーク位置ＤＡｌまでグロー放電を実施する。Ａｌピーク位置ＤＡｌでの放電痕のうち、任意の３０μｍ×５０μｍ以上の領域（観察領域）に対して、エネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）による元素分析を実施して、観察領域中のＡｌ酸化物を特定する。具体的には、観察領域におけるＯの特性Ｘ線の最大強度に対して、５０％以上のＯの特性Ｘ線の強度が分析される領域を酸化物と特定する。特定された酸化物領域において、Ａｌの特定Ｘ線の最大強度に対して、３０％以上のＡｌの特定Ｘ線の強度が分析される領域をＡｌ酸化物と特定する。特定されたＡｌ酸化物は主としてスピネルであり、他に、種々のアルカリ土類金属とＡｌを高濃度で含むケイ酸塩である可能性がある。特定されたＡｌ酸化物の個数をカウントし、次の式でＡｌ酸化物個数密度ＮＤ（個／μｍ２）を求める。
　ＮＤ＝特定されたＡｌ酸化物の個数／観察領域の面積
　また、本発明者らは、二次再結晶過程におけるインヒビター制御に用いた硫酸塩または硫化物に含有される硫黄元素の一部が、焼鈍分離剤に含有させた希土類金属やアルカリ土類金属などと反応して硫化物を形成して、仕上焼鈍後も一次被膜や鋼板、あるいはその界面に残存していることを見出した。すなわち、本発明による方向性電磁鋼板において、一次被膜の表面から方向性電磁鋼板の板厚方向にグロー放電発光分析法による元素分析を実施したときに得られるＳ発光強度のピーク位置ＤＳが、一次被膜の表面から板厚方向に１．０～１０．０μｍの範囲内に配置され、かつＤＳ＜ＤＡｌである。好ましくはＳ発光強度のピーク位置ＤＳが、一次被膜の表面から板厚方向に１．０～６．０μｍの範囲内に配置され、かつＤＳ＜ＤＡｌである。
　焼鈍分離剤に含有される硫黄化合物は、二次再結晶過程で分解して、鋼板へ硫黄が浸透（硫化）して鋼中でＭｎＳを形成することで、表層近傍のインヒビター強度が向上する。一次再結晶焼鈍の昇温過程において、５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２が４００℃／ｓ以上かつ７００℃～昇温終了の間の平均昇温速度Ｖａ３が、Ｖａ３≦Ｖａ２を満たす場合、引き続く脱炭焼鈍において内部酸化層の形成が促進され、これら内部酸化層と地鉄の界面が硫黄拡散のパスとなり、仕上焼鈍昇温過程において焼鈍分離剤からの硫黄の浸入が促進されると推察される。また、仕上焼鈍の昇温過程における室温～７００℃までの焼鈍分離剤からの水分放出率も浸硫に影響をおよぼし、仕上焼鈍昇温過程で適切に追加酸化することで、鋼板表面から内層側までの硫黄の拡散パスが維持されると推察される。しかし、分解した硫黄が全て鋼板に浸透するのではなく、一部は一次被膜中あるいは一次被膜と鋼板の界面や、鋼板の極表層部に留まって、硫化物を形成する。これらの硫化物は、二次再結晶過程で硫化を実現する場合に、必然的に形成されるものである。硫化物が最も多く形成される場所は、「一次被膜の根」よりも表層側となる。したがって、一次被膜の表面から方向性電磁鋼板の板厚方向にグロー放電発光分析法による元素分析を実施したときに得られるＳ発光強度のピーク位置ＤＳが、一次被膜の表面から板厚方向に１．０～１０．０μｍの範囲内に配置され、かつＤＳ＜ＤＡｌである。
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、さらに磁束密度Ｂ８値が制御されてもよい。具体的には、本実施形態に係る方向性電磁鋼板において、磁束密度Ｂ８値は、１．９２Ｔ以上が好ましく、１．９３Ｔ以上がより好ましい。ここで、磁束密度Ｂ８値は、方向性電磁鋼板に５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍの磁場を付与したときの磁束密度である。磁束密度Ｂ８値が１．９２Ｔ未満である場合、方向性電磁鋼板の鉄損値（特に、ヒステリシス損）が大きくなってしまうため好ましくない。磁束密度Ｂ８値の上限値は、特に限定されないが、現実的には、例えば、２．０Ｔとしてもよい。なお、磁束密度などの方向性電磁鋼板の磁気特性は、公知の方法により測定することができる。例えば、方向性電磁鋼板の磁気特性は、ＪＩＳ　Ｃ２５５０に規定されるエプスタイン試験に基づく方法、またはＪＩＳ　Ｃ２５５６に規定される単板磁気特性試験法（Ｓｉｎｇｌｅ　Ｓｈｅｅｔ　Ｔｅｓｔｅｒ：ＳＳＴ）などを用いることにより測定することができる。なお、研究開発において、真空溶解炉などで鋼塊が形成された場合では、実機製造と同等サイズの試験片を採取することが困難となる。この場合、例えば、幅６０ｍｍ×長さ３００ｍｍとなるように試験片を採取して、単板磁気特性試験法に準拠した測定を行っても構わない。さらに、エプスタイン試験に基づく方法と同等の測定値が得られるように、得られた結果に補正係数を掛けても構わない。本実施形態では、単板磁気特性試験法に準拠した測定法により測定する。
　以上、本実施形態に係る方向性電磁鋼板ついて説明した。本実施形態に係る方向性電磁鋼板は上述した本実施形態の方向性電磁鋼板の製造方法により製造することができる。ただし、その方法のみに限定されるものではない。
　以下に、実施例を示しながら、本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法、および方向性電磁鋼板について、より具体的に説明する。なお、以下に示す実施例は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板のあくまでも一例に過ぎず、本実施形態に係る方向性電磁鋼板が以下に示す実施例に限定されるものではない。
　（実施例１）
　まず、質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓ：０．０２４％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００９％、Ｂｉ：０．０３％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼塊を作製した。該鋼塊を１３５０℃にて１時間焼鈍した後、熱間圧延を施すことで、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を最高温度１１００℃にて１４０秒間焼鈍し、酸洗を施した後に冷間圧延を施すことで、板厚０．２３ｍｍの冷延鋼板を得た。
　続いて、得られた冷延鋼板を、２５℃～５５０℃の間の平均昇温速度Ｖａ１、５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２、７００℃～昇温終了までの平均昇温速度Ｖａ３、昇温終了温度を表１に示す条件で昇温した後、湿水素雰囲気かつ８５０℃で１８０秒の間、一次再結晶焼鈍を施した。次に、一次再結晶焼鈍後の鋼板の表面に、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤を水スラリーの状態で塗布し、乾燥した。乾燥後の焼鈍分離剤の鋼板表面への付着量は、鋼板片面あたり８ｇ／ｍ２とした。その後、仕上焼鈍を施し、仕上焼鈍後の鋼板を水洗した。ここで、焼鈍分離剤のＭｇＯ以外の含有物は、ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき、ＴｉＯ２を５％、Ｌａ２Ｏ３をＬａ換算で２％であり、残部は表１に示す条件の化合物を含むものとした。仕上焼鈍の昇温過程における２５℃～７００℃の間の焼鈍分離剤からの水分放出率を３．０％とし、仕上焼鈍の昇温過程における２５℃～６００℃の平均昇温速度を１００℃／ｈ、６００℃～９００℃の平均昇温速度を２０℃／ｈ、９００℃～１１００℃の平均昇温速度Ｖｆは５℃／ｈ、１１００℃～１２００℃の平均昇温速度を１０℃／ｈとし、１２００℃で３０時間の純化焼鈍を施した。その後、鋼板の表面に、リン酸アルミニウムおよびコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を塗布した後、絶縁被膜の焼付および鋼板の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施した。
　以上にて得られた方向性電磁鋼板の試料をせん断して歪取焼鈍した後、サンプルサイズが６０ｍｍ×３００ｍｍの単板磁気特性測定法（ＪＩＳ　Ｃ２５５６に記載の方法に準拠）を用いて、各本発明例および比較例に係る方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８値を測定した。ここで、Ｂ８値とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍで励起したときの鋼板の磁束密度である。本発明では、サンプル５枚の平均値とした。
　さらに、上記試料を３０ｍｍ幅にせん断して、１０ｍｍφの曲げ試験を施した。ここでは、３枚の試験片を曲げ試験して、剥離面積率の平均値を求めた。
　試験方法は次のとおりである。各試験番号の試験片に対して１０ｍｍの曲率で曲げ試験を実施した。曲げ試験は、円筒型マンドレル屈曲試験機を用いて、円筒の軸方向が試験片の幅方向と一致するように、試験機を試験片に設置して、試験片が１８０℃曲がるまで実施した。曲げ試験後の試験片の表面を観察し、一次被膜が剥離している領域の総面積を求めた。次の式により、剥離面積率を求めた。
剥離面積率＝一次被膜が剥離した領域の総面積／試験片表面の面積×１００
　ここで、方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８値が１．９２Ｔ以上であり、かつ１０ｍｍφ曲げ試験の剥離面積率が１０％以下である条件を良好（Ｂ）であると判定した。また、Ｂの条件を満たし、かつ、さらに磁束密度Ｂ８値が１．９３Ｔ以上となる条件を最良（Ａ）であると判定した。そして、上記以外を不可（Ｃ）である判定した。
　以上の本発明例および比較例の製造条件、測定結果、及び評価を表１に示す。さらに、最終工程後の母材鋼板におけるＳｉとＭｎの含有量を、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法で分析した結果、実施例１記載の全サンプルにおいて、最終工程後の母材鋼板におけるＳｉとの含有量は３．２％であり、最終工程後の母材鋼板におけるＭｎの含有量は、０．０８％であった。また、最終工程後の母材鋼板におけるＣの含有量を、炭素・硫黄分析装置を用いて測定した結果、実施例１記載の全サンプルにおいて、最終工程後の母材鋼板における炭素の含有量は０．００２％であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１の結果を参照すると、本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板は、判定が良好となることがわかった。また、一次再結晶焼鈍の昇温過程における５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２を７００℃／ｓ以上の条件を用いた本発明例では、磁束密度Ｂ８値が１．９３Ｔ以上となるため、判定が最良となることがわかった。
　ここで、一次再結晶焼鈍の昇温過程における５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２（℃／ｓ）を横軸に取り、焼鈍分離剤における硫酸塩または硫化物を硫黄元素換算でＡ％として縦軸に取って、表１のＡ１からＡ２８の条件で示す結果をプロットしたグラフ図を図１に示す。図１に示すように、本発明例を丸点でプロットし、比較例を交差点でプロットすると、一次再結晶焼鈍の昇温過程における５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２（℃／ｓ）と、焼鈍分離剤における硫酸塩または硫化物を硫黄元素換算でＡ（％）との間には、本実施形態に係る条件にて規定される以下の式１の関係があることがわかった。
　　（０．０００２５×Ｖａ２）≦Ａ≦１．５　・・式１
　（実施例２）
　まず、質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：３．２％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓ：０．００３％、Ｓｅ：０．０１９％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００９％、Ｂｉ：０．０２％を含有し、残部がＦｅおよび不純物とからなる鋼塊を作製した。該鋼塊を１３８０℃にて１時間焼鈍した後、熱間圧延を施すことで、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を最高温度１１００℃にて１４０秒間焼鈍し、酸洗を施した後に冷間圧延を施すことで、板厚０．２３ｍｍの冷延鋼板を得た。
　続いて、得られた冷延鋼板を、２５℃～５５０℃の間の平均昇温速度Ｖａ１を１００℃／ｓ、５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２を表２に示す条件で昇温した後、７００℃～８５０℃の平均昇温速度Ｖａ３を１００℃／ｓで昇温し、湿水素雰囲気かつ８５０℃で１８０秒の間、一次再結晶焼鈍を施した。次に、一次再結晶焼鈍後の鋼板の表面に、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤を水スラリーの状態で塗布し、乾燥した。乾燥後の焼鈍分離剤の鋼板表面への付着量は、鋼板片面あたり５ｇ／ｍ２とした。その後、仕上焼鈍を施し、仕上焼鈍後の鋼板を水洗した。ここで、焼鈍分離剤のＭｇＯ以外の含有物は、ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときて、ＴｉＯ２を５％、ＣｅＯ２をＣｅ換算で２％であり、残部は表２に示す条件の化合物を含むものとした。仕上焼鈍の昇温過程における２５℃～７００℃の間の焼鈍分離剤からの水分放出率を１．５％とし、仕上焼鈍の昇温過程における２５℃～６００℃の平均昇温速度を１００℃／ｈ、６００℃～９００℃の平均昇温速度を１５℃／ｈ、９００℃～１１００℃の平均昇温速度Ｖｆを、表２に示す条件とし、１１００℃～１２００℃の平均昇温速度を１５℃／ｈとし、１２００℃で３０時間の純化焼鈍を施した。その後、鋼板の表面に、リン酸アルミニウムおよびコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を塗布した後、絶縁被膜の焼付および鋼板の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施した。
　以上にて得られた方向性電磁鋼板の試料をせん断して歪取焼鈍した後、サンプルサイズが６０ｍｍ×３００ｍｍの単板磁気特性測定法（ＪＩＳ　Ｃ２５５６に記載の方法に準拠）を用いて、各本発明例および比較例に係る方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８値を測定した。ここで、Ｂ８値とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍで励起したときの鋼板の磁束密度である。本発明では、サンプル５枚の平均値とした。
　さらに、上記試料を３０ｍｍ幅にせん断して、１０ｍｍφの曲げ試験を施した。ここでは、３枚の試験片を曲げ試験して、剥離面積率の平均値を求めた。試験方法は実施例１と同様である。
　ここで、方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８値が１．９２Ｔ以上であり、かつ１０ｍｍφ曲げ試験の剥離面積率が１０％以下である条件を良好（Ｂ）であると判定した。また、Ｂの条件を満たし、かつ、さらに磁束密度Ｂ８値が１．９３Ｔ以上となる条件を最良（Ａ）であると判定した。そして、上記以外を不可（Ｃ）である判定した。
　以上の本発明例および比較例の製造条件、測定結果、及び評価を表２に示す。さらに、最終工程後の母材鋼板におけるＳｉとＭｎの含有量を、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法で分析した結果、実施例２記載の全サンプルにおいて、最終工程後の母材鋼板におけるＳｉとの含有量は３．１％であり、最終工程後の母材鋼板におけるＭｎの含有量は、０．０８％であった。また、最終工程後の母材鋼板におけるＣの含有量を、炭素・硫黄分析装置を用いて測定した結果、実施例２記載の全サンプルにおいて、最終工程後の母材鋼板における炭素の含有量は０．００２％であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２の結果を参照すると、本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板は、判定が良好となることがわかった。また、一次再結晶焼鈍の昇温過程における５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２を７００℃／ｓ以上の条件を用いた本発明例では、磁束密度Ｂ８値が１．９３Ｔ以上となるため、判定が最良となることがわかった。
　ここで、一次再結晶焼鈍の昇温過程における５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２（℃／ｓ）と、焼鈍分離剤における硫酸塩または硫化物を硫黄元素換算でＡ（％）との間には、本実施形態に係る条件にて規定される以下の式１の関係にあることが実施例１からわかっており、これは実施例２の本発明例においても満たすことがわかった。また、焼鈍分離剤における硫酸塩または硫化物を硫黄元素換算でＡ（％）と仕上焼鈍の昇温過程における９００℃～１１００℃の間の平均昇温速度Ｖｆ（℃／ｈ）の間には、本実施形態に係る条件にて規定される以下の式２の関係があることがわかった。
　　（０．０００２５×Ｖａ２）≦Ａ≦１．５　・・式１
　　５≦Ｖｆ≦（２１－４×Ａ）　・・式２
　（実施例３）
　まず、質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００８％、Ｂｉ：０．０２％を含有し、残部がＦｅおよび不純物とからなる鋼塊を作製した。該鋼塊を１３８０℃にて１時間焼鈍した後、熱間圧延を施すことで、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を最高温度１１００℃にて１４０秒間焼鈍し、酸洗を施した後に冷間圧延を施すことで、板厚０．２３ｍｍの冷延鋼板を得た。
　続いて、得られた冷延鋼板を、２５℃～５５０℃の間の平均昇温速度Ｖａ１を２００℃／ｓ、５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２を表３に示す条件で昇温した後、７００℃～８５０℃の平均昇温速度Ｖａ３を２００℃／ｓで昇温し、湿水素雰囲気かつ８５０℃で１８０秒の間、一次再結晶焼鈍を施した。次に、一次再結晶焼鈍後の鋼板の表面に、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤を水スラリーの状態で塗布し、乾燥した。乾燥後の焼鈍分離剤の鋼板表面への付着量は、鋼板片面あたり７ｇ／ｍ２とした。その後、仕上焼鈍を施し、仕上焼鈍後の鋼板を水洗した。ここで、焼鈍分離剤のＭｇＯ以外の含有物は、ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときの表３に示す条件となるように、希土類金属化合物としてＣｅ（ＯＨ）４を、アルカリ土類金属化合物としてＳｒ（ＯＨ）２を、硫黄（Ｓ）含有化合物としてＭｇＳＯ４を添加した。仕上焼鈍の昇温過程における２５℃～７００℃の間の焼鈍分離剤からの水分放出率を２．５％とし、仕上焼鈍の昇温過程における２５℃～７００℃の平均昇温速度を１００℃／ｈ、７００℃～９００℃の平均昇温速度を１０℃／ｈ、９００℃～１１００℃の平均昇温速度Ｖｆを、表３に示す条件とし、１１００℃～１２００℃の平均昇温速度を１５℃／ｈとし、１２００℃で２０時間の純化焼鈍を施した。その後、鋼板の表面に、リン酸アルミニウムおよびコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を塗布した後、絶縁被膜の焼付および鋼板の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施した。
　以上にて得られた方向性電磁鋼板の試料をせん断して歪取焼鈍した後、サンプルサイズが６０ｍｍ×３００ｍｍの単板磁気特性測定法（ＪＩＳ　Ｃ２５５６に記載の方法に準拠）を用いて、各本発明例および比較例に係る方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８値を測定した。ここで、Ｂ８値とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍで励起したときの鋼板の磁束密度である。本発明では、サンプル５枚の平均値とした。
　さらに、上記方向性電磁鋼板のサンプルに、レーザ磁区制御処理を施した。鋼板長手方向の照射間隔を５ｍｍとし、レーザ照射方向を鋼板の長手方向に対して垂直とした上で、照射エネルギー密度Ｕａを２．０ｍｍＪ／ｍｍ２としてレーザ照射したサンプルについて、サンプルサイズが６０ｍｍ×３００ｍｍの単板磁気特性測定法（ＪＩＳ　Ｃ２５５６に記載の方法に準拠）を用いて、Ｗ１７／５０、鉄損測定した。ここで、Ｗ１７／５０とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて１．７Ｔに励起したときの鉄損値である。本発明では、サンプル５枚の平均値である。
　さらに、上記試料を３０ｍｍ幅にせん断して、１０ｍｍφの曲げ試験を施した。ここでは、３枚の試験片を曲げ試験して、剥離面積率の平均値を求めた。試験方法は実施例１と同様である。
　ここで、仕上焼鈍後に水洗した鋼板を用いて、グロー放電発光分析法（ＧＤＳ法）によってＡｌピーク位置ＤＡｌおよびＡｌ酸化物個数密度ＮＤと、Ｓピーク位置ＤＳを測定した。
　Ａｌピーク位置ＤＡｌ及びＳピーク位置ＤＳの測定方法は次のとおりである。方向性電磁鋼板の表層（一次被膜）に対してＧＤＳ法を用いて、表層から深さ方向に１００μｍの範囲で元素分析を実施し、表層中の各深さ位置に含まれるＡｌ及びＳを同定した。同定されたＡｌ及びＳの発光強度を表面から深さ方向にそれぞれプロットした。プロットされたＡｌ発光強度及びＳ発光強度のグラフに基づいて、Ａｌピーク位置ＤＡｌ及びＳピーク位置ＤＳを求めた。
　Ａｌ酸化物個数密度ＮＤは次のように求めた。グロー放電発光分析装置により、Ａｌピーク位置ＤＡｌまでグロー放電を実施した。Ａｌピーク位置ＤＡｌでの放電痕のうち、任意の３６μｍ×５０μｍの領域（観察領域）に対して、エネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）による元素分析を実施して、観察領域中のＡｌ酸化物を特定した。観察領域中の析出物のうち、ＡｌとＯとを含有したものをＡｌ酸化物と特定した。特定されたＡｌ酸化物の個数をカウントし、次の式でＡｌ酸化物個数密度ＮＤ（個／μｍ２）を求めた。
　ＮＤ＝特定されたＡｌ酸化物の個数／観察領域の面積
　ここで、方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８値が１．９２Ｔ以上であり、かつレーザ磁区制御後の鉄損Ｗ１７／５０が０．８５０Ｗ／ｋｇ以下であり、かつ１０ｍｍφ曲げ試験の剥離面積率が１０％以下であり、かつＡｌピーク位置ＤＡｌが２．０～１２．０μｍの範囲に存在し、かつＡｌ酸化物の個数密度ＮＤが０．０２～０．２０個／μｍ２であり、かつＳピーク位置ＤＳが１．０～１０．０μｍの範囲に存在し、かつＤＳ＜ＤＡｌである条件を良好（Ｂ）であると判定した。また、Ｂの条件を満たし、かつ、さらに磁束密度Ｂ８値が１．９３Ｔ以上となる条件を最良（Ａ）であると判定した。そして、上記以外を不可（Ｃ）である判定した。
　以上の本発明例および比較例の製造条件、測定結果、及び評価を表４に示す。さらに、最終工程後の母材鋼板におけるＳｉとＭｎの含有量を、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法で分析した結果、実施例３記載の全サンプルにおいて、最終工程後の母材鋼板におけるＳｉとの含有量は３．２％であり、最終工程後の母材鋼板におけるＭｎの含有量は、０．０８％であった。また、最終工程後の母材鋼板におけるＣの含有量を、炭素・硫黄分析装置を用いて測定した結果、実施例３記載の全サンプルにおいて、最終工程後の母材鋼板における炭素の含有量は０．００２％であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４の結果を参照すると、本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板は、判定が良好となることがわかった。
　（実施例４）
　まず、質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００８％、Ｂｉ：０．０２％を含有し、残部が表５に示す含有量のＳｉおよびＭｎと、Ｆｅおよび不純物とからなる鋼塊を作製した。該鋼塊を１３５０℃にて１時間焼鈍した後、熱間圧延を施すことで、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を最高温度１１００℃にて１４０秒間焼鈍し、酸洗を施した後に冷間圧延を施すことで、板厚０．２３ｍｍの冷延鋼板を得た。
　続いて、得られた冷延鋼板を、２５℃～５５０℃の間の平均昇温速度Ｖａ１を３００℃／ｓ、５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２を表５に示す条件で昇温した後、７００℃～８５０℃の平均昇温速度Ｖａ３を１００℃／ｓで昇温し、湿水素雰囲気かつ８５０℃で１８０秒の間、一次再結晶焼鈍を施した。次に、一次再結晶焼鈍後の鋼板の表面に、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤を水スラリーの状態で塗布し、乾燥した。乾燥後の焼鈍分離剤の鋼板表面への付着量は、鋼板片面あたり６ｇ／ｍ２とした。その後、仕上焼鈍を施し、仕上焼鈍後の鋼板を水洗した。ここで、焼鈍分離剤のＭｇＯ以外の含有物は、ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたときの表５に示す条件となるように、希土類金属化合物としてＣｅ（ＯＨ）４を、アルカリ土類金属化合物としてＣａＣＯ３を、硫黄（Ｓ）含有化合物としてＭｇＳＯ４を添加した。仕上焼鈍の昇温過程における２５℃～７００℃の間の焼鈍分離剤からの水分放出率を４．０％とし、仕上焼鈍の昇温過程における２５℃～７００℃の平均昇温速度を１００℃／ｈ、７００℃～９００℃の平均昇温速度を１５℃／ｈ、９００℃～１１００℃の平均昇温速度Ｖｆを、表５に示す条件とし、１１００℃～１２００℃の平均昇温速度を１５℃／ｈとし、１２００℃で２０時間の純化焼鈍を施した。その後、鋼板の表面に、リン酸アルミニウムおよびコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を塗布した後、絶縁被膜の焼付および鋼板の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施した。
　以上にて得られた方向性電磁鋼板の試料をせん断して歪取焼鈍した後、サンプルサイズが６０ｍｍ×３００ｍｍの単板磁気特性測定法（ＪＩＳ　Ｃ２５５６に記載の方法に準拠）を用いて、各本発明例および比較例に係る方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８値を測定した。ここで、Ｂ８値とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍで励起したときの鋼板の磁束密度である。本発明では、サンプル５枚の平均値とした。
　さらに、上記方向性電磁鋼板のサンプルに、レーザ磁区制御処理を施した。鋼板長手方向の照射間隔を５ｍｍとし、レーザ照射方向を鋼板の長手方向に対して垂直とした上で、照射エネルギー密度Ｕａを２．０ｍｍＪ／ｍｍ２としてレーザ照射したサンプルについて、サンプルサイズが６０ｍｍ×３００ｍｍの単板磁気特性測定法（ＪＩＳ　Ｃ２５５６に記載の方法に準拠）を用いて、Ｗ１７／５０、鉄損測定した。ここで、Ｗ１７／５０とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて１．７Ｔに励起したときの鉄損値である。本発明では、サンプル５枚の平均値である。
　さらに、上記試料を３０ｍｍ幅にせん断して、１０ｍｍφの曲げ試験を施した。ここでは、３枚の試験片を曲げ試験して、剥離面積率の平均値を求めた。試験方法は実施例１と同様である。
　ここで、仕上焼鈍後に水洗した鋼板を用いて、グロー放電発光分析法（ＧＤＳ法）によってＡｌピーク位置ＤＡｌおよびＡｌ酸化物個数密度ＮＤと、Ｓピーク位置ＤＳを測定した。試験方法は実施例３と同様である。
　さらに、最終工程後の母材鋼板におけるＳｉとＭｎの含有量を、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法で分析した。また、最終工程後の母材鋼板におけるＣの含有量を、炭素・硫黄分析装置を用いて測定した。
　ここで、方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８値が１．９２Ｔ以上であり、かつレーザ磁区制御後の鉄損Ｗ１７／５０が０．８５０Ｗ／ｋｇ以下であり、かつ１０ｍｍφ曲げ試験の剥離面積率が１０％以下であり、かつＡｌピーク位置ＤＡｌが２．０～１２．０μｍの範囲に存在し、かつＡｌ酸化物の個数密度ＮＤが０．０２～０．２０個／μｍ２であり、かつＳピーク位置ＤＳが１．０～１０．０μｍの範囲に存在し、かつＤＳ＜ＤＡｌである条件を良好（Ｂ）であると判定した。また、Ｂの条件を満たし、かつ、さらに磁束密度Ｂ８値が１．９３Ｔ以上となる条件を最良（Ａ）であると判定した。そして、上記以外を不可（Ｃ）である判定した。
　以上の本発明例および比較例の製造条件、測定結果、及び評価を表６に示す。さらに、最終工程後の母材鋼板におけるＳｉとＭｎの含有量を、表６に記載した。また、最終工程後の母材鋼板におけるＣの含有量は、Ｄ５を除く実施例４記載の全サンプルにおいて、０．００３％であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表６の結果を参照すると、本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板は、判定が良好となることがわかった。
（実施例５）
　まず、質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓ：０．０２４％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００９％、Ｂｉ：０．０１％を含有し、残部が表７に示す成分とＦｅおよび不純物からなる鋼塊を作製した。該鋼塊を１３５０℃にて１時間焼鈍した後、熱間圧延を施すことで、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を最高温度１１００℃にて１４０秒間焼鈍し、酸洗を施した後に冷間圧延を施すことで、板厚０．２３ｍｍの冷延鋼板を得た。
　続いて、得られた冷延鋼板を、２５℃～５５０℃の間の平均昇温速度Ｖａ１を５０℃／ｓ、５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２を１０００℃／ｓで昇温した後、７００℃～８５０℃の平均昇温速度Ｖａ３を１００℃／ｓで昇温し、湿水素雰囲気かつ８５０℃で１８０秒の間、一次再結晶焼鈍を施した。次に、一次再結晶焼鈍後の鋼板の表面に、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤を水スラリーの状態で塗布し、乾燥した。乾燥後の焼鈍分離剤の鋼板表面への付着量は、鋼板片面あたり８ｇ／ｍ２とした。その後、仕上焼鈍を施し、仕上焼鈍後の鋼板を水洗した。ここで、焼鈍分離剤のＭｇＯ以外の含有物は、ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき、ＴｉＯ２を５％、Ｙ２Ｏ３をＹ換算で２％、Ｓｒ（ＯＨ）２をＳｒ換算で１．１％、ＭｇＳＯ４をＳ換算で０．８％である。仕上焼鈍の昇温過程における２５℃～７００℃の間の焼鈍分離剤からの水分放出率を２．０％とし、仕上焼鈍の昇温過程における２５℃～７００℃の平均昇温速度を１００℃／ｈ、７００℃～９００℃の平均昇温速度を１５℃／ｈ、９００℃～１１００℃の平均昇温速度Ｖｆは７．５℃／ｈとし、１１００℃～１２００℃の平均昇温速度を１５℃／ｈとし、１２００℃で２０時間の純化焼鈍を施した。その後、鋼板の表面に、リン酸アルミニウムおよびコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を塗布した後、絶縁被膜の焼付および鋼板の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施した。
　以上にて得られた方向性電磁鋼板の試料をせん断して歪取焼鈍した後、サンプルサイズが６０ｍｍ×３００ｍｍの単板磁気特性測定法（ＪＩＳ　Ｃ２５５６に記載の方法に準拠）を用いて、各本発明例および比較例に係る方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８値を測定した。ここで、Ｂ８値とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍで励起したときの鋼板の磁束密度である。本発明では、サンプル５枚の平均値とした。
　さらに、上記方向性電磁鋼板のサンプルに、レーザ磁区制御処理を施した。鋼板長手方向の照射間隔を５ｍｍとし、レーザ照射方向を鋼板の長手方向に対して垂直とした上で、照射エネルギー密度Ｕａを２．０ｍｍＪ／ｍｍ２としてレーザ照射したサンプルについてサンプルサイズが６０ｍｍ×３００ｍｍの単板磁気特性測定法（ＪＩＳ　Ｃ２５５６に記載の方法に準拠）を用いて、Ｗ１７／５０、鉄損測定した。ここで、Ｗ１７／５０とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて１．７Ｔに励起したときの鉄損値である。本発明では、サンプル５枚の平均値である。
　さらに、上記試料を３０ｍｍ幅にせん断して、１０ｍｍφの曲げ試験を施した。ここでは、３枚の試験片を曲げ試験して、剥離面積率の平均値を求めた。試験方法は実施例１と同様である。
　ここで、仕上焼鈍後に水洗した鋼板を用いて、グロー放電発光分析法（ＧＤＳ法）によってＡｌピーク位置ＤＡｌおよびＡｌ酸化物個数密度ＮＤと、Ｓピーク位置ＤＳを測定した。試験方法は実施例３と同様である。
　さらに、最終工程後の母材鋼板におけるＣｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｂの含有量を、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法で分析し、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｂの含有量は、表７記載の値と同じであることを確認した。
　ここで、方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８値が１．９２Ｔ以上であり、かつレーザ磁区制御後の鉄損Ｗ１７／５０が０．８５０Ｗ／ｋｇ以下であり、かつ１０ｍｍφ曲げ試験の剥離面積率が１０％以下であり、かつＡｌピーク位置ＤＡｌが２．０～１２．０μｍの範囲に存在し、かつＡｌ酸化物の個数密度ＮＤが０．０２～０．２０個／μｍ２であり、かつＳピーク位置ＤＳが１．０～１０．０μｍの範囲に存在し、かつＤＳ＜ＤＡｌである条件を良好（Ｂ）であると判定した。また、Ｂの条件を満たし、かつ、さらに磁束密度Ｂ８値が１．９３Ｔ以上となる条件を最良（Ａ）であると判定した。そして、上記以外を不可（Ｃ）である判定した。
　以上の本発明例および比較例の製造条件、測定結果、及び評価を表８に示す。さらに、最終工程後の母材鋼板におけるＳｉとＭｎの含有量を、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法で分析した結果、実施例５記載の全サンプルにおいて、最終工程後の母材鋼板におけるＳｉとの含有量は３．２％であり、最終工程後の母材鋼板におけるＭｎの含有量は、０．０８％であった。また、最終工程後の母材鋼板におけるＣの含有量を、炭素・硫黄分析装置を用いて測定した結果、実施例５記載の全サンプルにおいて、最終工程後の母材鋼板における炭素の含有量は０．００２％であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表８の結果を参照すると、質量％で、Ｃｕ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｓｎ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上０．３０％以下、またはＳｂ：０．０１％以上０．３０％以下のいずれか１種または２種以上をさらに含有しても、本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板は、判定が最良となることがわかった。
（実施例６）
　まず、質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：３．２％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００８％、Ｂｉ：０．０３％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼塊を作製した。該鋼塊を１３５０℃にて１時間焼鈍した後、熱間圧延を施すことで、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を最高温度１１００℃にて１４０秒間焼鈍し、酸洗を施した後に冷間圧延を施すことで、板厚０．２３ｍｍの冷延鋼板を得た。
　続いて、得られた冷延鋼板を、２５℃～５５０℃の間の平均昇温速度Ｖａ１、５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２、７００℃～昇温終了までの平均昇温速度Ｖａ３、昇温終了温度を表９に示す条件で昇温した後、湿水素雰囲気かつ８５０℃で１８０秒の間、一次再結晶焼鈍を施した。次に、一次再結晶焼鈍後の鋼板の表面に、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤を水スラリーの状態で塗布し、乾燥した。乾燥後の焼鈍分離剤の鋼板表面への付着量は、鋼板片面あたり８ｇ／ｍ２とした。その後、仕上焼鈍を施し、仕上焼鈍後の鋼板を水洗した。ここで、焼鈍分離剤のＭｇＯ以外の含有物は、ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき、ＴｉＯ２を５％、Ｌａ２Ｏ３をＬａ換算で２％であり、ＣａＳＯ４・０．５Ｈ２Ｏを３％である。仕上焼鈍の昇温過程における２５℃～７００℃の間の焼鈍分離剤からの水分放出率は、焼鈍分離剤の水スラリー作製において、水量、水スラリー温度および撹拌時間を調整し、焼鈍分離剤を塗布した後の乾燥温度を調整することで、表９に示す条件とした。仕上焼鈍の昇温過程における２５℃～６００℃の平均昇温速度を１００℃／ｈ、６００℃～９００℃の平均昇温速度を２０℃／ｈ、９００℃～１１００℃の平均昇温速度Ｖｆは７．５℃／ｈ、１１００℃～１２００℃の平均昇温速度を１０℃／ｈとし、１２００℃で３０時間の純化焼鈍を施した。その後、鋼板の表面に、リン酸アルミニウムおよびコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を塗布した後、絶縁被膜の焼付および鋼板の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施した。
　以上にて得られた方向性電磁鋼板の試料をせん断して歪取焼鈍した後、サンプルサイズが６０ｍｍ×３００ｍｍの単板磁気特性測定法（ＪＩＳ　Ｃ２５５６に記載の方法に準拠）を用いて、各本発明例および比較例に係る方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８値を測定した。ここで、Ｂ８値とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍで励起したときの鋼板の磁束密度である。本発明では、サンプル５枚の平均値とした。
　さらに、上記試料を３０ｍｍ幅にせん断して、１０ｍｍφの曲げ試験を施した。ここでは、３枚の試験片を曲げ試験して、剥離面積率の平均値を求めた。試験方法は実施例１と同様である。
　ここで、仕上焼鈍後に水洗した鋼板を用いて、グロー放電発光分析法（ＧＤＳ法）によってＡｌピーク位置ＤＡｌおよびＡｌ酸化物個数密度ＮＤと、Ｓピーク位置ＤＳを測定した。試験方法は実施例３と同様である。
　さらに、最終工程後の母材鋼板におけるＳｉとＭｎの含有量を、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法で分析した。また、最終工程後の母材鋼板におけるＣの含有量を、炭素・硫黄分析装置を用いて測定した。
　ここで、方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８値が１．９２Ｔ以上であり、かつ１０ｍｍφ曲げ試験の剥離面積率が１０％以下であり、かつＡｌピーク位置ＤＡｌが２．０～１２．０μｍの範囲に存在し、かつＡｌ酸化物の個数密度ＮＤが０．０２～０．２０個／μｍ２であり、かつＳピーク位置ＤＳが１．０～１０．０μｍの範囲に存在し、かつＤＳ＜ＤＡｌである条件を良好（Ｂ）であると判定した。また、Ｂの条件を満たし、かつ、さらに磁束密度Ｂ８値が１．９３Ｔ以上となる条件を最良（Ａ）であると判定した。そして、上記以外を不可（Ｃ）である判定した。
　以上の本発明例および比較例の製造条件、測定結果、及び評価を表９に示す。さらに、最終工程後の母材鋼板におけるＳｉの含有量は、実施例９記載の全サンプルにおいて３．２％であり、Ｍｎの含有量は、実施例９記載の全サンプルにおいて０．０８％であり、Ｃの含有量は、実施例９記載の全サンプルにおいて０．００３％であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表９の結果を参照すると、本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板は、判定が良好となることがわかった。
　以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

Claims (3)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１０％以下、Ｓｉ：２．５％以上４．５％以下、Ｍｎ：０．０１％以上０．１５％以下、ＳおよびＳｅのうち１種または２種の合計：０．００１％以上０．０５０％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｎ：０．００２％以上０．０１５％以下、Ｂｉ：０．０００５％以上０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるスラブを、１２８０℃以上に加熱して、熱間圧延を施すことで、熱延鋼板とする工程と、前記熱延鋼板に熱延板焼鈍を施した後、一回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施すことで、冷延鋼板とする工程と、前記冷延鋼板に一次再結晶焼鈍を施す工程と、一次再結晶焼鈍後の前記冷延鋼板の表面にＭｇＯを含む焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施す工程と、仕上焼鈍後の鋼板に絶縁被膜を塗布した後、平坦化焼鈍を施す工程と、を含み、
    　前記一次再結晶焼鈍の昇温過程において、昇温開始～５５０℃の間の平均昇温速度Ｖａ１（℃／ｓ）、５５０℃～７００℃の間の平均昇温速度Ｖａ２（℃／ｓ）、７００℃～昇温終了の間の平均昇温速度Ｖａ３（℃／ｓ）が
    Ｖａ１≦Ｖａ２、４００≦Ｖａ２、Ｖａ３≦Ｖａ２
    を満たし、
    　前記焼鈍分離剤において、前記焼鈍分離剤中の前記ＭｇＯ含有量を質量％で１００％としたとき、ＴｉＯ２を０．５％以上１０％以下、希土類金属の酸化物、硫化物、硫酸塩、珪化物、りん酸塩、水酸化物、炭酸塩、硼素化物、塩化物、および弗化物のうち１種または２種以上を希土類金属換算で０．１％以上１０％以下、Ｃａ、ＳｒおよびＢａからなる群から選択されるアルカリ土類金属の硫酸塩、炭酸塩、水酸化物、塩化物および酸化物のうち１種または２種以上をアルカリ土類金属換算で０．１％以上１０％以下、硫酸塩または硫化物を硫黄元素換算でＡ％含有し、該Ａが以下の式
    　（０．０００２５×Ｖａ２）≦Ａ≦１．５
    を満たし、かつ
    　前記仕上焼鈍の昇温過程において、室温から７００℃の間の前記焼鈍分離剤からの水分放出率が０．５％以上６．０％以下であり、９００℃から１１００℃の間の平均昇温速度Ｖｆ（℃／ｈ）が以下の式
    　５≦Ｖｆ≦（２１－４×Ａ）
    を満たすことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 　質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：２．５～４．５％、Ｍｎ：０．０１～０．１５％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる母材鋼板と、母材鋼板の表面上に形成されており、Ｍｇ２ＳｉＯ４を主成分として含有する一次被膜とを備える方向性電磁鋼板であって、
    　前記一次被膜の表面から前記方向性電磁鋼板の板厚方向にグロー放電発光分析法による元素分析を行ったときに得られるＡｌ発光強度のピーク位置ＤＡｌが、前記一次被膜の表面から前記板厚方向へ２．０～１２．０μｍの範囲に存在し、
    　Ａｌ酸化物の個数密度ＮＤが０．０２～０．２０個／μｍ２であり、かつ
    　前記一次被膜の表面から前記方向性電磁鋼板の板厚方向にグロー放電発光分析法による元素分析を行ったときに得られるＳ発光強度のピーク位置ＤＳが、前記一次被膜の表面から前記板厚方向へ１．０～１０．０μｍの範囲に存在し、かつ
    　ＤＳ＜ＤＡｌであり、かつ
    磁束密度Ｂ８値が１．９２Ｔ以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板。
  3. 　前記母材鋼板は、質量％で、Ｃｕ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｓｎ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上０．３０％以下、またはＳｂ：０．０１％以上０．３０％以下のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項２に記載の方向性電磁鋼板。
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