WO2020149340A1 - 方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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雅人 溝上
岡田　慎吾
洋一 財前
信次 山本
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    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
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    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
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    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/14766—Fe-Si based alloys
    • H01F1/14775—Fe-Si based alloys in the form of sheets
    • H01F1/14783—Fe-Si based alloys in the form of sheets with insulating coating

Definitions

  • the present invention relates to a grain-oriented electrical steel sheet and a method for manufacturing the same.
  • the present invention relates to a grain-oriented electrical steel sheet that exhibits excellent iron loss characteristics by controlling the surface properties of a silicon steel sheet that is a base material steel sheet, and a method for manufacturing the same.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-5396 filed on January 16, 2019 and Japanese Patent Application No. 2019-5398 filed on January 16, 2019 in Japan, and the contents thereof Is used here.
  • Oriented electrical steel sheet is a soft magnetic material that has a silicon steel sheet as a base material steel sheet and is mainly used as an iron core material of a transformer.
  • the grain-oriented electrical steel sheet is required to exhibit excellent magnetic properties. In particular, it is required to exhibit excellent iron loss characteristics.
  • ⁇ Iron loss means the energy loss that occurs when electrical energy and magnetic energy are interconverted. The lower the iron loss value, the more preferable. Iron loss can be roughly divided into two loss components, a hysteresis loss and an eddy current loss. Further, eddy current loss can be divided into classical eddy current loss and abnormal eddy current loss.
  • Patent Document 1 discloses a grain-oriented electrical steel sheet which has excellent iron loss characteristics by smoothing the surface of the steel sheet.
  • Patent Document 1 discloses that iron loss sharply decreases when the steel plate surface is mirror-finished by performing chemical polishing or electrolytic polishing.
  • Patent Document 2 discloses a grain-oriented electrical steel sheet that controls the surface roughness Ra of the steel sheet to 0.4 ⁇ m or less. Patent Document 2 discloses that a very low iron loss can be obtained when the surface roughness Ra is 0.4 ⁇ m or less.
  • Patent Document 3 discloses a grain-oriented electrical steel sheet in which the surface roughness Ra of the steel sheet in the direction perpendicular to the rolling direction is controlled to 0.15 to 0.45 ⁇ m. Patent Document 3 discloses that when the surface roughness in the direction perpendicular to the rolling is more than 0.45 ⁇ m, the high magnetic field iron loss improving effect becomes small.
  • Patent Documents 4 and 5 show non-oriented electrical steel sheets that control the surface roughness Ra to be 0.2 ⁇ m or less when the cutoff wavelength ⁇ c is 20 ⁇ m.
  • Patent Documents 4 and 5 disclose that in order to reduce iron loss, it is necessary to remove undulations on the long wavelength side at the cut-off wavelength to evaluate fine irregularities, and to reduce the fine irregularities. There is.
  • the silicon steel sheet even if the surface roughness Ra is controlled to be 0.40 ⁇ m or less, or the cutoff wavelength ⁇ c is 20 ⁇ m, the surface roughness Ra is controlled. It has been clarified that the iron loss characteristics are not always sufficiently and stably improved even when the value is controlled to be 0.2 ⁇ m or less.
  • Patent Documents 4 and 5 in order to improve the iron loss characteristics of the non-oriented electrical steel sheet, the surface texture of the silicon steel sheet is controlled by cold rolling.
  • decarburization annealing is performed after cold rolling, an annealing separator is applied, finish annealing, and further high-temperature long-term purification annealing is performed. Therefore, in the grain-oriented electrical steel sheet, unlike the non-oriented electrical steel sheet, it is difficult to maintain the surface texture controlled by cold rolling until after the final step.
  • the knowledge of non-oriented electrical steel sheets cannot simply be applied to grain-oriented electrical steel sheets.
  • the inventors consider that the conventional technique is not sufficient for surface control as a grain-oriented electrical steel sheet, and in order to optimally improve the core loss characteristics of the grain-oriented electrical steel sheet, the surface texture of the silicon steel sheet is determined from a new viewpoint. I thought it was necessary to control.
  • an object of the present invention is to provide a grain-oriented electrical steel sheet that exhibits excellent iron loss characteristics by optimally controlling the surface properties of a silicon steel sheet, which is a base material steel sheet, and a manufacturing method thereof.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to an aspect of the present invention includes a silicon steel sheet as a base steel sheet, and among the wavelength components obtained by Fourier analysis of a measurement cross-section curve parallel to the sheet width direction of the silicon steel sheet.
  • ave-AMP C100 is 0.0001 to 0.050 ⁇ m.
  • ave-AMP C100 may be 0.0001 to 0.025 ⁇ m.
  • the wavelength is 20 to 100 ⁇ m among wavelength components obtained by Fourier analysis of a measurement cross-section curve parallel to the plate width direction of the silicon steel sheet.
  • the maximum value of the amplitude in the range is max-AMP C100, and among the wavelength components obtained by performing Fourier analysis on the measurement sectional curve parallel to the rolling direction of the silicon steel sheet, the amplitude in the range of 20 to 100 ⁇ m
  • max-DIV 100 which is a value obtained by dividing max-AMP C100 by max-AMP L100 , may be 1.5 to 6.0.
  • ave-AMP C50 In the grain-oriented electrical steel sheet according to any one of (1) to (3) above, among the wavelength components obtained by the Fourier analysis, the average value of the amplitude in the range of wavelengths of 20 to 50 ⁇ m. when you have the ave-AMP C50, ave-AMP C50 may be a 0.0001 to 0.035. (5) In the grain-oriented electrical steel sheet according to the above (4), a wavelength component within a range of 20 to 50 ⁇ m among wavelength components obtained by performing Fourier analysis on a measurement sectional curve parallel to the plate width direction of the silicon steel sheet.
  • the maximum value of the amplitude is defined as max-AMP C50, and the maximum value of the amplitude in the range of the wavelength of 20 to 50 ⁇ m among the wavelength components obtained by performing Fourier analysis on the measurement sectional curve parallel to the rolling direction of the silicon steel sheet is set to max.
  • max-AMP L50 max-DIV 50, which is a value obtained by dividing max-AMP C50 by max-AMP L50 , may be 1.5 to 5.0.
  • the ave-AMP C50 may be 0.0001 to 0.020 ⁇ m.
  • the silicon steel sheet is a chemical component in terms of mass%, Si: 0.8% or more and 7.0% or less.
  • the silicon steel sheet may have a texture developed in a ⁇ 110 ⁇ 001> orientation.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to any one of (1) to (8) above further includes an intermediate layer disposed in contact with the silicon steel sheet, and the intermediate layer is a silicon oxide film. May be.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to (9) above may further include an insulating coating provided on the intermediate layer in contact therewith, and the insulating coating may be a phosphoric acid coating.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to (9) above may further include an insulating coating provided on the intermediate layer in contact therewith, and the insulating coating may be an aluminum borate-based coating.
  • the grain-oriented electrical steel sheet may be produced using the silicon steel sheet as a base material.
  • the surface state of the silicon steel sheet which is the base steel sheet of the grain-oriented electrical steel sheet, is precisely and optimally controlled. Specifically, the surface texture is controlled in the wavelength range of 20 to 100 ⁇ m in the plate width direction (C direction) of the silicon steel plate.
  • the grain-oriented electrical steel sheet is magnetized by alternating current inside the transformer.
  • the magnetization direction is reversed mainly along the rolling direction (L direction) in accordance with the AC cycle.
  • the domain walls mainly move repeatedly in the width direction in the grain-oriented electrical steel sheet in accordance with the AC cycle. Therefore, the present inventors first thought that it is preferable to control the factor that hinders the domain wall movement in the plate width direction.
  • FIG. 2 shows a micrograph illustrating the magnetic domain structure of the grain-oriented electrical steel sheet.
  • the grain-oriented electrical steel sheet basically has a strip-shaped magnetic domain structure parallel to the rolling direction (L direction).
  • the width of the magnetic domain in the plate width direction (C direction) is generally about 20 to 100 ⁇ m. Therefore, the present inventors secondly thought that it is preferable to control the factor that hinders the domain wall movement in the region of 20 to 100 ⁇ m.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to this embodiment was obtained based on the above findings.
  • the amplitude of the wavelength component in the range of 20 to 100 ⁇ m is controlled among the wavelength components obtained by performing Fourier analysis on the measurement sectional curve parallel to the plate width direction of the silicon steel plate (base material steel plate).
  • the ave-AMP C100 when the average value of the amplitudes in the wavelength range of 20 to 100 ⁇ m among the wavelength components obtained by the above Fourier analysis is ave-AMP C100 , the ave-AMP C100 is controlled to be 0.050 ⁇ m or less. To do. When the ave-AMP C100 is 0.050 ⁇ m or less, the domain wall can be preferably moved in the plate width direction without being hindered by the surface unevenness. As a result, iron loss can be preferably reduced.
  • ave-AMP C100 is preferably 0.040 ⁇ m or less, more preferably 0.030 ⁇ m or less, further preferably 0.025 ⁇ m or less, 0 Most preferably, it is 0.020 ⁇ m or less.
  • ave-AMP C100 Since the smaller the value of ave-AMP C100 is, the more preferable, the lower limit of ave-AMP C100 is not particularly limited. However, since it is not industrially easy to control ave-AMP C100 to less than 0.0001 ⁇ m, ave-AMP C100 may be 0.0001 ⁇ m or more.
  • ave-AMP C100 it is preferable to control the value of ave-AMP C100 and then also control the amplitude in the range where the wavelength is 20 to 50 ⁇ m. Since the ave-AMP C100 is the average value of the amplitude in the range of the wavelength of 20 to 100 ⁇ m, this value tends to be affected by the amplitude of the large wavelength in the range of 20 to 100 ⁇ m. Therefore, in addition to the control of the ave-AMP C100 , by controlling the amplitude in the range of the wavelength of 20 to 50 ⁇ m, it becomes possible to more preferably control the surface texture of the silicon steel sheet.
  • the ave-AMP C50 when the average value of the amplitude in the wavelength range of 20 to 50 ⁇ m is ave-AMP C50 , the ave-AMP C50 is controlled to 0.035 ⁇ m or less. To do. When the ave-AMP C50 is 0.035 ⁇ m or less, the domain wall can be moved more easily in the plate width direction, so that the iron loss can be preferably reduced.
  • the ave-AMP C50 is preferably 0.030 ⁇ m or less, more preferably 0.025 ⁇ m or less, further preferably 0.020 ⁇ m or less, and most preferably 0.015 ⁇ m or less.
  • the lower limit of ave-AMP C50 is not particularly limited. However, since it is not industrially easy to control the ave-AMP C50 to less than 0.0001 ⁇ m, the ave-AMP C50 may be 0.0001 ⁇ m or more.
  • Fig. 1 shows a graph in which the measured cross-section curve parallel to the plate width direction of a silicon steel plate (base material steel plate) is Fourier analyzed and the amplitude with respect to wavelength is plotted.
  • the silicon steel sheet of the conventional grain-oriented electrical steel sheet has a small amplitude value in a wavelength range of 20 ⁇ m or less, but has a large amplitude value in a wavelength range of more than 20 ⁇ m. ..
  • the silicon steel sheet of the conventional grain-oriented electrical steel sheet has an average amplitude value of 0.02 ⁇ m in the wavelength range of 1 to 20 ⁇ m, but has an average amplitude value of 0.25 ⁇ m in the wavelength range of 20 to 100 ⁇ m. ing.
  • the silicon steel sheet of the grain-oriented electrical steel sheet according to this embodiment has a small amplitude in the wavelength range of 20 to 100 ⁇ m.
  • the silicon steel sheet of the conventional grain-oriented electrical steel sheet has a large amplitude in the wavelength range of 20 to 100 ⁇ m.
  • the ave-AMP C100 and ave-AMP C50 may be measured, for example, by the following method.
  • the surface texture of the silicon steel sheet may be directly evaluated.
  • the coating is removed and then the surface texture of the silicon steel sheet is evaluated. do it.
  • the grain-oriented electrical steel sheet having a coating may be dipped in a high temperature alkaline solution. Specifically, by immersing in a sodium hydroxide aqueous solution of NaOH: 20% by mass+H 2 O: 80% by mass for 20 minutes at 80° C., washing with water and drying, a coating film (intermediate layer on the silicon steel sheet) And the insulating coating) can be removed. It should be noted that the time of immersion in the aqueous sodium hydroxide solution may be changed depending on the thickness of the coating film on the silicon steel sheet.
  • the surface texture of a silicon steel sheet is non-contact surface roughness because a contact-type surface roughness measuring instrument generally has a tip tip radius of about micron ( ⁇ m) and cannot detect a minute surface shape. It is preferable to use a measuring device.
  • a laser type surface roughness measuring device VK-9700 manufactured by Keyence Corporation may be used.
  • the measurement cross-section curve is subjected to Fourier analysis without applying a filter such as a low band or a high band to the measurement cross-section curve, that is, without cutting off a specific wavelength component from the measurement cross-section curve.
  • the average value of the amplitudes in the wavelength range of 20 to 100 ⁇ m is calculated.
  • the average value of this amplitude is defined as ave-AMP C100 .
  • the average value is obtained for the amplitude in the range where the wavelength is 20 to 50 ⁇ m.
  • the average value of this amplitude is defined as ave-AMP C50 .
  • the above measurement and analysis may be carried out at five or more different measurement points, and the average value may be obtained.
  • the ave-AMP C100 is controlled and, if necessary, the ave-AMP C50 is controlled to improve the iron loss characteristics.
  • a method of controlling these ave-AMP C100 and ave-AMP C50 will be described later.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment other configurations are not particularly limited other than the surface texture described above.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment preferably has the following technical features.
  • the silicon steel sheet contains a basic element as a chemical component, a selective element as necessary, and the balance being Fe and impurities.
  • the silicon steel sheet may contain Si as a basic element (main alloying element).
  • Si 0.8% or more and 7.0% or less
  • Si is an element effective as a chemical component of a silicon steel sheet for increasing electric resistance and reducing iron loss. If the Si content exceeds 7.0%, the material may be easily cracked during cold rolling, which may make rolling difficult. On the other hand, if the Si content is less than 0.8%, the electrical resistance may be small, and the iron loss in the product may increase. Therefore, Si may be contained in the range of 0.8% or more and 7.0% or less.
  • the lower limit of the Si content is preferably 2.0%, more preferably 2.5%, and further preferably 2.8%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 5.0%, more preferably 3.5%.
  • the silicon steel sheet may contain impurities.
  • impurities refer to those that are mixed from ore or scrap as a raw material, or from the manufacturing environment or the like when industrially manufacturing steel.
  • the silicon steel sheet may contain a selective element in addition to the above-mentioned basic element and impurities.
  • a selective element instead of part of the above-mentioned remaining Fe, Mn, Cr, Cu, P, Sn, Sb, Ni, B, V, Nb, Mo, Ti, Bi, Al, C, N may be selected elements.
  • S, Se may be contained.
  • These selective elements may be contained depending on the purpose. Therefore, it is not necessary to limit the lower limits of these selective elements, and the lower limits may be 0%. Even if these selective elements are contained as impurities, the above effects are not impaired.
  • Mn 0 or more and 1.00% or less
  • Mn manganese
  • Mn is an element effective in increasing the electric resistance and reducing the iron loss, like Si. It also functions as an inhibitor by binding to S or Se. Therefore, Mn may be contained in the range of 1.00% or less.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.05%, more preferably 0.08%, and further preferably 0.09%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 0.50%, more preferably 0.20%.
  • Cr 0 or more and 0.30% or less
  • Cr is an element effective for increasing the electric resistance and reducing the iron loss, like Si. Therefore, Cr may be contained in the range of 0.30% or less.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 0.02%, more preferably 0.05%.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 0.20%, more preferably 0.12%.
  • Cu is also an element effective in increasing the electric resistance and reducing the iron loss. Therefore, Cu may be contained in the range of 0.40% or less. When the Cu content exceeds 0.40%, the iron loss reducing effect is saturated, and at the same time, it may cause surface defects such as “copper heaviness” during hot rolling.
  • the lower limit of the Cu content is preferably 0.05%, more preferably 0.10%.
  • the upper limit of the Cu content is preferably 0.30%, more preferably 0.20%.
  • P 0 or more and 0.50% or less
  • P is also an element effective for increasing electric resistance and reducing iron loss. Therefore, P may be contained in the range of 0.50% or less. If the P content exceeds 0.50%, a problem may occur in the rollability of the silicon steel sheet.
  • the lower limit of the P content is preferably 0.005%, more preferably 0.01%.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.20%, more preferably 0.15%.
  • Sn 0 or more and 0.30% or less
  • Sb 0 or more and 0.30% or less
  • Sn (tin) and Sb (antimony) stabilize secondary recrystallization and develop the ⁇ 110 ⁇ 001> orientation. It is an effective element. Therefore, Sn may be contained in the range of 0.30% or less, and Sb may be contained in the range of 0.30% or less. If the content of Sn or Sb exceeds 0.30%, the magnetic properties may be adversely affected.
  • the lower limit of the Sn content is preferably 0.02%, more preferably 0.05%.
  • the upper limit of the Sn content is preferably 0.15%, more preferably 0.10%.
  • the lower limit of the Sb content is preferably 0.01%, more preferably 0.03%.
  • the upper limit of the Sb content is preferably 0.15%, more preferably 0.10%.
  • Ni 0 or more and 1.00% or less
  • Ni nickel
  • Ni is also an element effective in increasing the electric resistance and reducing the iron loss. Further, Ni is an element effective in controlling the metallographic structure of the hot rolled sheet and enhancing the magnetic properties. Therefore, Ni may be contained in the range of 1.00% or less. If the Ni content exceeds 1.00%, the secondary recrystallization may become unstable.
  • the lower limit of the Ni content is preferably 0.01%, more preferably 0.02%.
  • the upper limit of the Ni content is preferably 0.20%, more preferably 0.10%.
  • B 0 or more and 0.008% or less
  • B is an element effective as BN to exert an inhibitor effect. Therefore, B may be contained in the range of 0.008% or less. If the B content exceeds 0.008%, the magnetic properties may be adversely affected.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0005%, more preferably 0.001%.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.005%, more preferably 0.003%.
  • V vanadium
  • Nb niobium
  • Ti titanium
  • N and C It is an effective element that functions as an inhibitor. Therefore, V may be contained in the range of 0.15% or less, Nb in the range of 0.2% or less, and Ti in the range of 0.015% or less.
  • the lower limit of the V content is preferably 0.002%, more preferably 0.01%.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.10%, more preferably 0.05%.
  • the lower limit of the Nb content is preferably 0.005%, more preferably 0.02%.
  • the upper limit of the Nb content is preferably 0.1%, more preferably 0.08%.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.002%, more preferably 0.004%.
  • the upper limit of the Ti content is preferably 0.010%, more preferably 0.008%.
  • Mo molybdenum
  • Mo molybdenum
  • the lower limit of the Mo content is preferably 0.005%, more preferably 0.01%.
  • the upper limit of the Mo content is preferably 0.08%, more preferably 0.05%.
  • Bi 0 or more and 0.010% or less Bi (bismuth) is an element effective in stabilizing precipitates such as sulfides and strengthening the function as an inhibitor. Therefore, Bi may be contained in the range of 0.010% or less. If the Bi content exceeds 0.010%, the magnetic properties may be adversely affected.
  • the lower limit of the Bi content is preferably 0.001%, more preferably 0.002%.
  • the upper limit of the Bi content is preferably 0.008%, more preferably 0.006%.
  • Al 0 or more and 0.005% or less
  • Al is an element effective in exhibiting an inhibitory effect in combination with N. Therefore, Al may be contained in the range of 0.01 to 0.065% before finish annealing, for example, at the stage of slab. However, if Al remains as an impurity in the final product (magnetic steel sheet) and the Al content exceeds 0.005%, the magnetic properties may be adversely affected. Therefore, the Al content of the final product is preferably 0.005% or less.
  • the upper limit of the Al content of the final product is preferably 0.004%, more preferably 0.003%.
  • the Al content of the final product is an impurity, and the lower limit is not particularly limited, and the lower the better. However, since it is not industrially easy to make the Al content of the final product 0%, the lower limit of the Al content of the final product may be 0.0005%.
  • the Al content indicates the content of acid-soluble Al.
  • C 0 or more and 0.005% or less
  • N 0 to 0.005%
  • C (carbon) is an element effective in adjusting the primary recrystallization texture and enhancing magnetic properties.
  • N (nitrogen) is an element effective in combining with Al, B, etc. to exhibit an inhibitor effect. Therefore, C may be contained in the range of 0.02 to 0.10% before decarburization annealing, for example, at the stage of slab. Further, N may be contained in the range of 0.01 to 0.05% before finish annealing, for example, after nitriding annealing. However, if these elements remain as impurities in the final product and each of C and N exceeds 0.005%, the magnetic properties may be adversely affected.
  • C and N of the final product are preferably 0.005% or less, respectively.
  • the C and N of the final product are more preferably 0.004% or less, and even more preferably 0.003% or less.
  • the total content of C and N in the final product is preferably 0.005% or less.
  • C and N in the final product are impurities, and the content thereof is not particularly limited, and the smaller the content, the better. However, since it is not industrially easy to make the C and N contents of the final product 0%, the C and N contents of the final product may be 0.0005% or more.
  • S 0 or more and 0.005% or less
  • Se 0 or more and 0.005% or less
  • S (sulfur) and Se (selenium) are elements effective in combining with Mn or the like to exert an inhibitory effect. Therefore, S and Se may be contained in the range of 0.005 to 0.050% before finish annealing, for example, at the stage of slab. However, if these elements remain as impurities in the final product and each of S and Se exceeds 0.005%, the magnetic properties may be adversely affected. Therefore, S and Se of the final product are preferably 0.005% or less, respectively. S and Se of the final product are each preferably 0.004% or less, and more preferably 0.003% or less.
  • the total content of S and Se in the final product is preferably 0.005% or less.
  • S and Se in the final product are impurities, and the content thereof is not particularly limited, and the smaller the content, the better. However, since it is not industrially easy to make the content of S and Se in the final product 0%, the content of S and Se in the final product may be 0.0005% or more.
  • the silicon steel sheet is, as a selective element, in mass%, Mn: 0.05% or more and 1.00% or less, Cr: 0.02% or more and 0.30% or less, Cu: 0.05% or more. 0.40% or less, P: 0.005% or more and 0.50% or less, Sn: 0.02% or more and 0.30% or less, Sb: 0.01% or more and 0.30% or less, Ni: 0.01 % To 1.00%, B: 0.0005% to 0.008%, V: 0.002% to 0.15%, Nb: 0.005% to 0.2%, Mo: 0 0.005% or more and 0.10% or less, Ti: 0.002% or more and 0.015% or less, and Bi: 0.001% or more and 0.010% or less, and at least one selected from the group consisting of May be.
  • the above chemical composition of the silicon steel sheet may be measured by a general analysis method.
  • the steel composition may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry).
  • C and S may be measured by the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured by the inert gas melting-thermal conductivity method
  • O may be measured by the inert gas melting-non-dispersion infrared absorption method.
  • the silicon steel sheet of the grain-oriented electrical steel sheet according to this embodiment preferably has a texture developed in the ⁇ 110 ⁇ 001> orientation.
  • the ⁇ 110 ⁇ 001> orientation means a crystal orientation (Goss orientation) in which ⁇ 110 ⁇ planes are aligned parallel to the steel sheet surface and ⁇ 100> axes are aligned in the rolling direction.
  • Goss orientation crystal orientation
  • the magnetic characteristics are preferably improved.
  • the above-mentioned texture of the silicon steel sheet may be measured by a general analysis method.
  • it may be measured by an X-ray diffraction method (Laue method).
  • the Laue method is a method of irradiating a steel sheet vertically with an X-ray beam and analyzing transmitted or reflected diffraction spots. By analyzing the diffraction spots, the crystal orientation of the place where the X-ray beam is irradiated can be identified. By changing the irradiation position and analyzing diffraction spots at a plurality of points, the crystal orientation distribution at each irradiation position can be measured.
  • the Laue method is a method suitable for measuring the crystal orientation of a metal structure having coarse crystal grains.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment may have an intermediate layer arranged in contact with the silicon steel sheet, or may have an insulating coating arranged in contact with the intermediate layer.
  • the intermediate layer is a silicon oxide film, contains silicon oxide as a main component, and has a film thickness of 2 nm or more and 500 nm or less. This intermediate layer continuously extends along the surface of the silicon steel sheet.
  • the intermediate layer is not a forsterite coating film but an intermediate layer (silicon oxide film) mainly containing silicon oxide.
  • the intermediate layer is a silicon steel sheet in which the formation of a forsterite coating is suppressed during finish annealing or the forsterite coating is removed after finish annealing in an atmosphere gas adjusted to a predetermined degree of oxidation (PH 2 O/PH 2 ). It is formed by heat treatment in.
  • the intermediate layer is preferably an external oxide film formed by external oxidation.
  • the external oxidation is an oxidation that occurs in a low-oxidation atmosphere gas, and a form in which an alloy element (Si) in a steel sheet diffuses to the steel sheet surface and then forms an oxide in a film shape on the steel sheet surface.
  • the internal oxidation is an oxidation that occurs in an atmosphere gas having a relatively high degree of oxidation, and the alloying elements in the steel sheet hardly diffuse to the surface, and after the oxygen in the atmosphere diffuses inside the steel sheet, It means oxidation in the form of forming an oxide by being dispersed like islands inside the steel sheet.
  • the intermediate layer contains silica (silicon oxide) as a main component.
  • the intermediate layer may include oxides of alloying elements contained in the silicon steel sheet in addition to silicon oxide. That is, it may contain an oxide of any one of Fe, Mn, Cr, Cu, Sn, Sb, Ni, V, Nb, Mo, Ti, Bi and Al, or a composite oxide thereof. In addition, it may contain metal particles such as Fe. Further, impurities may be contained within a range that does not impair the effect.
  • the average thickness of the intermediate layer is preferably 2 nm or more and 500 nm or less. If the average thickness is less than 2 nm or more than 500 nm, the adhesion between the silicon steel sheet and the insulating coating is reduced, sufficient stress cannot be applied to the silicon steel sheet, and iron loss increases, which is not preferable.
  • the lower limit of the average film thickness of the intermediate layer is preferably 5 nm.
  • the upper limit of the average film thickness of the intermediate layer is preferably 300 nm, more preferably 100 nm, and further preferably 50 nm.
  • the crystal structure of the intermediate layer is not particularly limited.
  • the mother layer of the intermediate layer is preferably amorphous.
  • the adhesiveness between the silicon steel sheet and the insulating coating can be preferably improved.
  • the insulating coating disposed in contact with the intermediate layer is preferably a phosphoric acid-based coating or an aluminum borate-based coating.
  • the phosphoric acid-based film contains a phosphorus-silicon composite oxide (a composite oxide containing phosphorus and silicon) and the film thickness is 0.1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less. preferable.
  • the phosphoric acid-based coating continuously extends along the surface of the intermediate layer. By forming the phosphoric acid-based coating that is disposed so as to be in contact with the intermediate layer, it is possible to impart further tension to the silicon steel sheet and reduce iron loss preferably.
  • the phosphoric acid-based coating may include oxides of alloying elements contained in the silicon steel sheet in addition to the phosphorus-silicon composite oxide. That is, it may contain an oxide of any one of Fe, Mn, Cr, Cu, Sn, Sb, Ni, V, Nb, Mo, Ti, Bi and Al, or a composite oxide thereof. In addition, it may contain metal particles such as Fe. Further, impurities may be contained within a range that does not impair the effect.
  • the average thickness of the phosphoric acid coating is preferably 0.1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less.
  • the upper limit of the average thickness of the phosphoric acid-based coating is preferably 5 ⁇ m, more preferably 3 ⁇ m.
  • the lower limit of the average thickness of the phosphoric acid-based coating is preferably 0.5 ⁇ m, more preferably 1 ⁇ m.
  • the crystal structure of the phosphoric acid film is not particularly limited.
  • the phosphoric acid-based coating preferably has an amorphous matrix.
  • the adhesion between the silicon steel sheet and the phosphoric acid type coating can be preferably improved.
  • the aluminum borate-based coating When the insulating coating is an aluminum borate-based coating, the aluminum borate-based coating preferably contains aluminum/boron oxide and has a thickness of more than 0.5 ⁇ m and 8 ⁇ m or less.
  • the aluminum borate-based coating continuously extends along the surface of the intermediate layer.
  • the aluminum borate-based coating may include crystalline Al 18 B 4 O 33 , Al 4 B 2 O 9 , aluminum oxide, or boron oxide in addition to aluminum-boron oxide.
  • metal particles such as Fe or oxides may be contained.
  • impurities may be contained within a range that does not impair the effect.
  • the average thickness of the aluminum borate-based coating is preferably more than 0.5 ⁇ m and 8 ⁇ m or less.
  • the upper limit of the average thickness of the aluminum borate-based coating is preferably 6 ⁇ m, more preferably 4 ⁇ m.
  • the lower limit of the average thickness of the aluminum borate-based coating is preferably 1 ⁇ m, more preferably 2 ⁇ m.
  • the crystal structure of the aluminum borate-based coating is not particularly limited.
  • the aluminum borate-based coating preferably has an amorphous matrix.
  • the adhesion between the silicon steel sheet and the aluminum borate-based coating can be preferably improved.
  • the above-mentioned coating structure of the grain-oriented electrical steel sheet may be observed, for example, by the following method.
  • a layer having a thickness of 300 nm or more may be observed with an SEM, and a layer having a thickness of less than 300 nm may be observed with a TEM.
  • the test piece is cut out so that the cutting direction is parallel to the plate thickness direction (specifically, the test piece is cut so that the cutting surface is parallel to the plate thickness direction and perpendicular to the rolling direction.
  • Cut out the cross-sectional structure of this cut surface is observed with an SEM at a magnification such that each layer enters the observation visual field.
  • SEM backscattered electron composition image
  • the silicon steel sheet can be identified as a light color, the intermediate layer as a dark color, and the insulating coating (aluminum borate-based coating or phosphoric acid-based coating) as a neutral color.
  • SEM-EDS Electromagnetic X-ray Spectroscopy
  • the elements to be quantitatively analyzed are 6 elements of Fe, P, Si, O, Mg and Al.
  • the apparatus used is not particularly limited, but in the present embodiment, for example, SEM (NB5000 manufactured by Hitachi High-Technologies Corporation), EDS (XFlash(r)6 ⁇ 30 manufactured by Bruker AXS), EDS analysis software ( ESPRIT 1.9) manufactured by Bruker AXS KK may be used.
  • the Fe content is 80 atomic% or more except measurement noise. If the O content is less than 30 atomic% and the line segment (thickness) on the scanning line of the line analysis corresponding to this region is 300 nm or more, this region is determined to be a silicon steel sheet. Then, the region excluding the silicon steel plate is determined to be the intermediate layer and the insulating coating (aluminum borate coating or phosphoric acid coating).
  • the Fe content is less than 80 atomic% and the P content is 5 atomic% or more in the region excluding the silicon steel plate specified above, from the measurement noise.
  • O content is 30 atomic% or more, and if the line segment (thickness) on the scanning line of the line analysis corresponding to this area is 300 nm or more, this area is a phosphoric acid film.
  • the phosphoric acid-based coating may contain aluminum, magnesium, nickel, manganese, etc. derived from the phosphate.
  • silicon derived from colloidal silica may be included. In this embodiment, the phosphoric acid coating may not be present.
  • the Fe content is less than 80 atomic% and the P content is less than the measurement noise. Is less than 5 at %, Si content is less than 20 at %, O content is at least 20 at %, and Al content is at least 10 at %, and on the scanning line of the line analysis corresponding to this region. If the line segment (thickness) is 300 nm or more, this region is judged to be an aluminum borate-based coating. In addition to the above five elements which are the judgment elements for identifying the aluminum borate-based coating, boron is contained in the aluminum borate-based coating.
  • an EDS qualitative analysis may be performed to determine whether or not the aluminum borate-based coating contains boron.
  • the aluminum borate-based coating may not exist.
  • the precipitates, inclusions, and pores contained in each coating are not included in the determination target, and the A region that satisfies the result of the quantitative analysis is determined to be a phosphoric acid-based coating or an aluminum borate-based coating. For example, if it is confirmed from the COMPO image and the line analysis result that precipitates, inclusions, and vacancies are present on the scan line of the line analysis, the result of the quantitative analysis as the matrix phase is not included in this region. Judge by.
  • the precipitates, inclusions, and vacancies can be distinguished from the parent phase by the contrast in the COMPO image, and can be distinguished from the parent phase by the abundance of the constituent elements in the quantitative analysis result.
  • the phosphoric acid-based coating or the aluminum borate-based coating it is preferable to specify it at a position where precipitates, inclusions, and vacancies are not included on the scanning line of the line analysis.
  • the line segment (thickness) on the scanning line of the line analysis corresponding to this region is the region excluding the silicon steel plate specified above and the insulating coating (aluminum borate-based coating or phosphoric acid-based coating) is 300 nm or more. If there is, this area is determined to be the intermediate layer. In addition, in this embodiment, the intermediate layer may not exist.
  • the intermediate layer has an average Fe content of less than 80 atom% on average, a P content of less than 5 atom% on average, a Si content of 20 atom% or more on average, and an O content of 30 atom on average. % Or more should be satisfied. If the intermediate layer is not a forsterite film but a silicon oxide film mainly composed of silicon oxide, the Mg content of the intermediate layer may be less than 20 atom% on average.
  • the quantitative analysis result of the intermediate layer is a quantitative analysis result of the mother phase, which does not include the analysis results of the precipitates, inclusions, and pores contained in the intermediate layer. When the intermediate layer is specified, it is preferable to specify it at a position where precipitates, inclusions, and vacancies are not included on the scanning line for line analysis.
  • each layer -Specify each layer and measure the thickness by the above-mentioned COMPO image observation and SEM-EDS quantitative analysis at 5 or more locations with different observation fields.
  • an average value is obtained from the values excluding the maximum value and the minimum value, and this average value is taken as the average thickness of each layer.
  • the average value is obtained by observing the tissue morphology and measuring the thickness at a location where it can be determined that it is the outer oxidation region and not the inner oxidation region.
  • the corresponding layer is observed in detail by TEM. Then, the layer is identified and the thickness is measured by TEM.
  • a test piece including a layer to be observed in detail using a TEM is cut by FIB (Focused Ion Beam) processing so that the cutting direction is parallel to the plate thickness direction (specifically, the cut surface is A test piece is cut out so as to be parallel and perpendicular to the rolling direction), and the cross-sectional structure of this cut surface is observed (bright-field image) by STEM (Scanning-TEM) at a magnification such that the corresponding layer is included in the observation field. ..
  • the cross-sectional structure is observed in a plurality of continuous visual fields.
  • TEM-EDS In order to identify each layer in the cross-sectional structure, line analysis is performed along the plate thickness direction using TEM-EDS, and quantitative analysis of the chemical components of each layer is performed.
  • the elements to be quantitatively analyzed are 6 elements of Fe, P, Si, O, Mg and Al.
  • the apparatus used is not particularly limited, but in this embodiment, for example, TEM (JEM-2100F manufactured by JEOL Ltd.), EDS (JED-2300T manufactured by JEOL Ltd.), EDS analysis software (produced by JEOL Ltd.) (Analysis Station) may be used.
  • each layer is specified and the thickness of each layer is measured.
  • the method of identifying each layer and the method of measuring the thickness of each layer using TEM may be performed according to the method using SEM described above.
  • each layer specified by TEM is 5 nm or less
  • point analysis is performed along the plate thickness direction at intervals of, for example, 2 nm or less, and the line segment (thickness) of each layer is measured. May be adopted as For example, if a TEM having a spherical aberration correction function is used, EDS analysis can be performed with a spatial resolution of about 0.2 nm.
  • the results of the quantitative analysis of the chemical components of the phosphoric acid-based coating specified by the above method show that the Fe content is less than 80 atomic %, the P content is 5 atomic% or more, and the O content is 30 atomic% or more, the phosphorus content is It is judged that the acid-based coating mainly contains the phosphorus-silicon composite oxide.
  • the quantitative analysis results of the chemical components of the aluminum borate-based coating specified by the above method show that the Fe content is less than 80 atomic %, the P content is less than 5 atomic %, the Si content is less than 20 atomic %, and the O content is less than 20 atomic %.
  • the content is 20 atomic% or more, the Al content is 10 atomic% or more, and boron is detected by the qualitative analysis, it is determined that the aluminum borate-based coating mainly contains aluminum/boron oxide.
  • the quantitative analysis results of the chemical components of the intermediate layer specified by the above method show that the Fe content is less than 80 atom% on average, the P content is less than 5 atom% on average, and the Si content is 20 atom% on average.
  • the intermediate layer mainly contains silicon oxide.
  • the aluminum borate-based coating contains aluminum oxide, Al 18 B 4 O 33 , Al 4 B 2 O 9 , boron oxide or the like is specified by the following method.
  • a sample is cut out from the grain-oriented electrical steel sheet and, if necessary, the aluminum borate-based coating is exposed by polishing so that the plane parallel to the plate surface becomes the measurement surface, and X-ray diffraction measurement is performed.
  • X-ray diffraction may be performed using CoK ⁇ rays (K ⁇ 1) as incident X-rays. From the X-ray diffraction pattern, it is identified whether aluminum oxide, Al 18 B 4 O 33 , Al 4 B 2 O 9 , boron oxide, etc. are present.
  • the above identification may be performed using a PDF (Powder Diffraction File) of ICDD (International Center for Diffraction Data).
  • PDF: No This may be done based on 00-047-1770 or 00-056-1186.
  • Al 18 B 4 O 33 was identified by PDF:No. It may be performed based on 00-029-0009, 00-053-1323, or 00-032-0003.
  • Identification of Al 4 B 2 O 9 is based on PDF:No. It may be performed based on 00-029-0010.
  • the identification of boron oxide can be found in PDF:No. It may be performed based on 00-044-1085, 00-024-0160, or 00-006-0634.
  • the method for manufacturing the grain-oriented electrical steel sheet according to this embodiment is not limited to the following method.
  • the following manufacturing method is one example for manufacturing the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment.
  • the production method of grain-oriented electrical steel sheet includes a casting step, a heating step, a hot rolling step, a hot rolled sheet annealing step, a hot rolled sheet pickling step, a cold rolling step, a decarburizing annealing step, a nitriding step, and an annealing separation. It includes an agent coating step, a finish annealing step, a surface treatment step, an intermediate layer forming step, an insulating film forming step, a magnetic domain control step and the like.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment is characterized by the surface texture of the silicon steel sheet that is the base material, in the manufacturing process of the grain-oriented magnetic steel sheet described above, cold rolling that affects the surface texture of the silicon steel sheet. It is preferable to particularly control the four steps of the step, the decarburization annealing step, the finish annealing step, and the surface treatment step. Hereinafter, a preferable manufacturing method will be described in order from the casting step.
  • the steel having the above chemical composition may be melted in a converter or an electric furnace and the slab may be manufactured using the molten steel.
  • the slab may be manufactured by a continuous casting method, an ingot may be manufactured using molten steel, and the slab may be manufactured by slab-rolling the ingot. Also, the slab may be manufactured by other methods.
  • the thickness of the slab is not particularly limited, but is, for example, 150 to 350 mm.
  • the thickness of the slab is preferably 220-280 mm. A so-called thin slab having a thickness of 10 to 70 mm may be used as the slab.
  • the slab may be charged by heating it in a known heating furnace or a known soaking furnace.
  • the slab may be heated to 1280°C or lower.
  • the lower limit of the heating temperature of the slab is not particularly limited. If the heating temperature is too low, hot rolling may become difficult and productivity may be reduced. Therefore, the heating temperature may be set in the range of 1280° C. or lower in consideration of productivity.
  • the preferable lower limit of the heating temperature of the slab is 1100°C.
  • the preferable upper limit of the heating temperature of the slab is 1250°C.
  • the slab may be heated to a high temperature of 1320°C or higher.
  • a high temperature of 1320° C. or higher AlN and Mn(S, Se) are dissolved, and fine precipitation is performed in the subsequent steps, whereby secondary recrystallization can be stably exhibited.
  • the slab heating step itself may be omitted, and hot rolling may be started after casting and before the temperature of the slab decreases.
  • the slab may be hot rolled using a hot rolling mill.
  • the hot rolling mill includes, for example, a rough rolling mill and a finish rolling mill arranged downstream of the rough rolling mill. After the heated steel material is rolled by a rough rolling mill, it is further rolled by a finishing rolling mill to manufacture a hot rolled steel sheet.
  • the finishing temperature in the hot rolling step (the temperature of the steel sheet at the exit side of the finish rolling stand where the steel sheet is finally rolled by the finish rolling mill) may be 700 to 1150°C.
  • the hot rolled steel sheet may be annealed (hot rolled sheet annealing).
  • hot-rolled sheet annealing the non-uniform structure generated during hot rolling is made as uniform as possible.
  • the annealing conditions are not particularly limited as long as they can homogenize the non-uniform structure generated during hot rolling.
  • the hot-rolled steel sheet is annealed under the conditions that the soaking temperature is 750 to 1200° C. and the soaking time is 30 to 600 seconds.
  • the hot-rolled sheet annealing does not necessarily have to be performed, and whether or not the hot-rolled sheet annealing step is performed may be determined according to the properties and the manufacturing cost required for the grain-oriented electrical steel sheet to be finally manufactured. Further, in order to control the fine precipitation of the AlN inhibitor and the control of the second phase and solute carbon together with the homogenization of the above-mentioned structure, two-step annealing or rapid cooling after annealing may be performed by a known method. good.
  • Hot-rolled sheet pickling step In the hot-rolled sheet pickling step, pickling may be performed in order to remove scale generated on the surface of the hot-rolled steel sheet.
  • the pickling conditions during pickling of the hot-rolled sheet are not particularly limited and may be known conditions.
  • the hot rolled steel sheet may be cold rolled once or twice or more with intermediate annealing interposed.
  • the final cold rolling rate in cold rolling (cumulative cold rolling rate without intermediate annealing, or cumulative cold rolling rate after performing intermediate annealing) is preferably 80% or more, and 90%. The above is more preferable.
  • the cold rolling rate of the final cold rolling is preferably 95% or less.
  • the surface texture of the rolling roll of the final pass (final stand) of cold rolling is 0.40 ⁇ m or less in terms of arithmetic mean Ra, and more preferably, the wavelength component of the wavelength components obtained by Fourier analysis is 20 It is preferable that the average value ave-AMP C100 of the amplitude in a range of up to 100 ⁇ m is 0.050 ⁇ m or less, and the rolling rate of the final pass (final stand) is 10% or more.
  • the smoother the rolling roll in the final pass and the larger the rolling rate in the final pass the easier and finally the surface of the silicon steel plate will be easier to control.
  • the ave-AMP C100 or the like of the silicon steel sheet can be preferably controlled.
  • the cold rolled steel sheet may be annealed in a decarburizing atmosphere.
  • Decarburization annealing removes carbon from the steel sheet and causes primary recrystallization.
  • the degree of oxidation (PH 2 O/PH 2 ) in the annealing atmosphere (in-furnace atmosphere) is set to 0.01 to 0.15
  • the soaking temperature is set to 750 to 900° C.
  • the soaking time is set to 10 to 600. It can be seconds.
  • each condition of the above-mentioned decarburization annealing is controlled to control the oxygen amount on the surface of the decarburized annealing plate to 1 g/m 2 or less.
  • the degree of oxidation is high within the above range
  • the soaking temperature is lowered within the above range, or the soaking time is shortened within the above range to reduce the oxygen content on the steel sheet surface to 1 g/m 2 or less. do it.
  • the oxygen content on the steel plate surface is 1 g/m 2.
  • the amount of oxygen on the surface of the decarburized annealed plate is preferably 0.8 g/m 2 or less.
  • the lower the oxygen content the easier the final smooth surface control of the silicon steel sheet.
  • the decarburized annealed plate may be annealed and nitrided in an atmosphere containing ammonia.
  • This nitriding treatment may be performed immediately after decarburization annealing without cooling the steel sheet to room temperature after decarburization annealing.
  • inhibitors such as AlN and (Al,Si)N are finely generated in the steel, so that secondary recrystallization can be stably exhibited.
  • the conditions of the nitriding treatment are not particularly limited, but it is preferable to perform the nitriding so that the nitrogen content in the steel increases by 0.003% or more before and after the nitriding.
  • the amount of increase in nitrogen before and after nitriding is preferably 0.005% or more, more preferably 0.007% or more. If the increase in nitrogen before and after nitriding exceeds 0.030%, the effect is saturated, so nitriding may be performed so that the increase in nitrogen is 0.030% or less.
  • the annealing separation agent containing Al 2 O 3 and MgO may be applied to the surface of the decarburized annealing plate, and the applied annealing separation agent may be dried.
  • the annealing separator may be applied to the surface of the steel sheet by coating with water slurry or electrostatic coating.
  • the annealing separator mainly contains MgO and the content of Al 2 O 3 is small, a forsterite film is formed on the steel sheet during finish annealing.
  • the annealing separator mainly contains Al 2 O 3 and the content of MgO is low, mullite (3Al 2 O 3 .2SiO 2 ) is formed on the steel sheet.
  • the annealing separator may have a MgO/Al 2 O 3 mass ratio of MgO/(MgO+Al 2 O 3 ) of 5 to 50% and a hydrated water content of 1.5 mass% or less.
  • the cold-rolled steel sheet coated with the annealing separating agent may be finish-annealed.
  • finish annealing secondary recrystallization occurs, and the crystal orientation of the steel sheet is integrated in the ⁇ 110 ⁇ 001> orientation.
  • the degree of oxidation PH 2 O/PH 2
  • the dew point may be 0° C. or lower.
  • the soaking temperature is set to 1100 to 1250° C. in an atmosphere containing 50% or more by volume of hydrogen.
  • the soaking time is set to 30 hours or longer.
  • the soaking temperature is higher than 1150 to 1250°C, the soaking time is 10 hours or more.
  • the equipment cost will increase.
  • elements such as Al, N, S, and Se contained in the steel composition of the cold rolled steel sheet are discharged to purify the steel sheet.
  • the steel sheet after finish annealing may be pickled and then washed with water.
  • the pickling treatment and the water washing treatment the surplus annealing separator which has not reacted with the steel can be removed from the surface of the steel sheet, and the surface properties of the steel sheet can be preferably controlled.
  • the steel sheet after the surface treatment process becomes a silicon steel sheet which is a base material of the grain-oriented electrical steel sheet.
  • the pickling condition for the surface treatment one or more of sulfuric acid, hydrochloric acid, phosphoric acid, nitric acid, chloric acid, aqueous chromium oxide solution, chromium sulfuric acid, permanganic acid, peroxosulfuric acid and peroxophosphoric acid are added in total. It is preferable to use a solution containing less than 20% by mass. Furthermore, it is preferable to set it to 10 mass% or less. Using this solution, pickling is performed under conditions of high temperature and short time. Specifically, pickling is performed with the solution temperature set to 50 to 80° C. and the immersion time set to 1 to 30 seconds.
  • the surplus annealing separator on the surface of the steel sheet can be efficiently removed and the surface properties of the steel sheet can be preferably controlled.
  • the lower the acid concentration, the lower the liquid temperature, and the shorter the dipping time the more the etch pits formed on the steel plate surface are suppressed, and the surface of the silicon steel plate is finally controlled to be smooth.
  • Cheap By satisfying the above conditions in the surface treatment step and satisfying the control conditions in the previous step, the ave-AMP C100 of the silicon steel sheet can be preferably controlled.
  • the surface treatment with water is not particularly limited, and known conditions may be used.
  • the grain-oriented electrical steel sheet may be manufactured using the silicon steel sheet manufactured as described above as a base material. Specifically, among the wavelength components obtained by performing Fourier analysis on the measurement cross-section curve parallel to the plate width direction, the average value of the amplitude in the range of the wavelength of 20 to 100 ⁇ m is 0.0001 to 0.050 ⁇ m.
  • the grain-oriented electrical steel sheet may be manufactured using the steel sheet as a base material.
  • the grain-oriented electrical steel sheet may be manufactured by forming the intermediate layer and the insulating coating on the surface of the silicon steel sheet using the above-mentioned silicon steel sheet as a base material.
  • the above silicon steel sheet was heated at 600° C. in an atmosphere gas containing hydrogen and having an oxidation degree (PH 2 O/PH 2 ) adjusted to 0.00008 to 0.012. In the temperature range of 1150° C. or lower, soaking may be performed for 10 seconds or more and 100 seconds or less. By this heat treatment, an intermediate layer is formed as an external oxide film on the surface of the silicon steel sheet.
  • an insulating coating (phosphoric acid based coating or aluminum borate based coating) may be formed on the silicon steel sheet on which the intermediate layer is formed.
  • a phosphoric acid-based film forming composition containing a mixture of colloidal silica, a phosphate such as a metal phosphate, and water is applied and baked.
  • the phosphoric acid film-forming composition may contain 25 to 75% by mass of phosphate and 75 to 25% by mass of colloidal silica in terms of anhydrous.
  • the phosphate may be an aluminum salt, a magnesium salt, a nickel salt, a manganese salt of phosphoric acid, or the like.
  • the phosphoric acid-based film is formed by baking the composition for forming a phosphoric acid-based film at 350 to 600° C., and then performing heat treatment at a temperature of 800 to 1000° C. At the time of heat treatment, the degree of oxidation and the dew point of the atmosphere may be controlled as necessary.
  • an aluminum borate-based coating When forming an aluminum borate-based coating, apply and bake an aluminum borate-based coating forming composition containing alumina sol and boric acid.
  • the composition ratio of alumina sol and boric acid may be 1.25 to 1.81 as the atomic ratio (Al/B) of aluminum and boron.
  • the aluminum borate-based film is formed by heat treatment at a soaking temperature of 750 to 1350° C. and a soaking time of 10 to 100 seconds. At the time of heat treatment, the degree of oxidation and the dew point of the atmosphere may be controlled as necessary.
  • Magnetic domain control step a process for subdividing the magnetic domains of the silicon steel sheet may be performed.
  • the magnetic domains of the silicon steel sheet can be subdivided by applying non-destructive stress strain or forming physical grooves in a direction intersecting the rolling direction of the silicon steel sheet.
  • the stress strain may be applied by laser beam irradiation, electron beam irradiation, or the like.
  • the groove may be formed by a mechanical method such as a gear, a chemical method such as etching, or a thermal method such as laser irradiation.
  • magnetic domain control is performed between the cold rolling step and the decarburization annealing step, the decarburization annealing step (nitriding step) and the annealing separator application step. And the intermediate layer forming step and the insulating film forming step or after the insulating film forming step.
  • the surface texture of the silicon steel sheet is controlled by controlling each condition of the four steps of the cold rolling step, the decarburizing annealing step, the finish annealing step, and the surface treatment step.
  • each of the conditions of these four steps is a control condition for controlling the surface texture of the silicon steel sheet, it is not necessary to satisfy only one of the conditions. Unless these conditions are controlled simultaneously and inseparably, the ave-AMP C100 of the silicon steel sheet cannot be satisfied.
  • the surface texture in the rolling direction (L direction) of the silicon steel sheet is also optimal. To control.
  • iron loss can be reduced by matching the magnetization direction with the easy magnetization direction of the grain-oriented electrical steel sheet.
  • the magnetization directions are orthogonal to each other at the T-type junction, even if a grain-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties in only one direction is used, iron loss may not be reduced as expected. .. Therefore, particularly in the T-shaped joint, in addition to the rolling direction, which is the easy magnetization direction of the silicon steel sheet, it is necessary to improve the magnetic characteristics in the width direction of the silicon steel sheet.
  • the surface texture is controlled in the wavelength range of 20 to 100 ⁇ m not only in the width direction (C direction) of the silicon steel sheet but also in the rolling direction (L direction) of the silicon steel sheet. To do.
  • the maximum value of the amplitude in the wavelength range of 20 to 100 ⁇ m among the wavelength components obtained by performing Fourier analysis on the measurement sectional curve parallel to the plate width direction of the silicon steel sheet is set as max-AMP C100, and
  • max-AMP L100 When the maximum value of the amplitude in the wavelength range of 20 to 100 ⁇ m among the wavelength components obtained by Fourier analysis of the measurement sectional curve parallel to the rolling direction of the silicon steel sheet is max-AMP L100 , the above max-AMP C100 Is divided by the above max-AMP L100 to control max-DIV 100 to 1.5 to 6.0.
  • the ave-AMP C100 which is the surface texture of the silicon steel plate in the plate width direction
  • the surface texture in the rolling direction is also controlled. Therefore, the value of max-DIV 100 increases as the value of max-AMP L100 in the rolling direction decreases with respect to max-AMP C100 in the strip width direction.
  • max-DIV 100 is 1.5 or more, it can be determined that the surface texture is sufficiently controlled in the rolling direction as well as in the strip width direction.
  • the max-DIV 100 is preferably 2.0 or more, more preferably 3.0 or more.
  • max-DIV 100 is not particularly limited. However, it is not industrially easy to control the surface texture in the sheet width direction of the silicon steel sheet and then control the surface texture in the rolling direction so that max-DIV 100 exceeds 6.0. Therefore, max-DIV 100 may be 6.0 or less.
  • the maximum value of the amplitude in the range of the wavelength of 20 to 50 ⁇ m is defined as max-AMP C50, and
  • max-AMP L50 When the maximum value of the amplitude in the wavelength range of 20 to 50 ⁇ m among the wavelength components obtained by Fourier analysis of the measurement cross-section curve parallel to the rolling direction is max-AMP L50 , the max-AMP C50 is the max.
  • Control max-DIV 50 which is the value divided by AMP L50 , between 1.5 and 5.0.
  • the max-DIV 50 is preferably 2.0 or more, more preferably 3.0 or more.
  • the upper limit of max-DIV 50 is not particularly limited. However, it is not industrially easy to control the surface texture in the width direction of the silicon steel sheet and then control the surface texture in the rolling direction so that the max-DIV 50 exceeds 5.0. Therefore, max-DIV 50 may be 5.0 or less.
  • FIG. 3 shows a graph in which, with respect to the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment, a measurement cross-section curve parallel to the sheet width direction and the rolling direction of the silicon steel sheet (base steel sheet) is subjected to Fourier analysis and the amplitude with respect to wavelength is plotted.
  • the surface texture in the plate width direction is more difficult to control than in the rolling direction.
  • the surface texture in the plate width direction of the silicon steel sheet is controlled, but in the present embodiment, the surface texture in the rolling direction of the silicon steel sheet is also controlled in addition to the plate width direction. That is, as shown in FIG. 3, in the wavelength range of 20 to 100 ⁇ m, the amplitude in the strip width direction is optimized and then the amplitude in the rolling direction is reduced.
  • ave-AMP C100 , max-AMP C100 , max-AMP L100 , ave-AMP C50 , max-AMP C50 , and max-AMP L50 can be obtained, for example, by the following method in the same manner as the measuring method of the first embodiment. Just measure.
  • the surface texture of the silicon steel sheet may be directly evaluated.
  • the coating is removed and then the surface texture of the silicon steel sheet is evaluated. do it.
  • the grain-oriented electrical steel sheet having a coating may be dipped in a high temperature alkaline solution. Specifically, by immersing in a sodium hydroxide aqueous solution of NaOH: 20% by mass+H 2 O: 80% by mass for 20 minutes at 80° C., washing with water and drying, a coating film (intermediate layer on the silicon steel sheet) And the insulating coating) can be removed. It should be noted that the time of immersion in the aqueous sodium hydroxide solution may be changed depending on the thickness of the coating film on the silicon steel sheet.
  • the surface texture of a silicon steel sheet is non-contact surface roughness because a contact-type surface roughness measuring instrument generally has a tip tip radius of about micron ( ⁇ m) and cannot detect a minute surface shape. It is preferable to use a measuring device.
  • a laser type surface roughness measuring device VK-9700 manufactured by Keyence Corporation may be used.
  • the measured cross-section curves along the width and rolling directions of the silicon steel sheet.
  • one measurement length is 500 ⁇ m or more, and the total measurement length is 5 mm or more.
  • the spatial resolution in the measurement direction is 0.2 ⁇ m or less.
  • the measurement cross-section curve is subjected to Fourier analysis without applying a filter such as a low band or a high band to these measurement cross-section curves, that is, without cutting off a specific wavelength component from the measurement cross-section curve.
  • the average value and the maximum value of the amplitude in the range where the wavelength is 20 to 100 ⁇ m are obtained.
  • the average value of the amplitude in the strip width direction be ave-AMP C100
  • the maximum value of the amplitude in the strip width direction be max-AMP C100
  • the maximum value of the amplitude in the rolling direction be max-AMP L100 .
  • the average value and the maximum value are obtained with respect to the amplitude in the range where the wavelength is 20 to 50 ⁇ m.
  • the average value of the amplitude in the strip width direction is ave-AMP C50
  • the maximum value of the amplitude in the strip width direction is max-AMP C50
  • the maximum value of the amplitude in the rolling direction is max-AMP L50 .
  • the above measurement and analysis may be carried out at five or more different measurement points, and the average value may be obtained.
  • max-DIV 100 is obtained by dividing max-AMP C100 obtained above by max-AMP L100 .
  • max-DIV 50 is determined by dividing max-AMP C50 determined above by max-AMP L50 .
  • the ave-AMP C100 is controlled and then the max-DIV 100 is controlled to improve the iron loss characteristics. Also, if necessary, the ave-AMP C50 is controlled, and then the max-DIV 50 is controlled to preferably improve the iron loss characteristics. A method for controlling these ave-AMP C100 and max-DIV 100 will be described later.
  • the method for manufacturing the grain-oriented electrical steel sheet according to this embodiment is not limited to the following method.
  • the following manufacturing method is one example for manufacturing the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment.
  • the production method of grain-oriented electrical steel sheet includes a casting step, a heating step, a hot rolling step, a hot rolled sheet annealing step, a hot rolled sheet pickling step, a cold rolling step, a decarburizing annealing step, a nitriding step, and an annealing separation. It includes an agent coating step, a finish annealing step, a surface treatment step, an intermediate layer forming step, an insulating film forming step, a magnetic domain control step and the like.
  • the final cold rolling rate in cold rolling (cumulative cold rolling rate without intermediate annealing, or intermediate annealing is performed).
  • the cumulative cold rolling rate after performing) is preferably 80% or more, more preferably 90% or more.
  • the cold rolling rate of the final cold rolling is preferably 95% or less.
  • the surface texture of the rolling roll in the final pass (final stand) of cold rolling has an arithmetic average Ra of 0.40 ⁇ m or less, and more preferably a wavelength component of 20 out of the wavelength components obtained by Fourier analysis. It is preferable that ave-AMP C100 , which is the average value of the amplitude in the range of ⁇ 100 ⁇ m, is 0.050 ⁇ m or less, and the rolling ratio of the final pass (final stand) of cold rolling is 15% or more. The smoother the rolling roll in the final pass and the larger the rolling rate in the final pass, the easier and finally the surface of the silicon steel plate will be easier to control. By satisfying the above conditions in cold rolling and satisfying the control conditions in the post-process, the ave-AMP C100 or max-DIV 100 of the silicon steel sheet can be preferably controlled.
  • Decarburization annealing step Regarding the conditions of the degree of oxidation, the soaking temperature, and the soaking time in the decarburizing annealing step according to this embodiment, the same conditions as in the first embodiment can be adopted.
  • each condition of the above-described decarburization annealing is controlled to control the oxygen amount on the surface of the decarburization annealed plate to 0.95 g/m 2 or less.
  • the degree of oxidation is high within the above range
  • the soaking temperature is lowered within the above range, or the soaking time is shortened within the above range so that the oxygen content on the steel sheet surface is 0.95 g/m 2.
  • the oxygen content on the steel sheet surface is 0.95 g/ It may be set to m 2 or less.
  • the pickling is performed using sulfuric acid, hydrochloric acid or the like after the decarburization annealing, it is not easy to control the oxygen amount on the surface of the decarburizing annealed plate to 0.95 g/m 2 or less.
  • the control of the amount of oxygen on the surface of the decarburized and annealed plate is preferably performed by controlling the above-mentioned conditions of the decarburized and annealed sheet.
  • the amount of oxygen on the surface of the decarburized annealed plate is preferably 0.75 g/m 2 or less.
  • the pickling conditions for the surface treatment one or two of sulfuric acid, hydrochloric acid, phosphoric acid, nitric acid, chloric acid, an aqueous solution of chromium oxide, chromium sulfuric acid, permanganic acid, peroxosulfuric acid and peroxophosphoric acid is used. It is preferable to use a solution containing the above in total of 0 to less than 10% by mass. Using this solution, pickling is performed under conditions of high temperature and short time. Specifically, pickling is performed with the solution temperature set to 50 to 80° C. and the immersion time set to 1 to 30 seconds.
  • the surplus annealing separator on the surface of the steel sheet can be efficiently removed and the surface properties of the steel sheet can be preferably controlled.
  • the lower the acid concentration, the lower the liquid temperature, and the shorter the immersion time the more the etch pits formed on the surface of the steel sheet are suppressed and the surface of the silicon steel sheet is finally controlled to be smooth.
  • Cheap By satisfying the above conditions in the surface treatment step and satisfying the control conditions in the previous step, the ave-AMP C100 or max-DIV 100 of the silicon steel sheet can be preferably controlled.
  • the surface treatment with water is not particularly limited, and known conditions may be used.
  • brush rolls may be used to control the surface properties of the steel sheet.
  • SiC having an abrasive grain number of 100 to 500 is used as an abrasive material
  • a brush reduction amount is 1.0 mm to 5.0 mm
  • a brush rotation speed is 500 to 1500 rpm.
  • brushing may be performed so that the rotation axis is in the rolling direction.
  • brushing may be performed so that the rotation axis is in the strip width direction.
  • brushing may be performed so that the rotation axis is in both the strip width direction and the rolling direction.
  • the max-DIV 100 of the silicon steel plate can be preferably controlled.
  • the surface treatment with water is not particularly limited, and known conditions may be used.
  • the grain-oriented electrical steel sheet may be manufactured using the silicon steel sheet manufactured as described above as a base material.
  • a grain-oriented electrical steel sheet may be manufactured using a silicon steel sheet having an ave-AMP C100 of 0.0001 to 0.050 ⁇ m and a max-DIV 100 of 1.5 to 6.0 as a base material. ..
  • the grain-oriented electrical steel sheet may be manufactured by forming the intermediate layer and the insulating coating on the surface of the silicon steel sheet using the above-mentioned silicon steel sheet as a base material.
  • each condition of these steps is a control condition for controlling the surface texture of the silicon steel sheet, it is not necessary to satisfy only one condition. Unless these conditions are controlled simultaneously and inseparably, the ave-AMP C100 and max-DIV 100 of the silicon steel sheet cannot be satisfied at the same time.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted to confirm the feasibility and effects of the present invention.
  • the present invention is not limited to this one condition example.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • a slab was manufactured by casting molten steel having a controlled steel composition. This slab is heated to 1150° C., hot rolled to a plate thickness of 2.6 mm, hot-rolled sheet annealed in two steps of 1120° C.+900° C., annealed after hot-rolled sheet quenching, pickled, and a sheet thickness of 0. Cold rolled to 23 mm, decarburized and annealed, nitrided and annealed so that the amount of increase in nitrogen is 0.020%, applied with an annealing separator containing Al 2 O 3 and MgO, and then finish annealed. Was subjected to a surface treatment of pickling and washing with water.
  • Tables 1 to 3 show detailed conditions of the cold rolling step, the decarburizing annealing step, the finishing annealing step, and the surface treatment step as the manufacturing conditions.
  • the cold rolling step the rolling ratio and the roll roughness Ra were changed for the final pass (final stand) of the cold rolling.
  • the oxygen content (PH 2 O/PH 2 ) of the atmosphere, the soaking temperature and the soaking time were changed to control the amount of oxygen on the surface of the decarburizing annealed plate. The test No.
  • the oxidation degree of the atmosphere was 0.15, a soaking temperature of 880 ° C., since soaking time was 550 seconds, the oxygen content of the surface of the decarburization annealed sheet 1 g / m 2 below I could't control it.
  • pickling was performed using sulfuric acid immediately after the decarburization annealing step, but the amount of oxygen on the surface of the decarburization annealed plate could not be controlled to 1 g/m 2 or less.
  • the atmosphere containing 50% by volume or more of hydrogen was used, and the soaking time was changed according to the soaking temperature.
  • the acid concentration, the liquid temperature, and the immersion time were changed as the pickling treatment.
  • Table 4 to Table 9 show the chemical composition of the silicon steel sheet and the surface properties of the silicon steel sheet as the production results.
  • the chemical composition and surface properties of the silicon steel sheet were determined based on the above method.
  • an intermediate layer was formed on the plate surface of the silicon steel sheet, an insulating coating was formed, and magnetic domain control was performed to produce a grain-oriented electrical steel sheet, and the iron loss characteristics were evaluated.
  • the intermediate layer was formed by heat treatment at 850° C. for 30 seconds in an atmosphere having an oxidation degree (PH 2 O/PH 2 ) of 0.0012.
  • These intermediate layers mainly contained silicon oxide and had an average thickness of 25 nm.
  • a phosphoric acid type coating was formed as an insulating coating.
  • the phosphoric acid type coating film was formed by applying a phosphoric acid type coating film forming composition containing a mixture of colloidal silica, a phosphate salt of an aluminum salt or a magnesium salt, and water and performing heat treatment under normal conditions.
  • These phosphoric acid-based coatings mainly contained phosphorus-silicon composite oxide, and had an average thickness of 2 ⁇ m.
  • an aluminum borate-based coating was formed as an insulating coating.
  • the aluminum borate-based coating was formed by applying an aluminum borate-based coating forming composition containing alumina sol and boric acid, and performing heat treatment under normal conditions. These aluminum borate-based coatings mainly contained aluminum/boron oxide and had an average thickness of 2 ⁇ m.
  • Iron loss was evaluated by Single Sheet Tester (SST). A sample having a width of 60 mm and a length of 300 mm was sampled from the manufactured grain-oriented electrical steel sheet such that the long side of the test piece was in the rolling direction, and W17/50 (when the steel sheet was magnetized to a magnetic flux density of 1.7 T at 50 Hz). Iron loss) was measured. When W17/50 was 0.68 W/kg or less, the iron loss was judged to be good.
  • SST Single Sheet Tester
  • the surface properties of the silicon steel sheet were preferably controlled, and thus the iron loss characteristics were excellent as the grain-oriented electrical steel sheet.
  • the surface properties of the silicon steel sheet were not preferably controlled, the iron loss characteristics of the grain-oriented electrical steel sheet could not be satisfied.
  • Test No. In No. 5 in the plate width direction of the silicon steel sheet, the surface roughness Ra is 0.4 ⁇ m or less when the cutoff wavelength ⁇ c is 800 ⁇ m, and the surface roughness Ra is 0 when the cutoff wavelength ⁇ c is 20 ⁇ m.
  • the average ave-AMP C100 was more than 0.050 ⁇ m.
  • the surface roughness Ra was 0.03 ⁇ m when the cutoff wavelength ⁇ c was 250 ⁇ m in the plate width direction of the silicon steel sheet.
  • the ave-AMP C100 is 0.020 ⁇ m or less, and the test No. At 40, the ave-AMP C100 was more than 0.020 ⁇ m.
  • a slab was manufactured by casting molten steel having a controlled steel composition. This slab is heated to 1150° C., hot rolled to a plate thickness of 2.6 mm, hot-rolled sheet annealed in two steps of 1120° C.+900° C., annealed after hot-rolled sheet quenching, pickled, and a sheet thickness of 0. Cold rolled to 23 mm, decarburized and annealed, nitrided and annealed so that the amount of increase in nitrogen is 0.020%, applied with an annealing separator containing Al 2 O 3 and MgO, and then finish annealed. Was subjected to a surface treatment of at least one of pickling, washing with water and brushing.
  • Tables 10 to 13 show detailed conditions of the cold rolling step, the decarburizing annealing step, the finishing annealing step, and the surface treatment step as the manufacturing conditions.
  • the cold rolling step the rolling ratio and the roll roughness Ra were changed for the final pass (final stand) of the cold rolling.
  • the oxygen content (PH 2 O/PH 2 ) of the atmosphere, the soaking temperature and the soaking time were changed to control the amount of oxygen on the surface of the decarburizing annealed plate.
  • pickling was performed using sulfuric acid immediately after the decarburization annealing step, but the amount of oxygen on the surface of the decarburizing annealed plate could not be controlled to 1 g/m 2 or less.
  • the atmosphere containing 50% by volume or more of hydrogen was used, and the soaking time was changed according to the soaking temperature.
  • the acid concentration, the liquid temperature, and the immersion time were changed as the pickling treatment.
  • washing treatment and brushing were performed without performing the pickling treatment.
  • Table 14 to Table 21 show the chemical composition of the silicon steel sheet and the surface properties of the silicon steel sheet as the production results.
  • the chemical composition and surface properties of the silicon steel sheet were determined based on the above method.
  • an intermediate layer was formed on the plate surface of the silicon steel sheet, an insulating coating was formed, and magnetic domain control was performed to produce a grain-oriented electrical steel sheet, and the iron loss characteristics were evaluated.
  • the intermediate layer was formed by heat treatment at 850° C. for 30 seconds in an atmosphere having an oxidation degree (PH 2 O/PH 2 ) of 0.0012.
  • These intermediate layers mainly contained silicon oxide and had an average thickness of 25 nm.
  • a phosphoric acid-based film was formed as an insulating film.
  • the phosphoric acid type coating film was formed by applying a phosphoric acid type coating film forming composition containing a mixture of colloidal silica, a phosphate salt of an aluminum salt or a magnesium salt, and water and performing heat treatment under normal conditions.
  • These phosphoric acid-based coatings mainly contained phosphorus-silicon composite oxide, and had an average thickness of 2 ⁇ m.
  • an aluminum borate-based coating was formed as an insulating coating.
  • the aluminum borate-based coating was formed by applying an aluminum borate-based coating forming composition containing alumina sol and boric acid, and performing heat treatment under normal conditions. These aluminum borate-based coatings mainly contained aluminum/boron oxide and had an average thickness of 2 ⁇ m.
  • Iron loss was evaluated by Single Sheet Tester (SST). From the produced grain-oriented electrical steel sheet, a sample having a width of 60 mm and a length of 300 mm was sampled so that the long sides of the test piece were in the rolling direction and the sheet width direction, and W17/50 (steel sheet The iron loss when magnetized to a magnetic flux density of 1.7 T at 50 Hz) and W6/50 (iron loss when the steel sheet was magnetized to a magnetic flux density of 0.6 T at 50 Hz) were measured using a test piece in the plate width direction. When the iron loss W17/50 in the rolling direction was 0.68 W/kg or less and the iron loss W6/50 in the sheet width direction was 0.80 W/kg or less, the iron loss was judged to be good.
  • SST Single Sheet Tester
  • the surface properties of the silicon steel sheet were preferably controlled, and therefore the iron loss characteristics were excellent as the grain-oriented electrical steel sheet.
  • the surface properties of the silicon steel sheet were not preferably controlled, the iron loss characteristics of the grain-oriented electrical steel sheet could not be satisfied.
  • Test No. In 2-3 the surface roughness Ra is 0.4 ⁇ m or less when the cutoff wavelength ⁇ c is 800 ⁇ m and the surface roughness Ra is 20 ⁇ m when the cutoff wavelength ⁇ c is 20 ⁇ m in the plate width direction. was 0.2 ⁇ m or less, but ave-AMP C100 was more than 0.050 ⁇ m.
  • the surface roughness Ra was both 0.03 ⁇ m when the cutoff wavelength ⁇ c was 250 ⁇ m in the plate width direction of the silicon steel sheet.
  • ave-AMP C100 was 0.020 ⁇ m or less, and the test No. In 2-55, ave-AMP C100 was more than 0.020 ⁇ m.

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Abstract

本発明に係る方向性電磁鋼板は、母材鋼板として珪素鋼板を備え、前記珪素鋼板の板幅方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～１００μｍである範囲の振幅の平均値をａｖｅ－ＡＭＰＣ１００としたとき、前記ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００が０．０００１～０．０５０μｍである。

Description

方向性電磁鋼板およびその製造方法
　本発明は、方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。特に、母材鋼板である珪素鋼板の表面性状を制御することにより優れた鉄損特性を発揮する方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。
　本願は、２０１９年１月１６日に日本に出願された特願２０１９－５３９６号及び２０１９年１月１６日に日本に出願された特願２０１９－５３９８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　方向性電磁鋼板は、母材鋼板として珪素鋼板を有し、主に変圧器の鉄心材料として用いられる軟磁性材料である。方向性電磁鋼板には、優れた磁気特性を発揮することが要求される。特に、優れた鉄損特性を発揮することが要求される。
　鉄損とは、電気的エネルギーと磁気的エネルギーとが相互変換される時に生じるエネルギー損失のことを意味する。この鉄損の値は低いほど好ましい。鉄損は、大別すると、ヒステリシス損および渦電流損の２つの損失成分に分けることができる。さらに、渦電流損は、古典的渦電流損および異常渦電流損に分けることができる。
　例えば、古典的渦電流損を低減するためには、珪素鋼板の電気抵抗を高める、珪素鋼板の厚みを薄くする、または珪素鋼板を被膜で絶縁することなどが試みられている。また、異常渦電流損を低減するためには、珪素鋼板の結晶粒径を微細化する、珪素鋼板の磁区を微細化する、または珪素鋼板に張力を付与することなどが試みられている。また、ヒステリシス損を低減するためには、珪素鋼板中の不純物を除去する、珪素鋼板の結晶方位を制御することなどが試みられている。
　加えて、ヒステリシス損を低減するために、珪素鋼板の表面を平滑にすることも試みられている。珪素鋼板の表面に凹凸が存在すると、磁壁が移動する際の妨げになり、磁化しにくくなる。そのため、珪素鋼板の表面粗さを低減することによって磁壁移動に伴うエネルギー損失を低減することが試みられている。
　例えば、特許文献１には、鋼板表面を平滑にすることによって、優れた鉄損特性が得られる方向性電磁鋼板が示されている。特許文献１は、化学研磨または電解研磨を行うことによって鋼板表面を鏡面に仕上げると鉄損が急激に低下すると開示している。
　特許文献２には、鋼板の表面粗さＲａを０．４μｍ以下に制御する方向性電磁鋼板が示されている。特許文献２は、表面粗さＲａが０．４μｍ以下であるとき非常に低い鉄損が得られると開示している。
　特許文献３には、鋼板の圧延直角方向の表面粗さＲａを０．１５～０．４５μｍに制御する方向性電磁鋼板が示されている。特許文献３は、圧延直角方向の表面粗さが、０．４５μｍ超となるとき高磁場鉄損改善効果が小さくなると開示している。
　特許文献４および特許文献５には、カットオフ波長λcを２０μｍとしたときの表面粗さＲａを０．２μｍ以下に制御する無方向性電磁鋼板が示されている。特許文献４および特許文献５は、鉄損を低減するためには、カットオフ波長で長波長側のうねりを除去して微小凹凸を評価し、この微小凹凸を低減する必要があると開示している。
日本国特公昭５２－０２４４９９号公報 日本国特開平０５－３１１４５３号公報 日本国特開２０１８－０６２６８２号公報 日本国特開２０１６－４７９４２号公報 日本国特開２０１６－４７９４３号公報
　本発明者らが検討した結果、従来技術のように、珪素鋼板に関して、表面粗さＲａを例えば０．４０μｍ以下に制御しても、またはカットオフ波長λcが２０μｍの条件にて表面粗さＲａを０．２μｍ以下に制御しても、鉄損特性が必ずしも十分に安定的に改善しないことが明らかとなった。
　さらに言えば、特許文献４および特許文献５では、無方向性電磁鋼板の鉄損特性を改善するために、冷間圧延によって珪素鋼板の表面性状を制御している。ただ、方向性電磁鋼板では、無方向性電磁鋼板とは異なり、冷間圧延後に、脱炭焼鈍を行い、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍し、さらに高温長時間の純化焼鈍を行う。そのため、方向性電磁鋼板では、無方向性電磁鋼板のように、冷間圧延によって制御した表面性状を、最終工程後まで維持することが難しい。一般的に、無方向性電磁鋼板の知見は、方向性電磁鋼板へ単に流用することができない。
　本発明者らは、方向性電磁鋼板としての表面制御に関して従来技術では十分でないと考え、方向性電磁鋼板の鉄損特性を最適に改善するためには、新たな視点で珪素鋼板の表面性状を制御することが必要であると考えた。
　すなわち、本発明は、母材鋼板である珪素鋼板の表面性状を最適に制御することによって、優れた鉄損特性を発揮する方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。
　本発明の要旨は、以下の通りである。
　（１）本発明の一態様に係る方向性電磁鋼板は、母材鋼板として珪素鋼板を備え、この珪素鋼板の板幅方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～１００μｍである範囲の振幅の平均値をａｖｅ－ＡＭＰＣ１００としたとき、ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００が０．０００１～０．０５０μｍである。
　（２）上記（１）に記載の方向性電磁鋼板では、ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００が０．０００１～０．０２５μｍであってもよい。
　（３）上記（１）または（２）に記載の方向性電磁鋼板では、前記珪素鋼板の板幅方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～１００μｍである範囲の振幅の最大値をｍａｘ－ＡＭＰＣ１００とし、前記珪素鋼板の圧延方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～１００μｍである範囲の振幅の最大値をｍａｘ－ＡＭＰＬ１００としたとき、前記ｍａｘ－ＡＭＰＣ１００を前記ｍａｘ－ＡＭＰＬ１００で割った値であるｍａｘ－ＤＩＶ１００が１．５～６．０であってもよい。
　（４）上記（１）～（３）のいずれか１つに記載の方向性電磁鋼板では、上記フーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～５０μｍである範囲の振幅の平均値をａｖｅ－ＡＭＰＣ５０としたとき、ａｖｅ－ＡＭＰＣ５０が０．０００１～０．０３５であってもよい。
　（５）上記（４）に記載の方向性電磁鋼板では、前記珪素鋼板の板幅方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～５０μｍである範囲の振幅の最大値をｍａｘ－ＡＭＰＣ５０とし、前記珪素鋼板の圧延方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～５０μｍである範囲の振幅の最大値をｍａｘ－ＡＭＰＬ５０としたとき、前記ｍａｘ－ＡＭＰＣ５０を前記ｍａｘ－ＡＭＰＬ５０で割った値であるｍａｘ－ＤＩＶ５０が１．５～５．０であってもよい。
　（６）上記（４）または（５）に記載の方向性電磁鋼板では、前記ａｖｅ－ＡＭＰＣ５０が０．０００１～０．０２０μｍであってもよい。
　（７）上記（１）～（６）のいずれか１つに記載の方向性電磁鋼板では、上記珪素鋼板が、化学成分として、質量％で、Ｓｉ：０．８％以上７．０％以下、Ｍｎ：０以上１．００％以下、Ｃｒ：０以上０．３０％以下、Ｃｕ：０以上０．４０％以下、Ｐ：０以上０．５０％以下、Ｓｎ：０以上０．３０％以下、Ｓｂ：０以上０．３０％以下、Ｎｉ：０以上１．００％以下、Ｂ：０以上０．００８％以下、Ｖ：０以上０．１５％以下、Ｎｂ：０以上０．２％以下、Ｍｏ：０以上０．１０％以下、Ｔｉ：０以上０．０１５％以下、Ｂｉ：０以上０．０１０％以下、Ａｌ：０以上０．００５％以下、Ｃ：０以上０．００５％以下、Ｎ：０以上０．００５％以下、Ｓ：０以上０．００５％以下、Ｓｅ：０以上０．００５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなってもよい。
　（８）上記（１）～（７）のいずれか１つに記載の方向性電磁鋼板では、上記珪素鋼板が｛１１０｝＜００１＞方位に発達した集合組織を有してもよい。
　（９）上記（１）～（８）のいずれか１つに記載の方向性電磁鋼板では、上記珪素鋼板上に接して配された中間層をさらに備え、この中間層が酸化珪素膜であってもよい。
　（１０）上記（９）に記載の方向性電磁鋼板では、上記中間層上に接して配された絶縁被膜をさらに備え、この絶縁被膜がリン酸系被膜であってもよい。
　（１１）上記（９）に記載の方向性電磁鋼板では、上記中間層上に接して配された絶縁被膜をさらに備え、この絶縁被膜がホウ酸アルミニウム系被膜であってもよい。
　（１２）上記（１）～（１１）のいずれか１つに記載の方向性電磁鋼板の製造方法は、上記珪素鋼板を母材として方向性電磁鋼板を製造してもよい。
　本発明の上記態様によれば、母材鋼板である珪素鋼板の表面性状を最適に制御することによって、優れた鉄損特性を発揮する方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することできる。
本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板および従来の方向性電磁鋼板に関して、珪素鋼板の板幅方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析し、波長に対する振幅を作図したグラフである。 方向性電磁鋼板の磁区構造を一例として示す顕微鏡写真である。 同実施形態に係る方向性電磁鋼板に関して、珪素鋼板の板幅方向および圧延方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析し、波長に対する振幅を作図したグラフである。
　以下に、本発明の好適な実施形態について詳細に説明する。ただ、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。また、下記する数値限定範囲には、下限値及び上限値がその範囲に含まれる。「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。各元素の含有量に関する「％」は、「質量％」を意味する。
　［第１実施形態］
　本実施形態では、従来技術と異なり、方向性電磁鋼板の母材鋼板である珪素鋼板の表面状態を緻密に且つ最適に制御する。具体的には、珪素鋼板の板幅方向（Ｃ方向）に関して、２０～１００μｍの波長範囲にて表面性状を制御する。
　例えば、変圧器の内部では方向性電磁鋼板が交流で磁化される。このように電気的エネルギーと磁気的エネルギーとが相互変換される際、方向性電磁鋼板では、交流サイクルに合せて主に圧延方向（Ｌ方向）に沿って磁化方向が反転する。
　圧延方向に沿って磁化方向が反転する際、方向性電磁鋼板内では、交流サイクルに合せて磁壁が主に板幅方向に反復移動する。そのため、本発明者らは、第一に、磁壁移動を妨げる因子を、板幅方向に関して制御することが好ましいと考えた。
　また、磁壁が交流サイクルに合せて板幅方向に反復移動する際、方向性電磁鋼板の磁区サイズを考慮すると、磁壁の移動距離は２０～１００μｍ程度であると見積もられる。図２に、方向性電磁鋼板の磁区構造を例示する顕微鏡写真を示す。図２に示すように、方向性電磁鋼板は基本的に圧延方向（Ｌ方向）に平行な短冊状の磁区構造を有する。方向性電磁鋼板では、一般的に磁区の板幅方向（Ｃ方向）の幅が２０～１００μｍ程度となる。そのため、本発明者らは、第二に、磁壁移動を妨げる因子を、２０～１００μｍの領域で制御することが好ましいと考えた。
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、上記の知見に基づいて得られた。本実施形態では、珪素鋼板（母材鋼板）の板幅方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～１００μｍである範囲の振幅を制御する。
　具体的には、上記フーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～１００μｍである範囲の振幅の平均値をａｖｅ－ＡＭＰＣ１００としたとき、ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００を０．０５０μｍ以下に制御する。ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００が０．０５０μｍ以下であるとき、磁壁移動が表面凹凸によって妨げられることなく、磁壁が板幅方向に好ましく移動することができる。その結果、鉄損を好ましく低減することができる。磁壁移動をさらに容易にするためには、ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００が、０．０４０μｍ以下であることが好ましく、０．０３０μｍ以下であることがさらに好ましく、０．０２５μｍ以下であることがさらに好ましく、０．０２０μｍ以下であることが最も好ましい。
　ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００の値は小さいほど好ましいので、ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００の下限は特に制限されない。ただ、ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００を０．０００１μｍ未満に制御することは工業的に容易ではないので、ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００が０．０００１μｍ以上であってもよい。
　加えて、ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００の値を制御した上で、波長が２０～５０μｍである範囲の振幅も制御することが好ましい。ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００は、波長が２０～１００μｍである範囲の振幅の平均値であるため、この値は、２０～１００μｍ範囲内で大きい波長の振幅に影響を受け易い傾向がある。そのため、ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００の制御に加えて、波長が２０～５０μｍである範囲の振幅も合わせて制御することで、珪素鋼板の表面性状をより好ましく制御することが可能となる。
　具体的には、上記フーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～５０μｍである範囲の振幅の平均値をａｖｅ－ＡＭＰＣ５０としたとき、ａｖｅ－ＡＭＰＣ５０を０．０３５μｍ以下に制御する。ａｖｅ－ＡＭＰＣ５０が０．０３５μｍ以下であるとき、磁壁が板幅方向にさらに容易に移動できるため、鉄損を好ましく低減することができる。ａｖｅ－ＡＭＰＣ５０は、０．０３０μｍ以下であることが好ましく、０．０２５μｍ以下であることがさらに好ましく、０．０２０μｍ以下であることがさらに好ましく、０．０１５μｍ以下であることが最も好ましい。
　ａｖｅ－ＡＭＰＣ５０の値は小さいほど好ましいので、ａｖｅ－ＡＭＰＣ５０の下限は特に制限されない。ただ、ａｖｅ－ＡＭＰＣ５０を０．０００１μｍ未満に制御することは工業的に容易ではないので、ａｖｅ－ＡＭＰＣ５０が０．０００１μｍ以上であってもよい。
　図１に、珪素鋼板（母材鋼板）の板幅方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析し、波長に対する振幅を作図したグラフを示す。図１に示すように、従来の方向性電磁鋼板の珪素鋼板は、波長が２０μｍ以下の範囲では振幅が小さな値となっているが、波長が２０μｍ超の範囲では振幅が大きな値となっている。具体的には、従来の方向性電磁鋼板の珪素鋼板は、波長が１～２０μｍの範囲では振幅平均値が０．０２μｍだが、波長が２０～１００μｍの範囲では振幅平均値が０．２５μｍとなっている。すなわち、波長が２０μｍ以下の領域でミクロに表面性状を制御したとしても、方向性電磁鋼板にて磁壁移動の際に重要となる波長が２０～１００μｍの領域で表面性状が制御されていないことが明らかである。一方、図１に示すように、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の珪素鋼板は、波長が２０～１００μｍの範囲で振幅が小さい値となっている。一方、従来の方向性電磁鋼板の珪素鋼板は、波長が２０～１００μｍの範囲で振幅が大きい値となっている。
　ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００およびａｖｅ－ＡＭＰＣ５０は、例えば、下記の方法によって測定すればよい。
　珪素鋼板上に被膜が存在しない場合には、直接に珪素鋼板の表面性状を評価すればよく、珪素鋼板上に被膜が存在する場合には、被膜を除去してから珪素鋼板の表面性状を評価すればよい。例えば、被膜を有する方向性電磁鋼板を、高温のアルカリ溶液に浸漬すればよい。具体的には、ＮａＯＨ：２０質量％＋Ｈ２Ｏ：８０質量％の水酸化ナトリウム水溶液に、８０℃で２０分間、浸漬した後に、水洗して乾燥することで、珪素鋼板上の被膜（中間層および絶縁被膜）を除去できる。なお、珪素鋼板上の被膜の厚さに応じて、上記の水酸化ナトリウム水溶液に浸漬する時間を変えればよい。
　珪素鋼板の表面性状は、接触式の表面粗さ測定器では触針先端半径が一般的にミクロン（μｍ）程度であり微小な表面形状を検知できない場合があるので、非接触式の表面粗さ測定器を用いることが好ましい。例えば、レーザ式表面粗さ測定器（キーエンス社製のＶＫ－９７００）を用いればよい。
　まず、非接触式の表面粗さ測定器を用いて、珪素鋼板の板幅方向に沿う測定断面曲線を求める。この測定断面曲線を求める際には、一回の測定長を５００μｍ以上とし、総測定長さを５ｍｍ以上とする。測定方向（珪素鋼板の板幅方向）の空間分解能を０．２μｍ以下とする。この測定断面曲線に対して、低域または高域などのフィルタを適用することなく、すなわち、測定断面曲線から特定波長成分をカットオフすることなく、測定断面曲線をフーリエ解析する。
　測定断面曲線をフーリエ解析して得られた波長成分のうちで、波長が２０～１００μｍである範囲の振幅に関して、その平均値を求める。この振幅の平均値をａｖｅ－ＡＭＰＣ１００とする。同様に、測定断面曲線をフーリエ解析して得られた波長成分のうちで、波長が２０～５０μｍである範囲の振幅に関して、その平均値を求める。この振幅の平均値をａｖｅ－ＡＭＰＣ５０とする。なお、上記の測定および解析は、測定箇所を変えた５カ所以上で行って、その平均値を求めればよい。
　本実施形態では、ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００を制御して、また必要に応じてａｖｅ－ＡＭＰＣ５０を制御して、鉄損特性を改善する。これらのａｖｅ－ＡＭＰＣ１００やａｖｅ－ＡＭＰＣ５０を制御する方法は後述する。
　また、本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、上記した表面性状以外、その他の構成は特に制限されない。ただ、本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、下記の技術特徴を有することが好ましい。
　本実施形態では、珪素鋼板が、化学成分として、基本元素を含み、必要に応じて選択元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなることが好ましい。
　本実施形態では、珪素鋼板が、基本元素（主要な合金元素）としてＳｉを含有すればよい。
Ｓｉ：０．８％以上７．０％以下
　Ｓｉ（シリコン）は、珪素鋼板の化学成分として、電気抵抗を高め、鉄損を下げるのに有効な元素である。Ｓｉ含有量が７．０％を超えると、冷間圧延時に材料が割れ易くなり、圧延し難くなることがある。一方、Ｓｉ含有量が０．８％未満では、電気抵抗が小さくなり、製品における鉄損が増加してしまうことがある。従って、Ｓｉを０．８％以上７．０％以下の範囲で含有させてもよい。Ｓｉ含有量の下限は、２．０％であることが好ましく、２．５％であることがより好ましく、２．８％であることがさらに好ましい。Ｓｉ含有量の上限は、５．０％であることが好ましく、３．５％であることがより好ましい。
　本実施形態では、珪素鋼板が、不純物を含有してもよい。なお、「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップから、または製造環境等から混入するものを指す。
　また、本実施形態では、珪素鋼板が、上記した基本元素および不純物に加えて、選択元素を含有してもよい。例えば、上記した残部であるＦｅの一部に代えて、選択元素として、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｎｉ、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ａｌ、Ｃ、Ｎ、Ｓ、Ｓｅを含有してもよい。これらの選択元素は、その目的に応じて含有させればよい。よって、これらの選択元素の下限値を限定する必要がなく、下限値が０％でもよい。また、これらの選択元素が不純物として含有されても、上記効果は損なわれない。
Ｍｎ：０以上１．００％以下
　Ｍｎ（マンガン）は、Ｓｉと同様に、電気抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素である。また、ＳまたはＳｅと結合してインヒビターとして機能する。従って、Ｍｎを１．００％以下の範囲で含有させてもよい。Ｍｎ含有量の下限は、０．０５％であることが好ましく、０．０８％であることがより好ましく、０．０９％であることがさらに好ましい。Ｍｎ含有量の上限は、０．５０％であることが好ましく、０．２０％であることがより好ましい。
Ｃｒ：０以上０．３０％以下
　Ｃｒ（クロム）は、Ｓｉと同様に、電気抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素である。従って、Ｃｒを０．３０％以下の範囲で含有させてもよい。Ｃｒ含有量の下限は、０．０２％であることが好ましく、０．０５％であることがより好ましい。Ｃｒ含有量の上限は、０．２０％であることが好ましく、０．１２％であることがより好ましい。
Ｃｕ：０以上０．４０％以下
　Ｃｕ（銅）も、電気抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素である。従って、Ｃｕを０．４０％以下の範囲で含有させてもよい。Ｃｕ含有量が０．４０％を超えると、鉄損低減効果が飽和してしまうとともに、熱間圧延時に“カッパーヘゲ”なる表面疵の原因になることがある。Ｃｕ含有量の下限は、０．０５％であることが好ましく、０．１０％であることがより好ましい。Ｃｕ含有量の上限は、０．３０％であることが好ましく、０．２０％であることがより好ましい。
Ｐ：０以上０．５０％以下
　Ｐ（燐）も、電気抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素である。従って、Ｐを０．５０％以下の範囲で含有させてもよい。Ｐ含有量が０．５０％を超えると、珪素鋼板の圧延性に問題が生じることがある。Ｐ含有量の下限は、０．００５％であることが好ましく、０．０１％であることがより好ましい。Ｐ含有量の上限は、０．２０％であることが好ましく、０．１５％であることがより好ましい。
Ｓｎ：０以上０．３０％以下
Ｓｂ：０以上０．３０％以下
　Ｓｎ（スズ）およびＳｂ（アンチモン）は、二次再結晶を安定化させ、｛１１０｝＜００１＞方位を発達させるのに有効な元素である。従って、Ｓｎを０．３０％以下、またＳｂを０．３０％以下の範囲で含有させてもよい。ＳｎまたはＳｂの含有量が、それぞれ０．３０％を超えると、磁気特性に悪影響を及ぼすおそれがある。
　Ｓｎ含有量の下限は、０．０２％であることが好ましく、０．０５％であることがより好ましい。Ｓｎ含有量の上限は、０．１５％であることが好ましく、０．１０％であることがより好ましい。
　Ｓｂ含有量の下限は、０．０１％であることが好ましく、０．０３％であることがより好ましい。Ｓｂ含有量の上限は、０．１５％であることが好ましく、０．１０％であることがより好ましい。
Ｎｉ：０以上１．００％以下
　Ｎｉ（ニッケル）も、電気抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素である。また、Ｎｉは、熱延板の金属組織を制御して、磁気特性を高めるうえで有効な元素である。従って、Ｎｉを１．００％以下の範囲で含有させてもよい。Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、二次再結晶が不安定になることがある。Ｎｉ含有量の下限は、０．０１％であることが好ましく、０．０２％であることがより好ましい。Ｎｉ含有量の上限は、０．２０％であることが好ましく、０．１０％であることがより好ましい。
Ｂ：０以上０．００８％以下
　Ｂ（ホウ素）は、ＢＮとしてインヒビター効果を発揮するのに有効な元素である。従って、Ｂを０．００８％以下の範囲で含有させてもよい。Ｂ含有量が０．００８％を超えると、磁気特性に悪影響を及ぼすおそれがある。Ｂ含有量の下限は、０．０００５％であることが好ましく、０．００１％であることがより好ましい。Ｂ含有量の上限は、０．００５％であることが好ましく、０．００３％であることがより好ましい。
Ｖ：０以上０．１５％以下
Ｎｂ：０以上０．２％以下
Ｔｉ：０以上０．０１５％以下
　Ｖ（バナジウム）、Ｎｂ（ニオブ）、及びＴｉ（チタン）は、ＮやＣと結合してインヒビターとして機能するのに有効な元素である。従って、Ｖを０．１５％以下、Ｎｂを０．２％以下、Ｔｉを０．０１５％以下の範囲で含有させてもよい。これらの元素が最終製品（電磁鋼板）に残留して、Ｖ含有量が０．１５％を超え、Ｎｂ含有量が０．２％を超え、またはＴｉ含有量が０．０１５％を超えると、磁気特性を低下させるおそれがある。
　Ｖ含有量の下限は、０．００２％であることが好ましく、０．０１％であることがより好ましい。Ｖ含有量の上限は、０．１０％であることが好ましく、０．０５％であることがより好ましい。
　Ｎｂ含有量の下限は、０．００５％であることが好ましく、０．０２％であることがより好ましい。Ｎｂ含有量の上限は、０．１％であることが好ましく、０．０８％であることがより好ましい。
　Ｔｉ含有量の下限は、０．００２％であることが好ましく、０．００４％であることがより好ましい。Ｔｉ含有量の上限は、０．０１０％であることが好ましく、０．００８％であることがより好ましい。
Ｍｏ：０以上０．１０％以下
　Ｍｏ（モリブデン）も、電気抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な元素である。従って、Ｍｏを０．１０％以下の範囲で含有させてもよい。Ｍｏ含有量が０．１０％を超えると、鋼板の圧延性に問題が生じることがある。Ｍｏ含有量の下限は、０．００５％であることが好ましく、０．０１％であることがより好ましい。Ｍｏ含有量の上限は、０．０８％であることが好ましく、０．０５％であることがより好ましい。
Ｂｉ：０以上０．０１０％以下
　Ｂｉ（ビスマス）は、硫化物等の析出物を安定化してインヒビターとしての機能を強化するのに有効な元素である。従って、Ｂｉを０．０１０％以下の範囲で含有させてもよい。Ｂｉ含有量が０．０１０％を超えると、磁気特性に悪影響が及ぼすことがある。Ｂｉ含有量の下限は、０．００１％であることが好ましく、０．００２％であることがより好ましい。Ｂｉ含有量の上限は、０．００８％であることが好ましく、０．００６％であることがより好ましい。
Ａｌ：０以上０．００５％以下
　Ａｌ（アルミニウム）は、Ｎと結合してのインヒビター効果を発揮するのに有効な元素である。従って、仕上げ焼鈍前、例えばスラブの段階でＡｌを０．０１～０．０６５％の範囲で含有させてもよい。しかしながらＡｌが最終製品（電磁鋼板）に不純物として残留して、Ａｌ含有量が０．００５％を超えると、磁気特性に悪影響を及ぼすことがある。従って、最終製品のＡｌ含有量は０．００５％以下であることが好ましい。最終製品のＡｌ含有量の上限は、０．００４％であることが好ましく、０．００３％であることがより好ましい。なお、最終製品のＡｌ含有量は、不純物であり、下限は特に制限されず、少ないほど好ましい。ただ、最終製品のＡｌ含有量を０％にすることは工業的に容易ではないので、最終製品のＡｌ含有量の下限を０．０００５％としてもよい。なお、Ａｌ含有量は、酸可溶性Ａｌの含有量を示す。
Ｃ：０以上０．００５％以下、
Ｎ：０以上０．００５％以下、
　Ｃ（炭素）は、一次再結晶集合組織を調整して磁気特性を高めるうえで有効な元素である。また、Ｎ（窒素）はＡｌやＢなどと結合してインヒビター効果を発揮するうえで有効な元素である。従って、Ｃは脱炭焼鈍前、例えばスラブの段階で０．０２～０．１０％の範囲で含有させても良い。また、Ｎは仕上げ焼鈍前、例えば窒化焼鈍後の段階で０．０１～０．０５％の範囲で含有させてもよい。しかしながら、これらの元素が最終製品に不純物として残留して、ＣおよびＮのそれぞれが０．００５％を超えると、磁気特性に悪影響を及ぼすことがある。従って、最終製品のＣおよびＮは、それぞれ０．００５％以下であることが好ましい。最終製品のＣおよびＮは、それぞれ、０．００４％以下であることがより好ましく、０．００３％以下であることがさらに好ましい。また、最終製品のＣおよびＮの合計含有量は０．００５％以下であることが好ましい。なお、最終製品のＣおよびＮは、不純物であり、それらの含有量は特に制限されず、少ないほど好ましい。ただ、最終製品のＣおよびＮの含有量を、それぞれ０％にすることは工業的に容易ではないので、最終製品のＣおよびＮの含有量は、それぞれ０．０００５％以上としてもよい。
Ｓ：０以上０．００５％以下、
Ｓｅ：０以上０．００５％以下
　Ｓ（硫黄）およびＳｅ（セレン）は、Ｍｎなどと結合してインヒビター効果を発揮するうえで有効な元素である。従って、ＳおよびＳｅを仕上げ焼鈍前、例えばスラブの段階でそれぞれ０．００５～０．０５０％の範囲で含有させてもよい。しかしながら、これらの元素が最終製品に不純物として残留して、ＳおよびＳｅのそれぞれが０．００５％を超えると、磁気特性に悪影響を及ぼすことがある。従って、最終製品のＳおよびＳｅは、それぞれ０．００５％以下であることが好ましい。最終製品のＳおよびＳｅは、それぞれ、０．００４％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましい。また、最終製品のＳおよびＳｅの合計含有量は０．００５％以下であることが好ましい。なお、最終製品のＳおよびＳｅは、不純物であり、それらの含有量は特に制限されず、少ないほど好ましい。ただ、最終製品のＳおよびＳｅの含有量を、それぞれ０％にすることは工業的に容易ではないので、最終製品のＳおよびＳｅの含有量は、それぞれ０．０００５％以上としてもよい。
　本実施形態では、珪素鋼板が、選択元素として、質量％で、Ｍｎ：０．０５％以上１．００％以下、Ｃｒ：０．０２％以上０．３０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上０．４０％以下、Ｐ：０．００５％以上０．５０％以下、Ｓｎ：０．０２％以上０．３０％以下、Ｓｂ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００８％以下、Ｖ：０．００２％以上０．１５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．２％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．１０％以下、Ｔｉ：０．００２％以上０．０１５％以下、及びＢｉ：０．００１％以上０．０１０％以下、からなる群から選択される少なくとも１種を含有してもよい。
　上記した珪素鋼板の化学成分は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、鋼成分は、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
　また、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の珪素鋼板は、｛１１０｝＜００１＞方位に発達した集合組織を有することが好ましい。｛１１０｝＜００１＞方位とは、鋼板面に平行に｛１１０｝面が揃い、かつ圧延方向に〈１００〉軸が揃った結晶方位（ゴス方位）を意味する。珪素鋼板がゴス方位に制御されることで、磁気特性が好ましく向上する。
　上記した珪素鋼板の集合組織は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、Ｘ線回折法（ラウエ法）により測定すればよい。ラウエ法とは、鋼板にＸ線ビームを垂直に照射して、透過または反射した回折斑点を解析する方法である。回折斑点を解析することによって、Ｘ線ビームを照射した場所の結晶方位を同定することができる。照射位置を変えて複数箇所で回折斑点の解析を行えば、各照射位置の結晶方位分布を測定することができる。ラウエ法は、粗大な結晶粒を有する金属組織の結晶方位を測定するのに適した手法である。
　また、本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、珪素鋼板上に接して配された中間層を有してもよく、この中間層上に接して配された絶縁被膜を有してもよい。
　この中間層は、酸化珪素膜であり、酸化珪素を主成分として含み、その膜厚が２ｎｍ以上５００ｎｍ以下である。この中間層は、珪素鋼板の表面に沿って連続して広がっている。中間層を珪素鋼板と絶縁被膜との間に形成することで、珪素鋼板と絶縁被膜との密着性が向上して、珪素鋼板に応力を付与することができる。本実施形態では、中間層が、フォルステライト被膜ではなく、酸化珪素を主体とする中間層（酸化珪素膜）であることが好ましい。
　中間層は、仕上げ焼鈍時にフォルステライト被膜の生成が抑制された又は仕上げ焼鈍後にフォルステライト被膜が除去された珪素鋼板を、所定の酸化度（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）に調整された雰囲気ガス中で熱処理することにより形成される。本実施形態では、中間層が、外部酸化によって形成された外部酸化膜であることが好ましい。
　ここで、外部酸化とは、低酸化度雰囲気ガス中で生じる酸化のことであり、鋼板中の合金元素（Ｓｉ）が鋼板表面まで拡散した後に、鋼板表面で膜状に酸化物を形成する形態の酸化を意味する。それに対して、内部酸化とは、比較的高い酸化度雰囲気ガス中で生じる酸化のことであり、鋼板中の合金元素が殆ど表面に拡散することなく、雰囲気の酸素が鋼板内部に拡散した後に、鋼板内部で島状に分散して酸化物を形成する形態の酸化を意味する。
　中間層は、シリカ（酸化珪素）を主成分として含む。中間層は、酸化珪素以外に、珪素鋼板に含まれる合金元素の酸化物を含む場合もある。すなわち、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ａｌの何れかの酸化物、またはこれらの複合酸化物を含む場合がある。加えて、Ｆｅ等の金属粒を含む場合もある。また、効果を損なわない範囲で不純物を含んでもよい。
　中間層の平均厚さは、２ｎｍ以上５００ｎｍ以下が好ましい。平均厚さが２ｎｍ未満または５００ｎｍを超えると、珪素鋼板と絶縁被膜との密着性が低下し、珪素鋼板に十分な応力を付与できなくなり、鉄損が増大してしまうので好ましくない。中間層の平均膜厚の下限は、５ｎｍであることが好ましい。中間層の平均膜厚の上限は、３００ｎｍであることが好ましく、１００ｎｍであることがより好ましく、５０ｎｍであることがさらに好ましい。
　中間層の結晶構造は、特に制限されない。ただ、中間層は、母相が非晶質であることが好ましい。中間層の母相が非晶質であると、珪素鋼板と絶縁被膜との密着性を好ましく向上できる。
　また、中間層上に接して配される絶縁被膜は、リン酸系被膜またはホウ酸アルミニウム系被膜であることが好ましい。
　絶縁被膜がリン酸系被膜である場合、このリン酸系被膜は、リン珪素複合酸化物（リンおよび珪素を含む複合酸化物）を含み、その膜厚が０．１μｍ以上１０μｍ以下であることが好ましい。このリン酸系被膜は、中間層の表面に沿って連続して広がっている。中間層上に接して配されるリン酸系被膜を形成することで、珪素鋼板に対して更なる張力を付与して鉄損を好ましく低減することができる。
　リン酸系被膜は、リン珪素複合酸化物以外に、珪素鋼板に含まれる合金元素の酸化物を含む場合もある。すなわち、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ａｌの何れかの酸化物、またはこれらの複合酸化物を含む場合がある。加えて、Ｆｅ等の金属粒を含む場合もある。また、効果を損なわない範囲で不純物を含んでもよい。
　リン酸系被膜の平均厚さは、０．１μｍ以上１０μｍ以下が好ましい。リン酸系被膜の平均厚さの上限は、５μｍであることが好ましく、３μｍであることがより好ましい。リン酸系被膜の平均厚さの下限は、０．５μｍであることが好ましく、１μｍであることがより好ましい。
　リン酸系被膜の結晶構造は、特に制限されない。ただし、リン酸系被膜は、母相が非晶質であることが好ましい。リン酸系被膜の母相が非晶質であると、珪素鋼板とリン酸系被膜との密着性を好ましく向上できる。
　また、絶縁被膜がホウ酸アルミニウム系被膜である場合、このホウ酸アルミニウム系被膜は、アルミニウム・ホウ素酸化物を含み、その膜厚が０．５μｍ超８μｍ以下であることが好ましい。このホウ酸アルミニウム系被膜は、中間層の表面に沿って連続して広がっている。中間層上に接して配されるホウ酸アルミニウム系被膜を形成することで、珪素鋼板に対して更なる張力を付与して鉄損を好ましく低減することができる。例えば、ホウ酸アルミニウム系被膜は、リン酸系被膜と比べて、１．５～２倍の張力を珪素鋼板に付与することができる。
　ホウ酸アルミニウム系被膜は、アルミニウム・ホウ素酸化物のほかに、結晶質である、Ａｌ１８Ｂ４Ｏ３３、Ａｌ４Ｂ２Ｏ９、酸化アルミニウム、または酸化ホウ素を含む場合もある。加えて、Ｆｅ等の金属粒や酸化物を含む場合もある。また、効果を損なわない範囲で不純物を含んでもよい。
　ホウ酸アルミニウム系被膜の平均厚さは、０．５μｍ超８μｍ以下が好ましい。ホウ酸アルミニウム系被膜の平均厚さの上限は、６μｍが好ましく、４μｍがさらに好ましい。ホウ酸アルミニウム系被膜の平均厚さの下限は、１μｍが好ましく、２μｍがさらに好ましい。
　ホウ酸アルミニウム系被膜の結晶構造は、特に制限されない。ただ、ホウ酸アルミニウム系被膜は、母相が非晶質であることが好ましい。ホウ酸アルミニウム系被膜の母相が非晶質であると、珪素鋼板とホウ酸アルミニウム系被膜との密着性を好ましく向上できる。
　上記した方向性電磁鋼板の被膜構造は、例えば、下記の方法によって観察すればよい。
　方向性電磁鋼板から試験片を切り出し、試験片の層構造を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）又は透過電子顕微鏡（ＴＥＭ：Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察する。例えば、厚さが３００ｎｍ以上の層はＳＥＭで観察し、厚さが３００ｎｍ未満の層はＴＥＭで観察すればよい。
　具体的には、まず初めに、切断方向が板厚方向と平行となるように試験片を切り出し（詳細には、切断面が板厚方向と平行かつ圧延方向と垂直となるように試験片を切り出し）、この切断面の断面構造を、観察視野中に各層が入る倍率にてＳＥＭで観察する。例えば、反射電子組成像（ＣＯＭＰＯ像）で観察すれば、断面構造が何層から構成されているかを類推できる。例えば、ＣＯＭＰＯ像において、珪素鋼板は淡色、中間層は濃色、絶縁被膜（ホウ酸アルミニウム系被膜またはリン酸系被膜）は中間色として判別できる。
　断面構造中の各層を特定するために、ＳＥＭ－ＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて、板厚方向に沿って線分析を行い、各層の化学成分の定量分析を行う。定量分析する元素は、Ｆｅ、Ｐ、Ｓｉ、Ｏ、Ｍｇ、Ａｌの６元素とする。使用する装置は特に限定されないが、本実施形態では、例えば、ＳＥＭ（日立ハイテクノロジーズ社製のＮＢ５０００）、ＥＤＳ（ブルカーエイエックスエス社製のＸＦｌａｓｈ（ｒ）６│３０）、ＥＤＳ解析ソフトウエア（ブルカーエイエックスエス社製のＥＳＰＲＩＴ１．９）を用いればよい。
　上記したＣＯＭＰＯ像での観察結果およびＳＥＭ－ＥＤＳの定量分析結果から、板厚方向で最も深い位置に存在している層状の領域であり、且つ測定ノイズを除いてＦｅ含有量が８０原子％以上およびＯ含有量が３０原子％未満となる領域であり、且つこの領域に対応する線分析の走査線上の線分（厚さ）が３００ｎｍ以上であるならば、この領域を珪素鋼板であると判断し、この珪素鋼板を除く領域を、中間層、および絶縁被膜（ホウ酸アルミニウム系被膜またはリン酸系被膜）であると判断する。
　上記で特定した珪素鋼板を除く領域に関して、ＣＯＭＰＯ像での観察結果およびＳＥＭ－ＥＤＳの定量分析結果から、測定ノイズを除いて、Ｆｅ含有量が８０原子％未満、Ｐ含有量が５原子％以上、Ｏ含有量が３０原子％以上となる領域であり、且つこの領域に対応する線分析の走査線上の線分（厚さ）が３００ｎｍ以上であるならば、この領域をリン酸系被膜であると判断する。なお、リン酸系被膜を特定するための判断元素である上記３つの元素以外に、リン酸系被膜には、リン酸塩に由来するアルミニウム、マグネシウム、ニッケル、マンガンなどが含まれてもよい。また、コロイダルシリカに由来するシリコンなどが含まれていてもよい。なお、本実施形態では、リン酸系被膜が存在しない場合もある。
　上記で特定した珪素鋼板およびリン酸系被膜を除く領域に関して、ＣＯＭＰＯ像での観察結果およびＳＥＭ－ＥＤＳの定量分析結果から、測定ノイズを除いて、Ｆｅ含有量が８０原子％未満、Ｐ含有量が５原子％未満、Ｓｉ含有量が２０原子％未満、Ｏ含有量が２０原子％以上、Ａｌ含有量が１０原子％以上となる領域であり、且つこの領域に対応する線分析の走査線上の線分（厚さ）が３００ｎｍ以上であるならば、この領域をホウ酸アルミニウム系被膜であると判断する。なお、ホウ酸アルミニウム系被膜を特定するための判断元素である上記５つの元素以外に、ホウ酸アルミニウム系被膜にはホウ素が含まれる。ただ、ホウ素は、炭素などの影響を受けてＥＤＳ定量分析で含有量を精度よく分析することが難しい場合がある。そのため、必要に応じて、ホウ酸アルミニウム系被膜にホウ素が含まれるか否かをＥＤＳ定性分析すればよい。なお、本実施形態では、ホウ酸アルミニウム系被膜が存在しない場合もある。
　上記のリン酸系被膜またはホウ酸アルミニウム系被膜である領域を判断する際には、各被膜中に含まれる析出物、介在物、および空孔などを判断の対象に入れず、母相として上記の定量分析結果を満足する領域をリン酸系被膜またはホウ酸アルミニウム系被膜であると判断する。例えば、線分析の走査線上に析出物、介在物、および空孔などが存在することがＣＯＭＰＯ像や線分析結果から確認されれば、この領域を対象に入れないで母相としての定量分析結果によって判断する。なお、析出物、介在物、および空孔は、ＣＯＭＰＯ像ではコントラストによって母相と区別でき、定量分析結果では構成元素の存在量によって母相と区別できる。なお、リン酸系被膜またはホウ酸アルミニウム系被膜を特定する際には、線分析の走査線上に析出物、介在物、および空孔が含まれない位置にて特定することが好ましい。
　上記で特定した珪素鋼板、および絶縁被膜（ホウ酸アルミニウム系被膜またはリン酸系被膜）を除く領域であり、且つこの領域に対応する線分析の走査線上の線分（厚さ）が３００ｎｍ以上であるならば、この領域を中間層であると判断する。なお、本実施形態では、中間層が存在しない場合もある。
　中間層は、全体の平均として、Ｆｅ含有量が平均で８０原子％未満、Ｐ含有量が平均で５原子％未満、Ｓｉ含有量が平均で２０原子％以上、Ｏ含有量が平均で３０原子％以上を満足すればよい。また、中間層がフォルステライト被膜ではなく酸化珪素を主体とする酸化珪素膜であるならば、中間層のＭｇ含有量が平均で２０原子％未満を満足すればよい。なお、中間層の定量分析結果は、中間層に含まれる析出物、介在物、および空孔などの分析結果を含まない、母相としての定量分析結果である。なお、中間層を特定する際には、線分析の走査線上に析出物、介在物、および空孔が含まれない位置にて特定することが好ましい。
　上記のＣＯＭＰＯ像観察およびＳＥＭ－ＥＤＳ定量分析による各層の特定および厚さの測定を、観察視野を変えて５カ所以上で実施する。計５カ所以上で求めた各層の厚さについて、最大値および最小値を除いた値から平均値を求めて、この平均値を各層の平均厚さとする。ただ、中間層の厚さは、組織形態を観察しながら外部酸化領域であって内部酸化領域ではないと判断できる箇所で厚さを測定して平均値を求める。
　なお、上記した５カ所以上の観察視野の少なくとも１つに、線分析の走査線上の線分（厚さ）が３００ｎｍ未満となる層が存在するならば、該当する層をＴＥＭにて詳細に観察し、ＴＥＭによって該当する層の特定および厚さの測定を行う。
　ＴＥＭを用いて詳細に観察すべき層を含む試験片を、ＦＩＢ（Ｆｏｃｕｓｅｄ　Ｉｏｎ　Ｂｅａｍ）加工によって、切断方向が板厚方向と平行となるように切り出し（詳細には、切断面が板厚方向と平行かつ圧延方向と垂直となるように試験片を切り出し）、この切断面の断面構造を、観察視野中に該当する層が入る倍率にてＳＴＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ－ＴＥＭ）で観察（明視野像）する。観察視野中に各層が入らない場合には、連続した複数視野にて断面構造を観察する。
　断面構造中の各層を特定するために、ＴＥＭ－ＥＤＳを用いて、板厚方向に沿って線分析を行い、各層の化学成分の定量分析を行う。定量分析する元素は、Ｆｅ、Ｐ、Ｓｉ、Ｏ、Ｍｇ、Ａｌの６元素とする。使用する装置は特に限定されないが、本実施形態では、例えば、ＴＥＭ（日本電子社製のＪＥＭ－２１００Ｆ）、ＥＤＳ（日本電子社製のＪＥＤ－２３００Ｔ）、ＥＤＳ解析ソフトウエア（日本電子社製のＡｎａｌｙｓｉｓＳｔａｔｉｏｎ）を用いればよい。
　上記したＴＥＭでの明視野像観察結果およびＴＥＭ－ＥＤＳの定量分析結果から、各層を特定して、各層の厚さの測定を行う。ＴＥＭを用いた各層の特定方法および各層の厚さの測定方法は、上記したＳＥＭを用いた方法に準じて行えばよい。
　なお、ＴＥＭで特定した各層の厚さが５ｎｍ以下であるときは、空間分解能の観点から球面収差補正機能を有するＴＥＭを用いることが好ましい。また、各層の厚さが５ｎｍ以下であるときは、板厚方向に沿って例えば２ｎｍ以下の間隔で点分析を行い、各層の線分（厚さ）を測定し、この線分を各層の厚さとして採用してもよい。例えば、球面収差補正機能を有するＴＥＭを用いれば、０．２ｎｍ程度の空間分解能でＥＤＳ分析が可能である。
　なお、上記方法で特定したリン酸系被膜の化学成分の定量分析結果が、Ｆｅ含有量が８０原子％未満、Ｐ含有量が５原子％以上、Ｏ含有量が３０原子％以上ならば、リン酸系被膜が、リン珪素複合酸化物を主体として含むと判断する。
　同様に、上記方法で特定したホウ酸アルミニウム系被膜の化学成分の定量分析結果が、Ｆｅ含有量が８０原子％未満、Ｐ含有量が５原子％未満、Ｓｉ含有量が２０原子％未満、Ｏ含有量が２０原子％以上、Ａｌ含有量が１０原子％以上であり、且つ定性分析でホウ素が検出されれば、ホウ酸アルミニウム系被膜が、アルミニウム・ホウ素酸化物を主体として含むと判断する。
　同様に、上記方法で特定した中間層の化学成分の定量分析結果が、Ｆｅ含有量が平均で８０原子％未満、Ｐ含有量が平均で５原子％未満、Ｓｉ含有量が平均で２０原子％以上、Ｏ含有量が平均で３０原子％以上であり、且つＭｇ含有量が平均で２０原子％未満ならば、中間層が、酸化珪素を主体として含むと判断する。
　ホウ酸アルミニウム系被膜に、酸化アルミニウム、Ａｌ１８Ｂ４Ｏ３３、Ａｌ４Ｂ２Ｏ９、酸化ホウ素などが含まれるか否かは、以下の方法によって特定する。方向性電磁鋼板から試料を切り出し、板面と平行な面が測定面となるように、必要に応じて研磨してホウ酸アルミニウム系被膜を露出させ、Ｘ線回折測定を行う。例えば、ＣｏＫα線（Ｋα１）を入射Ｘ線として使用してＸ線回折を行えばよい。Ｘ線回折パターンから、酸化アルミニウム、Ａｌ１８Ｂ４Ｏ３３、Ａｌ４Ｂ２Ｏ９、酸化ホウ素などが存在するか否かを同定する。
　上記の同定は、ＩＣＤＤ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　Ｃｅｎｔｒｅ　ｆｏｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｄａｔａ）のＰＤＦ（Ｐｏｗｄｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｆｉｌｅ）を用いて行えばよい。酸化アルミニウムの同定は、ＰＤＦ：Ｎｏ．００－０４７－１７７０、または００－０５６－１１８６に基づいて行えばよい。Ａｌ１８Ｂ４Ｏ３３の同定は、ＰＤＦ：Ｎｏ．００－０２９－０００９、００－０５３－１２３３、または００－０３２－０００３に基づいて行えばよい。Ａｌ４Ｂ２Ｏ９の同定は、ＰＤＦ：Ｎｏ．００－０２９－００１０に基づいて行えばよい。酸化ホウ素の同定は、ＰＤＦ：Ｎｏ．００－０４４－１０８５、００－０２４－０１６０、または００－００６－０６３４に基づいて行えばよい。
　次に、本実施形態に係る方向性電磁鋼板を製造する方法を説明する。
　なお、本実施形態に係る方向性電磁鋼板を製造する方法は、下記の方法に限定されない。下記の製造方法は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板を製造するための一つの例である。
　例えば、方向性電磁鋼板の製造方法は、鋳造工程、加熱工程、熱間圧延工程、熱延板焼鈍工程、熱延板酸洗工程、冷間圧延工程、脱炭焼鈍工程、窒化工程、焼鈍分離剤塗布工程、仕上げ焼鈍工程、表面処理工程、中間層形成工程、絶縁被膜形成工程、磁区制御工程など含む。
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、母材である珪素鋼板の表面性状に特徴を有するので、上記した方向性電磁鋼板の製造工程のうち、珪素鋼板の表面性状に影響を与える冷間圧延工程、脱炭焼鈍工程、仕上げ焼鈍工程、および表面処理工程の４つの工程を特に制御することが好ましい。以下、好ましい製造方法として、鋳造工程から順に説明する。
鋳造工程
　鋳造工程では、上記化学成分の鋼を転炉又は電気炉等で溶製し、その溶鋼を用いてスラブを製造すればよい。連続鋳造法によりスラブを製造してもよく、溶鋼を用いてインゴットを製造し、インゴットを分塊圧延してスラブを製造してもよい。また、他の方法によりスラブを製造してもよい。スラブの厚さは、特に限定されないが、たとえば、１５０～３５０ｍｍである。スラブの厚さは好ましくは、２２０～２８０ｍｍである。スラブとして、厚さが１０～７０ｍｍの、いわゆる薄スラブを用いてもよい。
加熱工程
　加熱工程では、スラブを周知の加熱炉又は周知の均熱炉に装入して加熱すればよい。スラブ加熱の１つの方法として、スラブを１２８０℃以下に加熱すればよい。スラブの加熱温度を１２８０℃以下とすることにより、たとえば、１２８０℃よりも高い温度で加熱した場合の諸問題（専用の加熱炉が必要なこと、及び溶融スケール量の多さ等）を回避することができる。スラブの加熱温度の下限値は特に限定されない。加熱温度が低すぎる場合、熱間圧延が困難になって、生産性が低下することがある。したがって、加熱温度は、１２８０℃以下の範囲で生産性を考慮して設定すればよい。スラブの加熱温度の好ましい下限は１１００℃である。スラブの加熱温度の好ましい上限は１２５０℃である。
　また、スラブ加熱の別の方法として、スラブを１３２０℃以上の高い温度に加熱してもよい。１３２０℃以上の高温で加熱することにより、ＡｌＮ、Ｍｎ（Ｓ，Ｓｅ）を溶解し、その後の工程で微細析出させることにより、二次再結晶を安定的に発現させることができる。なお、スラブの加熱工程そのものを省略して、鋳造後、スラブの温度が下がる前に熱間圧延を開始してもよい。
熱間圧延工程
　熱間圧延工程では、熱間圧延機を用いてスラブを熱間圧延すればよい。熱間圧延機はたとえば、粗圧延機と、粗圧延機の下流に配置された仕上げ圧延機とを備える。加熱された鋼材を粗圧延機により圧延した後、さらに、仕上げ圧延機により圧延して、熱延鋼板を製造する。熱間圧延工程における仕上げ温度（仕上げ圧延機で最後に鋼板を圧下する仕上げ圧延スタンドの出側での鋼板温度）は、７００～１１５０℃であればよい。
熱延板焼鈍工程
　熱延板焼鈍工程では、熱延鋼板を焼鈍（熱延板焼鈍）すればよい。熱延板焼鈍では、熱間圧延時に生じた不均一組織をできるだけ均一化する。焼鈍条件は、熱間圧延時に生じた不均一組織を均一化できる条件であればよく、特に限定されない。例えば、熱延鋼板を、均熱温度が７５０～１２００℃、均熱時間が３０～６００秒の条件で焼鈍する。なお、熱延板焼鈍は必ずしも行う必要がなく、熱延板焼鈍工程の実施の有無は、最終的に製造される方向性電磁鋼板に要求される特性及び製造コストに応じて決定すればよい。更に、上記の組織の均一化とともに、ＡｌＮインヒビターの微細析出制御、および第二相と固溶炭素制御を行うために、二段焼鈍や焼鈍後の急速冷却などを、公知の方法で行っても良い。
熱延板酸洗工程
　熱延板酸洗工程では、熱延鋼板の表面に生成したスケールを除去するために酸洗すればよい。熱延板酸洗時の酸洗条件は特に限定されず、公知の条件で行えばよい。
冷間圧延工程
　冷間圧延工程では、熱延鋼板に対し、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行えばよい。冷間圧延での最終の冷間圧延率（中間焼鈍を行わない累積冷間圧延率、または中間焼鈍を行った後の累積冷間圧延率）は、８０％以上であることが好ましく、９０％以上であることがより好ましい。また、最終の冷間圧延の冷間圧延率は９５％以下であることが好ましい。ここで、最終の冷間圧延率（％）は次のとおり定義される。
　冷間圧延率（％）＝（１－最終の冷間圧延後の鋼板の板厚／最終の冷間圧延前の鋼板の板厚）×１００
　本実施形態では、冷間圧延の最終パス（最終スタンド）の圧延ロールの表面性状を、算術平均のＲａで０．４０μｍ以下、更に好ましくはフーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～１００μｍである範囲の振幅の平均値ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００を０．０５０μｍ以下とし、且つ最終パス（最終スタンド）の圧延率を１０％以上とすることが好ましい。最終パスの圧延ロールが平滑であるほど、また最終パスの圧延率が大きいほど、最終的に珪素鋼板の表面を平滑に制御しやすい。冷間圧延にて上記条件を満足し、且つ後工程での制御条件を満足することによって、珪素鋼板のａｖｅ－ＡＭＰＣ１００などを好ましく制御できる。
脱炭焼鈍工程
　脱炭焼鈍工程では、脱炭雰囲気中で冷延鋼板を焼鈍すればよい。脱炭焼鈍によって鋼板中の炭素が除去されるとともに、一次再結晶が生じる。脱炭焼鈍では、焼鈍雰囲気（炉内雰囲気）の酸化度（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を０．０１～０．１５とし、均熱温度を７５０～９００℃とし、均熱時間を１０～６００秒とすればよい。
　本実施形態では、上記した脱炭焼鈍の各条件を制御して、脱炭焼鈍板の表面の酸素量を１ｇ／ｍ２以下に制御する。例えば、酸化度が上記範囲内で高い場合には、均熱温度を上記範囲内で低くするか、均熱時間を上記範囲内で短くして、鋼板表面の酸素量を１ｇ／ｍ２以下にすればよい。また、例えば、均熱温度が上記範囲内で高い場合には、酸化度を上記範囲内で低くするか、均熱時間を上記範囲内で短くして、鋼板表面の酸素量を１ｇ／ｍ２以下にすればよい。なお、脱炭焼鈍後に硫酸や塩酸などを用いて酸洗を行っても、脱炭焼鈍板の表面の酸素量を１ｇ／ｍ２以下に制御することは容易ではない。脱炭焼鈍板の表面の酸素量の制御は、脱炭焼鈍の上記した各条件を制御して行うことが好ましい。
　脱炭焼鈍板の表面の酸素量は、０．８ｇ／ｍ２以下であることが好ましい。この酸素量が低いほど、最終的に珪素鋼板の表面を平滑に制御しやすい。脱炭焼鈍工程にて上記条件を満足し、且つ前工程および後工程での制御条件を満足することによって、珪素鋼板のａｖｅ－ＡＭＰＣ１００などを好ましく制御できる。
窒化工程
　窒化工程では、アンモニアを含有する雰囲気中で脱炭焼鈍板を焼鈍して窒化すればよい。この窒化処理は、脱炭焼鈍後に鋼板を室温まで降温することなく、脱炭焼鈍の直後に続けて行ってもよい。窒化処理を行うことで、ＡｌＮや（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ等のインヒビターが鋼中で微細に生成するので、二次再結晶を安定的に発現できる。
　窒化処理の条件は特に限定されないが、窒化前後で鋼中の窒素含有量が０．００３％以上増加するように窒化することが好ましい。窒化前後での窒素増加量が、０．００５％以上であることが好ましく、０．００７％以上であることがさらに好ましい。窒化前後での窒素増加量が、０．０３０％超になれば効果が飽和するので、窒素増加量が０．０３０％以下となるように窒化すればよい。
焼鈍分離剤塗布工程
　焼鈍分離剤塗布工程では、脱炭焼鈍板の表面に、Ａｌ２Ｏ３とＭｇＯとを含有する焼鈍分離剤を塗布して、塗布した焼鈍分離剤を乾燥させればよい。焼鈍分離剤は、水スラリー塗布又は静電塗布等で鋼板表面に塗布すればよい。
　焼鈍分離剤が、ＭｇＯを主に含み、Ａｌ２Ｏ３の含有量が少ない場合、仕上げ焼鈍中に、鋼板にフォルステライト被膜が形成される。一方、焼鈍分離剤が、Ａｌ２Ｏ３を主に含み、ＭｇＯの含有量が少ない場合、鋼板にムライト（３Ａｌ２Ｏ３・２ＳｉＯ２）が形成される。このフォルステライトやムライトは、磁壁移動の障害となるので、方向性電磁鋼板の鉄損特性を低下させる。
　Ａｌ２Ｏ３とＭｇＯとを好ましい比率で含む焼鈍分離剤を用いれば、仕上げ焼鈍中に、フォルステライトやムライトが形成されず、平滑な表面を有する鋼板を得ることができる。例えば、焼鈍分離剤は、ＭｇＯとＡｌ２Ｏ３との質量比率であるＭｇＯ／（ＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３）を５～５０％とし、水和水分を１．５質量％以下とすればよい。
仕上げ焼鈍工程
　仕上げ焼鈍工程では、焼鈍分離剤が塗布された冷延鋼板を仕上げ焼鈍すればよい。仕上げ焼鈍を施すことで、二次再結晶が生じて、鋼板の結晶方位が｛１１０｝＜００１＞方位に集積する。仕上げ焼鈍の昇温過程では、二次再結晶を安定的に行わせるために焼鈍雰囲気（炉内雰囲気）が、水素を含有する場合には、酸化度（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を０．０００１～０．２とし、水素を含有しない不活性ガスからなる場合には、露点を０℃以下とすればよい。
　本実施形態では、仕上げ焼鈍の高温均熱条件として、水素を５０％体積以上含有する雰囲気中で、均熱温度を１１００～１２５０℃とする。また、均熱温度が１１００～１１５０℃の場合は、均熱時間を３０時間以上とする。また、均熱温度が１１５０超～１２５０℃の場合は、均熱時間を１０時間以上とする。均熱温度が高いほど、また均熱時間が長いほど、最終的に珪素鋼板の表面を平滑に制御しやすい。しかしながら均熱温度を１２５０℃超とすると設備費が高くなってしまう。仕上げ焼鈍工程にて上記条件を満足し、且つ前工程および後工程での制御条件を満足することによって、珪素鋼板のａｖｅ－ＡＭＰＣ１００などを好ましく制御できる。
　なお、仕上げ焼鈍では、冷延鋼板に鋼組成として含まれるＡｌ、Ｎ、Ｓ、Ｓｅなどの元素が排出されて、鋼板が純化される。
表面処理工程
　表面処理工程では、仕上げ焼鈍後の鋼板（仕上げ焼鈍鋼板）を酸洗し、その後に水洗すればよい。酸洗処理および水洗処理によって、鋼と反応しなかった余剰の焼鈍分離剤を鋼板の表面から除去するとともに、鋼板の表面性状を好ましく制御できる。なお、表面処理工程後の鋼板が、方向性電磁鋼板の母材である珪素鋼板となる。
　本実施形態では、表面処理の酸洗条件として、硫酸、塩酸、燐酸、硝酸、塩素酸、酸化クロム水溶液、クロム硫酸、過マンガン酸、ペルオキソ硫酸及びペルオキソリン酸の１種または２種以上を合計で２０質量％未満含有する溶液を用いることが好ましい。更に、１０質量％以下とすることが好ましい。この溶液を用いて、高温かつ短時間の条件で酸洗を行う。具体的には、溶液の液温を５０～８０℃とし、且つ浸漬時間を１～３０秒として酸洗を行う。このような条件で酸洗することで、鋼板表面の余剰な焼鈍分離剤を効率的に除去するとともに、鋼板の表面性状を好ましく制御できる。上記範囲内で、酸濃度が低いほど、また液温が低いほど、また浸漬時間が短いほど、鋼板表面に形成されるエッチピットを抑制して、最終的に珪素鋼板の表面を平滑に制御しやすい。表面処理工程にて上記条件を満足し、且つ前工程での制御条件を満足することによって、珪素鋼板のａｖｅ－ＡＭＰＣ１００などを好ましく制御できる。なお、表面処理の水洗条件は特に限定されず、公知の条件で行えばよい。
　本実施形態では、上記のように製造した珪素鋼板を母材として方向性電磁鋼板を製造すればよい。具体的には、板幅方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～１００μｍである範囲の振幅の平均値が０．０００１～０．０５０μｍである珪素鋼板を母材として方向性電磁鋼板を製造すればよい。好ましくは、上記の珪素鋼板を母材として、珪素鋼板の板面上に中間層および絶縁被膜を形成して方向性電磁鋼板を製造すればよい。
中間層形成工程
　中間層形成工程では、上記の珪素鋼板を、水素を含有し且つ酸化度（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が０．００００８～０．０１２に調整された雰囲気ガス中で、６００℃以上１１５０℃以下の温度範囲で、１０秒以上１００秒以下の均熱を行えばよい。この熱処理によって珪素鋼板の表面に外部酸化膜として中間層が形成される。
絶縁被膜形成工程
　絶縁被膜形成工程では、中間層が形成された珪素鋼板に、絶縁被膜（リン酸系被膜またはホウ酸アルミニウム系被膜）を形成すればよい。
　リン酸系被膜を形成する場合、コロイダルシリカの混合物と、金属リン酸塩のようなリン酸塩と、水とを含むリン酸系被膜形成用組成物を塗布して焼き付ける。リン酸系被膜形成用組成物は、無水換算で、２５～７５質量％のリン酸塩と、７５～２５質量％のコロイダルシリカとを含めばよい。リン酸塩は、リン酸のアルミニウム塩、マグネシウム塩、ニッケル塩、マンガン塩などであればよい。リン酸系被膜は、リン酸系被膜形成用組成物を３５０～６００℃で焼付け、その後、８００～１０００℃の温度で熱処理することで形成される。熱処理時には、必要に応じて、雰囲気の酸化度や露点などを制御すればよい。
　ホウ酸アルミニウム系被膜を形成する場合、アルミナゾルとホウ酸とを含むホウ酸アルミニウム系被膜形成用組成物を塗布して焼き付ける。ホウ酸アルミニウム系被膜形成用組成物は、アルミナゾルとホウ酸との組成比率が、アルミニウムとホウ素との原子比率（Ａｌ／Ｂ）として１．２５～１．８１であればよい。ホウ酸アルミニウム系被膜は、均熱温度を７５０～１３５０℃とし、均熱時間を１０～１００秒として熱処理することで形成される。熱処理時には、必要に応じて、雰囲気の酸化度や露点などを制御すればよい。
磁区制御工程
　磁区制御工程では、珪素鋼板の磁区を細分化するための処理を行えばよい。珪素鋼板の圧延方向に交差する方向に、非破壊的な応力歪を付与するか、または物理的な溝を形成することによって、珪素鋼板の磁区を細分化できる。例えば、応力歪は、レーザビーム照射や電子線照射などによって付与すればよい。溝は、歯車などの機械的方法、エッチングなどの化学的方法、またはレーザ照射などの熱的方法によって付与すればよい。
　珪素鋼板に非破壊的な応力歪を付与して磁区細分化する場合、磁区制御は、絶縁被膜形成工程後に行うことが好ましい。一方、珪素鋼板に物理的な溝を形成して磁区細分化する場合、磁区制御は、冷間圧延工程と脱炭焼鈍工程との間、脱炭焼鈍工程（窒化工程）と焼鈍分離剤塗布工程との間、中間層形成工程と絶縁被膜形成工程との間、または絶縁被膜形成工程後に行うことが好ましい。
　上述のように、本実施形態では、冷間圧延工程、脱炭焼鈍工程、仕上げ焼鈍工程、および表面処理工程の４つの工程の各条件を制御することで、珪素鋼板の表面性状を制御することが可能となる。これら４つの工程の各条件は、いずれも珪素鋼板の表面性状を制御するための制御条件であるので、どれか１つの条件だけを満足させればよいわけではない。これらの条件を同時に且つ不可分に制御しなければ、珪素鋼板のａｖｅ－ＡＭＰＣ１００を満足させることができない。
　［第２実施形態］
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、上記した珪素鋼板の板幅方向（Ｃ方向）の表面性状を最適に制御することに加えて、珪素鋼板の圧延方向（Ｌ方向）の表面性状も最適に制御する。
　例えば、変圧器の内部では、磁化方向と方向性電磁鋼板の磁化容易方向とを一致させることで鉄損を低減できる。しかし、例えば３相積変圧器では、Ｔ型接合部で磁化方向が直交するため、１方向だけに磁気特性が優れる方向性電磁鋼板を用いても、期待通りに鉄損を低減できない場合がある。そのため、特にＴ型接合部では、珪素鋼板の磁化容易方向である圧延方向に加えて、珪素鋼板の板幅方向の磁気特性を向上させる必要がある。
　そのため、本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、珪素鋼板の板幅方向（Ｃ方向）に加えて、珪素鋼板の圧延方向（Ｌ方向）でも、２０～１００μｍの波長範囲にて表面性状を制御する。
　具体的には、珪素鋼板の板幅方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～１００μｍである範囲の振幅の最大値をｍａｘ－ＡＭＰＣ１００とし、また珪素鋼板の圧延方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～１００μｍである範囲の振幅の最大値をｍａｘ－ＡＭＰＬ１００としたとき、上記ｍａｘ－ＡＭＰＣ１００を上記ｍａｘ－ＡＭＰＬ１００で割った値であるｍａｘ－ＤＩＶ１００を１．５～６．０に制御する。
　なお、本実施形態では、第１実施形態と同様に、珪素鋼板の板幅方向の表面性状であるａｖｅ－ＡＭＰＣ１００を制御することが前提である。その上で、圧延方向の表面性状も制御する。そのため、板幅方向のｍａｘ－ＡＭＰＣ１００に対して、圧延方向のｍａｘ－ＡＭＰＬ１００の値を低減するに伴って、ｍａｘ－ＤＩＶ１００の値が大きくなっていく。ｍａｘ－ＤＩＶ１００が１．５以上となるとき、板幅方向に加えて圧延方向でも表面性状が十分に制御されていると判断できる。ｍａｘ－ＤＩＶ１００は、２．０以上であることが好ましく、３．０以上であることがさらに好ましい。
　一方、ｍａｘ－ＤＩＶ１００の上限は特に制限されない。ただ、珪素鋼板の板幅方向の表面性状を制御した上で、ｍａｘ－ＤＩＶ１００が６．０超となるように、圧延方向の表面性状を制御することは工業的に容易ではない。そのため、ｍａｘ－ＤＩＶ１００が６．０以下であってもよい。
　また、珪素鋼板の板幅方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～５０μｍである範囲の振幅の最大値をｍａｘ－ＡＭＰＣ５０とし、また珪素鋼板の圧延方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～５０μｍである範囲の振幅の最大値をｍａｘ－ＡＭＰＬ５０としたとき、上記ｍａｘ－ＡＭＰＣ５０を上記ｍａｘ－ＡＭＰＬ５０で割った値であるｍａｘ－ＤＩＶ５０を１．５～５．０に制御する。
　板幅方向に対して圧延方向の表面性状を好ましく制御するためには、ｍａｘ－ＤＩＶ５０が、２．０以上であることが好ましく、３．０以上であることがさらに好ましい。一方、ｍａｘ－ＤＩＶ５０の上限は特に制限されない。ただ、珪素鋼板の板幅方向の表面性状を制御した上で、ｍａｘ－ＤＩＶ５０が５．０超となるように、圧延方向の表面性状を制御することは工業的に容易ではない。そのため、ｍａｘ－ＤＩＶ５０が５．０以下であってもよい。
　図３に、本実施形態に係る方向性電磁鋼板に関して、珪素鋼板（母材鋼板）の板幅方向および圧延方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析し、波長に対する振幅を作図したグラフを示す。一般的に、圧延鋼板では、板幅方向の表面性状が、圧延方向よりも制御しにくい。第１実施形態では、珪素鋼板の板幅方向の表面性状を制御したが、本実施形態では、板幅方向に加えて珪素鋼板の圧延方向の表面性状も制御する。すなわち、図３に示すように、波長が２０～１００μｍの範囲に関して、板幅方向の振幅を最適化した上で、圧延方向の振幅を低減する。
　ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００、ｍａｘ－ＡＭＰＣ１００、ｍａｘ－ＡＭＰＬ１００、ａｖｅ－ＡＭＰＣ５０、ｍａｘ－ＡＭＰＣ５０、およびｍａｘ－ＡＭＰＬ５０、は、例えば、第１実施形態の測定方法と同様に、下記の方法によって測定すればよい。
　珪素鋼板上に被膜が存在しない場合には、直接に珪素鋼板の表面性状を評価すればよく、珪素鋼板上に被膜が存在する場合には、被膜を除去してから珪素鋼板の表面性状を評価すればよい。例えば、被膜を有する方向性電磁鋼板を、高温のアルカリ溶液に浸漬すればよい。具体的には、ＮａＯＨ：２０質量％＋Ｈ２Ｏ：８０質量％の水酸化ナトリウム水溶液に、８０℃で２０分間、浸漬した後に、水洗して乾燥することで、珪素鋼板上の被膜（中間層および絶縁被膜）を除去できる。なお、珪素鋼板上の被膜の厚さに応じて、上記の水酸化ナトリウム水溶液に浸漬する時間を変えればよい。
　珪素鋼板の表面性状は、接触式の表面粗さ測定器では触針先端半径が一般的にミクロン（μｍ）程度であり微小な表面形状を検知できない場合があるので、非接触式の表面粗さ測定器を用いることが好ましい。例えば、レーザ式表面粗さ測定器（キーエンス社製のＶＫ－９７００）を用いればよい。
　まず、非接触式の表面粗さ測定器を用いて、珪素鋼板の板幅方向および圧延方向に沿う測定断面曲線をそれぞれ求める。これらの測定断面曲線を求める際には、一回の測定長を５００μｍ以上とし、総測定長さを５ｍｍ以上とする。測定方向（珪素鋼板の板幅方向）の空間分解能を０．２μｍ以下とする。これらの測定断面曲線に対して、低域または高域などのフィルタを適用することなく、すなわち、測定断面曲線から特定波長成分をカットオフすることなく、測定断面曲線をフーリエ解析する。
　測定断面曲線をフーリエ解析して得られた波長成分のうちで、波長が２０～１００μｍである範囲の振幅に関して、その平均値および最大値を求める。板幅方向の振幅の平均値をａｖｅ－ＡＭＰＣ１００とし、板幅方向の振幅の最大値をｍａｘ－ＡＭＰＣ１００とし、圧延方向の振幅の最大値をｍａｘ－ＡＭＰＬ１００とする。同様に、測定断面曲線をフーリエ解析して得られた波長成分のうちで、波長が２０～５０μｍである範囲の振幅に関して、その平均値および最大値を求める。板幅方向の振幅の平均値をａｖｅ－ＡＭＰＣ５０とし、板幅方向の振幅の最大値をｍａｘ－ＡＭＰＣ５０とし、圧延方向の振幅の最大値をｍａｘ－ＡＭＰＬ５０とする。なお、上記の測定および解析は、測定箇所を変えた５カ所以上で行って、その平均値を求めればよい。
　また、ｍａｘ－ＤＩＶ１００は、上記で求めたｍａｘ－ＡＭＰＣ１００をｍａｘ－ＡＭＰＬ１００で割ることによって求められる。同様に、ｍａｘ－ＤＩＶ５０は、上記で求めたｍａｘ－ＡＭＰＣ５０をｍａｘ－ＡＭＰＬ５０で割ることによって求められる。
　本実施形態では、ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００を制御した上で、ｍａｘ－ＤＩＶ１００を制御して、鉄損特性を改善する。また、必要に応じて、ａｖｅ－ＡＭＰＣ５０を制御した上で、ｍａｘ－ＤＩＶ５０を制御して、鉄損特性を好ましく改善する。これらのａｖｅ－ＡＭＰＣ１００やｍａｘ－ＤＩＶ１００などを制御する方法は後述する。
　また、本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、上記した表面性状以外、その他の構成は第１実施形態と同様に特に制限されないので、ここでの説明を割愛する。
　次に、本実施形態に係る方向性電磁鋼板を製造する方法を説明する。
　なお、本実施形態に係る方向性電磁鋼板を製造する方法は、下記の方法に限定されない。下記の製造方法は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板を製造するための一つの例である。
　例えば、方向性電磁鋼板の製造方法は、鋳造工程、加熱工程、熱間圧延工程、熱延板焼鈍工程、熱延板酸洗工程、冷間圧延工程、脱炭焼鈍工程、窒化工程、焼鈍分離剤塗布工程、仕上げ焼鈍工程、表面処理工程、中間層形成工程、絶縁被膜形成工程、磁区制御工程などを含む。
　ただし、鋳造工程、加熱工程、熱間圧延工程、熱延板焼鈍工程、熱延板酸洗工程、窒化工程、焼鈍分離剤塗布工程、仕上げ焼鈍工程、中間層形成工程、絶縁被膜形成工程、磁区制御工程は第１実施形態と共通するため、ここでの説明を割愛する。
冷間圧延工程
　本実施形態に係る冷間圧延工程では、第１実施形態と同様に、冷間圧延での最終の冷間圧延率（中間焼鈍を行わない累積冷間圧延率、または中間焼鈍を行った後の累積冷間圧延率）は、８０％以上であることが好ましく、９０％以上であることがより好ましい。また、最終の冷間圧延の冷間圧延率は９５％以下であることが好ましい。
　本実施形態では、冷間圧延の最終パス（最終スタンド）の圧延ロールの表面性状を、算術平均のＲａで０．４０μｍ以下、更に好ましくはフーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～１００μｍである範囲の振幅の平均値であるａｖｅ－ＡＭＰＣ１００を０．０５０μｍ以下とし、且つ冷間圧延の最終パス（最終スタンド）の圧延率を１５％以上とすることが好ましい。最終パスの圧延ロールが平滑であるほど、また最終パスの圧延率が大きいほど、最終的に珪素鋼板の表面を平滑に制御しやすい。冷間圧延にて上記条件を満足し、且つ後工程での制御条件を満足することによって、珪素鋼板のａｖｅ－ＡＭＰＣ１００やｍａｘ－ＤＩＶ１００などを好ましく制御できる。
脱炭焼鈍工程
　本実施形態に係る脱炭焼鈍工程の酸化度、均熱温度、及び均熱時間の条件については第１実施形態と同じ条件を採用できる。
　また、本実施形態では、上記した脱炭焼鈍の各条件を制御して、脱炭焼鈍板の表面の酸素量を０．９５ｇ／ｍ２以下に制御する。例えば、酸化度が上記範囲内で高い場合には、均熱温度を上記範囲内で低くするか、均熱時間を上記範囲内で短くして、鋼板表面の酸素量を０．９５ｇ／ｍ２以下にすればよい。また、例えば、均熱温度が上記範囲内で高い場合には、酸化度を上記範囲内で低くするか、均熱時間を上記範囲内で短くして、鋼板表面の酸素量を０．９５ｇ／ｍ２以下にすればよい。なお、脱炭焼鈍後に硫酸や塩酸などを用いて酸洗を行っても、脱炭焼鈍板の表面の酸素量を０．９５ｇ／ｍ２以下に制御することは容易ではない。脱炭焼鈍板の表面の酸素量の制御は、脱炭焼鈍の上記した各条件を制御して行うことが好ましい。
　脱炭焼鈍板の表面の酸素量は、０．７５ｇ／ｍ２以下であることが好ましい。酸素量が低いほど、最終的に珪素鋼板の表面を平滑に制御しやすい。脱炭焼鈍工程にて上記条件を満足し、且つ前工程および後工程での制御条件を満足することによって、珪素鋼板のａｖｅ－ＡＭＰＣ１００やｍａｘ－ＤＩＶ１００などを好ましく制御できる。
表面処理工程
　本実施形態では、表面処理の酸洗条件として、硫酸、塩酸、燐酸、硝酸、塩素酸、酸化クロム水溶液、クロム硫酸、過マンガン酸、ペルオキソ硫酸及びペルオキソリン酸の１種または２種以上を合計で０～１０質量％未満含有する溶液を用いることが好ましい。この溶液を用いて、高温かつ短時間の条件で酸洗を行う。具体的には、溶液の液温を５０～８０℃とし、且つ浸漬時間を１～３０秒として酸洗を行う。このような条件で酸洗することで、鋼板表面の余剰な焼鈍分離剤を効率的に除去するとともに、鋼板の表面性状を好ましく制御できる。上記範囲内で、酸濃度が低いほど、また液温が低いほど、また浸漬時間が短いほど、鋼板表面に形成されるエッチピットを抑制して、最終的に珪素鋼板の表面を平滑に制御しやすい。表面処理工程にて上記条件を満足し、且つ前工程での制御条件を満足することによって、珪素鋼板のａｖｅ－ＡＭＰＣ１００やｍａｘ－ＤＩＶ１００などを好ましく制御できる。なお、表面処理の水洗条件は特に限定されず、公知の条件で行えばよい。
　また、上記の酸洗処理および水洗処理に加えて、ブラシロールを用いて鋼板の表面性状を制御してもよい。例えば、ブラッシングする際には、砥粒番手が１００番～５００番であるＳｉＣを砥材として用い、ブラシ圧下量を１．０ｍｍ～５．０ｍｍとし、ブラシ回転数を５００～１５００ｒｐｍとする。特に、珪素鋼板の板幅方向の表面性状を制御したいときには、回転軸が圧延方向となるようにブラッシングすればよい。一方、珪素鋼板の圧延方向の表面性状を制御したいときには、回転軸が板幅方向となるようにブラッシングすればよい。板幅方向および圧延方向の表面性状を同時に制御するために、回転軸が板幅方向および圧延方向の両方向となるようにブラッシングしてもよい。回転軸が板幅方向（圧延直交方向）となるようにブラッシングすることにより、珪素鋼板のｍａｘ－ＤＩＶ１００を好ましく制御できる。
　表面処理工程にて上記条件を満足し、且つ前工程での制御条件を満足することによって、珪素鋼板のａｖｅ－ＡＭＰＣ１００やｍａｘ－ＤＩＶ１００などを好ましく制御できる。なお、表面処理の水洗条件は特に限定されず、公知の条件で行えばよい。
　本実施形態では、上記のように製造した珪素鋼板を母材として方向性電磁鋼板を製造すればよい。具体的には、ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００が０．０００１～０．０５０μｍであり、且つｍａｘ－ＤＩＶ１００が１．５～６．０である珪素鋼板を母材として方向性電磁鋼板を製造すればよい。好ましくは、上記の珪素鋼板を母材として、珪素鋼板の板面上に中間層および絶縁被膜を形成して方向性電磁鋼板を製造すればよい。
　本実施形態では、上述の工程の各条件を制御することで、珪素鋼板の表面性状を制御することが可能となる。これらの工程の各条件は、いずれも珪素鋼板の表面性状を制御するための制御条件であるので、どれか１つの条件だけを満足させればよいわけではない。これらの条件を同時に且つ不可分に制御しなければ、珪素鋼板のａｖｅ－ＡＭＰＣ１００やｍａｘ－ＤＩＶ１００などを同時に満足させることができない。
　次に、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に詳細に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　鋼成分が調整された溶鋼を鋳造してスラブを製造した。このスラブを１１５０℃に加熱し、板厚２．６ｍｍまで熱間圧延し、１１２０℃＋９００℃の二段階で熱延板焼鈍し、熱延板焼鈍後に急冷し、酸洗し、板厚０．２３ｍｍまで冷間圧延し、脱炭焼鈍し、窒素増加量が０．０２０％となるように窒化焼鈍し、Ａｌ２Ｏ３とＭｇＯとを含む焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を行い、その後に酸洗および水洗を行う表面処理を施した。
　製造条件として、冷間圧延工程、脱炭焼鈍工程、仕上げ焼鈍工程、および表面処理工程の詳細条件を表１～表３に示す。冷間圧延工程では、冷間圧延の最終パス（最終スタンド）に関して、圧延率およびロール粗度Ｒａを変更した。脱炭焼鈍工程では、雰囲気の酸化度（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）と均熱温度と均熱時間とを変更して、脱炭焼鈍板の表面の酸素量を制御した。なお、試験Ｎｏ．２０では、雰囲気の酸化度が０．１５だったが、均熱温度が８８０℃であり、均熱時間が５５０秒だったので、脱炭焼鈍板の表面の酸素量を１ｇ／ｍ２以下に制御できなかった。試験Ｎｏ．１７では、脱炭焼鈍工程の直後に硫酸を用いて酸洗を行ったが、脱炭焼鈍板の表面の酸素量を１ｇ／ｍ２以下に制御できなかった。
 また、仕上げ焼鈍工程では、水素を５０体積％以上含有する雰囲気とし、均熱温度に応じて均熱時間を変更した。表面処理工程では、酸洗処理として、酸濃度と液温と浸漬時間とを変更した。なお、試験Ｎｏ．２３では、酸洗処理を行わずに水洗処理のみを行った。
　製造結果として、珪素鋼板の化学成分、および珪素鋼板の表面性状を表４～表９に示す。なお、珪素鋼板の化学成分および表面性状は、上記の方法に基づいて求めた。
　表中で、珪素鋼板の化学成分の「－」は、合金元素を意図的に添加していないか、または含有量が測定検出下限以下であることを示す。表中で、下線を付した値は、本発明の範囲外であることを示す。なお、いずれの珪素鋼板も、フォルステライト被膜を有さず、｛１１０｝＜００１＞方位に発達した集合組織を有していた。
　製造した珪素鋼板を母材として、この珪素鋼板の板面に、中間層を形成し、絶縁被膜を形成し、また磁区制御を行って方向性電磁鋼板を製造し、鉄損特性を評価した。なお、中間層は、酸化度（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が０．００１２の雰囲気中で、８５０℃－３０秒の熱処理を行って形成した。これらの中間層は、酸化珪素を主に含み、平均厚さが２５ｎｍであった。
　また、試験Ｎｏ．１～１０および試験Ｎｏ．２１～３０では、絶縁被膜としてリン酸系被膜を形成した。リン酸系被膜は、コロイダルシリカの混合物と、アルミニウム塩またはマグネシウム塩のリン酸塩と、水とを含むリン酸系被膜形成用組成物を塗布して、通常条件の熱処理を行って形成した。これらのリン酸系被膜は、リン珪素複合酸化物を主に含み、平均厚さが２μｍであった。
　また、試験Ｎｏ．１１～２０および試験Ｎｏ．３１～４２では、絶縁被膜としてホウ酸アルミニウム系被膜を形成した。ホウ酸アルミニウム系被膜は、アルミナゾルとホウ酸とを含むホウ酸アルミニウム系被膜形成用組成物を塗布して、通常条件の熱処理を行って形成した。これらのホウ酸アルミニウム系被膜は、アルミニウム・ホウ素酸化物を主に含み、平均厚さが２μｍであった。
　また、いずれの方向性電磁鋼板も、絶縁被膜の形成後に、レーザを照射して非破壊的な応力歪を付与して磁区を細分化した。
　鉄損は、Ｓｉｎｇｌｅ　Ｓｈｅｅｔ　Ｔｅｓｔｅｒ（ＳＳＴ）によって評価した。製造した方向性電磁鋼板から、試験片の長辺が圧延方向となるように幅６０ｍｍ×長さ３００ｍｍの試料を採取し、Ｗ１７／５０（鋼板を５０Ｈｚで磁束密度１．７Ｔに磁化した時の鉄損）を測定した。Ｗ１７／５０が０．６８Ｗ／ｋｇ以下であるとき、鉄損が良好であると判断した。
　表１～表９に示すように、本発明例は、珪素鋼板の表面性状が好ましく制御されているので、方向性電磁鋼板として鉄損特性に優れていた。一方、比較例は、珪素鋼板の表面性状が好ましく制御されていないので、方向性電磁鋼板として鉄損特性が満足できなかった。なお、表中には示さないが、例えば、試験Ｎｏ．５では、珪素鋼板の板幅方向に関して、カットオフ波長λｃを８００μｍとしたときの表面粗さＲａが０．４μｍ以下であり、且つカットオフ波長λｃを２０μｍとしたときの表面粗さＲａが０．２μｍ以下であったが、ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００が０．０５０μｍ超であった。また、試験Ｎｏ．３９および試験Ｎｏ．４０では、珪素鋼板の板幅方向に関して、カットオフ波長λｃを２５０μｍとしたときの表面粗さＲａがともに０．０３μｍであったが、試験Ｎｏ．３９では、ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００が０．０２０μｍ以下であり、試験Ｎｏ．４０では、ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００が０．０２０μｍ超であった。
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　鋼成分が調整された溶鋼を鋳造してスラブを製造した。このスラブを１１５０℃に加熱し、板厚２．６ｍｍまで熱間圧延し、１１２０℃＋９００℃の二段階で熱延板焼鈍し、熱延板焼鈍後に急冷し、酸洗し、板厚０．２３ｍｍまで冷間圧延し、脱炭焼鈍し、窒素増加量が０．０２０％となるように窒化焼鈍し、Ａｌ２Ｏ３とＭｇＯとを含む焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を行い、その後に、酸洗、水洗、ブラッシングの少なくとも１つを行う表面処理を施した。
　製造条件として、冷間圧延工程、脱炭焼鈍工程、仕上げ焼鈍工程、および表面処理工程の詳細条件を表１０～表１３に示す。冷間圧延工程では、冷間圧延の最終パス（最終スタンド）に関して、圧延率およびロール粗度Ｒａを変更した。脱炭焼鈍工程では、雰囲気の酸化度（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）と均熱温度と均熱時間とを変更して、脱炭焼鈍板の表面の酸素量を制御した。なお、試験Ｎｏ．２－２２では、脱炭焼鈍工程の直後に硫酸を用いて酸洗を行ったが、脱炭焼鈍板の表面の酸素量を１ｇ／ｍ２以下に制御できなかった。
　また、仕上げ焼鈍工程では、水素を５０体積％以上含有する雰囲気とし、均熱温度に応じて均熱時間を変更した。表面処理工程では、酸洗処理として、酸濃度と液温と浸漬時間とを変更した。なお、試験Ｎｏ．２－４３では、酸洗処理を行わずに水洗処理およびブラッシングを行った。
　製造結果として、珪素鋼板の化学成分、および珪素鋼板の表面性状を表１４～表２１に示す。なお、珪素鋼板の化学成分および表面性状は、上記の方法に基づいて求めた。
　表中で、珪素鋼板の化学成分の「－」は、合金元素を意図的に添加していないか、または含有量が測定検出下限以下であることを示す。表中で、下線を付した値は、本発明の範囲外であることを示す。なお、いずれの珪素鋼板も、フォルステライト被膜を有さず、｛１１０｝＜００１＞方位に発達した集合組織を有していた。
　製造した珪素鋼板を母材として、この珪素鋼板の板面に、中間層を形成し、絶縁被膜を形成し、また磁区制御を行って方向性電磁鋼板を製造し、鉄損特性を評価した。なお、中間層は、酸化度（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が０．００１２の雰囲気中で、８５０℃－３０秒の熱処理を行って形成した。これらの中間層は、酸化珪素を主に含み、平均厚さが２５ｎｍであった。
　また、試験Ｎｏ．２－１～２－１５および試験Ｎｏ．２－３１～２－４０では、絶縁被膜としてリン酸系被膜を形成した。リン酸系被膜は、コロイダルシリカの混合物と、アルミニウム塩またはマグネシウム塩のリン酸塩と、水とを含むリン酸系被膜形成用組成物を塗布して、通常条件の熱処理を行って形成した。これらのリン酸系被膜は、リン珪素複合酸化物を主に含み、平均厚さが２μｍであった。
　また、試験Ｎｏ．２－１６～２－３０および試験Ｎｏ．２－４１～２－５５では、絶縁被膜としてホウ酸アルミニウム系被膜を形成した。ホウ酸アルミニウム系被膜は、アルミナゾルとホウ酸とを含むホウ酸アルミニウム系被膜形成用組成物を塗布して、通常条件の熱処理を行って形成した。これらのホウ酸アルミニウム系被膜は、アルミニウム・ホウ素酸化物を主に含み、平均厚さが２μｍであった。
　また、いずれの方向性電磁鋼板も、絶縁被膜の形成後に、レーザを照射して非破壊的な応力歪を付与して磁区を細分化した。
　鉄損は、Ｓｉｎｇｌｅ　Ｓｈｅｅｔ　Ｔｅｓｔｅｒ（ＳＳＴ）によって評価した。製造した方向性電磁鋼板から、試験片の長辺が圧延方向および板幅方向となるように幅６０ｍｍ×長さ３００ｍｍの試料を採取し、圧延方向の試験片を用いてＷ１７／５０（鋼板を５０Ｈｚで磁束密度１．７Ｔに磁化した時の鉄損）、板幅方向の試験片を用いてＷ６／５０（鋼板を５０Ｈｚで磁束密度０．６Ｔに磁化した時の鉄損）を測定した。圧延方向の鉄損Ｗ１７／５０が０．６８Ｗ／ｋｇ以下で、かつ板幅方向の鉄損Ｗ６／５０が０．８０Ｗ／ｋｇ以下であるとき、鉄損が良好であると判断した。
　表１０～表２１に示すように、本発明例は、珪素鋼板の表面性状が好ましく制御されているので、方向性電磁鋼板として鉄損特性に優れていた。一方、比較例は、珪素鋼板の表面性状が好ましく制御されていないので、方向性電磁鋼板として鉄損特性が満足できなかった。なお、表中には示さないが、例えば、試験Ｎｏ．２－３では、珪素鋼板の板幅方向に関して、カットオフ波長λｃを８００μｍとしたときの表面粗さＲａが０．４μｍ以下であり、且つカットオフ波長λｃを２０μｍとしたときの表面粗さＲａが０．２μｍ以下であったが、ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００が０．０５０μｍ超であった。また、試験Ｎｏ．２－５４および試験Ｎｏ．２－５５では、珪素鋼板の板幅方向に関して、カットオフ波長λｃを２５０μｍとしたときの表面粗さＲａがともに０．０３μｍであったが、試験Ｎｏ．２－５４では、ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００が０．０２０μｍ以下であり、試験Ｎｏ．２－５５では、ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００が０．０２０μｍ超であった。
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　本発明の上記態様によれば、母材である珪素鋼板の表面性状を最適に制御することによって、優れた鉄損特性を発揮する方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することできる。従って、産業上の利用可能性が高い。

Claims (12)

  1. 　母材鋼板として珪素鋼板を備える方向性電磁鋼板において、
    　前記珪素鋼板の板幅方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～１００μｍである範囲の振幅の平均値をａｖｅ－ＡＭＰＣ１００としたとき、前記ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００が０．０００１～０．０５０μｍである
    ことを特徴とする方向性電磁鋼板。
  2. 　前記ａｖｅ－ＡＭＰＣ１００が０．０００１～０．０２５μｍであることを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
  3. 　前記珪素鋼板の板幅方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～１００μｍである範囲の振幅の最大値をｍａｘ－ＡＭＰＣ１００とし、前記珪素鋼板の圧延方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～１００μｍである範囲の振幅の最大値をｍａｘ－ＡＭＰＬ１００としたとき、前記ｍａｘ－ＡＭＰＣ１００を前記ｍａｘ－ＡＭＰＬ１００で割った値であるｍａｘ－ＤＩＶ１００が１．５～６．０であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の方向性電磁鋼板。
  4. 　前記フーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～５０μｍである範囲の振幅の平均値をａｖｅ－ＡＭＰＣ５０としたとき、前記ａｖｅ－ＡＭＰＣ５０が０．０００１～０．０３５である
    ことを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板。
  5. 　前記珪素鋼板の板幅方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～５０μｍである範囲の振幅の最大値をｍａｘ－ＡＭＰＣ５０とし、前記珪素鋼板の圧延方向に平行な測定断面曲線をフーリエ解析して得られる波長成分のうちで波長が２０～５０μｍである範囲の振幅の最大値をｍａｘ－ＡＭＰＬ５０としたとき、前記ｍａｘ－ＡＭＰＣ５０を前記ｍａｘ－ＡＭＰＬ５０で割った値であるｍａｘ－ＤＩＶ５０が１．５～５．０であることを特徴とする請求項４に記載の方向性電磁鋼板。
  6. 　前記ａｖｅ－ＡＭＰＣ５０が０．０００１～０．０２０μｍであることを特徴とする請求項４または請求項５に記載の方向性電磁鋼板。
  7. 　前記珪素鋼板が、化学成分として、質量％で、
    　　Ｓｉ：０．８％以上７．０％以下、
    　　Ｍｎ：０以上１．００％以下、
    　　Ｃｒ：０以上０．３０％以下、
    　　Ｃｕ：０以上０．４０％以下、
    　　Ｐ　：０以上０．５０％以下、
    　　Ｓｎ：０以上０．３０％以下、
    　　Ｓｂ：０以上０．３０％以下、
    　　Ｎｉ：０以上１．００％以下、
    　　Ｂ　：０以上０．００８％以下、
    　　Ｖ　：０以上０．１５％以下、
    　　Ｎｂ：０以上０．２％以下、
    　　Ｍｏ：０以上０．１０％以下、
    　　Ｔｉ：０以上０．０１５％以下、
    　　Ｂｉ：０以上０．０１０％以下、
    　　Ａｌ：０以上０．００５％以下、
    　　Ｃ　：０以上０．００５％以下、
    　　Ｎ　：０以上０．００５％以下、
    　　Ｓ　：０以上０．００５％以下、
    　　Ｓｅ：０以上０．００５％以下
    　を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる
    ことを特徴とする請求項１～６のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板。
  8. 　前記珪素鋼板が｛１１０｝＜００１＞方位に発達した集合組織を有することを特徴とする請求項１～７のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板。
  9. 　前記珪素鋼板上に接して配された中間層をさらに備え、
    　前記中間層が酸化珪素膜である
    ことを特徴とする請求項１～８のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板。
  10. 　前記中間層上に接して配された絶縁被膜をさらに備え、
    　前記絶縁被膜がリン酸系被膜である
    ことを特徴とする請求項９に記載の方向性電磁鋼板。
  11. 　前記中間層上に接して配された絶縁被膜をさらに備え、
    　前記絶縁被膜がホウ酸アルミニウム系被膜である
    ことを特徴とする請求項９に記載の方向性電磁鋼板。
  12. 　請求項１～１１のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法であって、前記珪素鋼板を母材として方向性電磁鋼板を製造することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
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EP20741885.6A EP3913092B1 (en) 2019-01-16 2020-01-16 Grain-oriented electrical steel sheet and method of producing the same
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US17/423,013 US11557413B2 (en) 2019-01-16 2020-01-16 Grain-oriented electrical steel sheet and method of producing the same
JP2020566458A JP7260800B2 (ja) 2019-01-16 2020-01-16 方向性電磁鋼板およびその製造方法
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Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022250158A1 (ja) * 2021-05-28 2022-12-01 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
WO2024111642A1 (ja) * 2022-11-22 2024-05-30 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板及びその製造方法
WO2024111647A1 (ja) * 2022-11-22 2024-05-30 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板
WO2024111641A1 (ja) * 2022-11-22 2024-05-30 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板及びその製造方法
EP4350033A4 (en) * 2021-05-28 2024-09-18 Nippon Steel Corp GRAIN-ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET
EP4350032A4 (en) * 2021-05-28 2024-09-18 Nippon Steel Corp ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN117960829B (zh) * 2024-03-29 2024-07-05 攀钢集团研究院有限公司 热冲压构件的制备方法及热冲压构件

Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5224499B2 (ja) 1973-01-22 1977-07-01
JPH02263927A (ja) * 1988-12-10 1990-10-26 Kawasaki Steel Corp 方位制御鋼帯の製造方法
JPH05311453A (ja) 1992-05-08 1993-11-22 Nippon Steel Corp 超低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH06136555A (ja) * 1992-10-26 1994-05-17 Nippon Steel Corp 鏡面方向性珪素鋼板の製造方法
JPH06346247A (ja) * 1993-06-03 1994-12-20 Nippon Steel Corp 鋼板表面平滑化および低鉄損化に適した電磁鋼板用焼鈍分離剤
JP2001152354A (ja) * 1999-09-14 2001-06-05 Nippon Steel Corp 被膜特性に優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法
KR20120075278A (ko) * 2010-12-28 2012-07-06 주식회사 포스코 밀착성이 향상된 방향성 전기강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 방향성 전기강판
JP2016047943A (ja) 2014-08-27 2016-04-07 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2016047942A (ja) 2014-08-27 2016-04-07 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2018062682A (ja) 2016-10-12 2018-04-19 新日鐵住金株式会社 方向性電磁鋼板及び方向性電磁鋼板の張力絶縁被膜形成方法
WO2018207873A1 (ja) * 2017-05-12 2018-11-15 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板とその製造方法
JP2019005398A (ja) 2017-06-27 2019-01-17 京楽産業．株式会社 遊技機
JP2019005396A (ja) 2017-06-27 2019-01-17 京楽産業．株式会社 遊技機

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO1990006378A1 (en) * 1988-12-10 1990-06-14 Kawasaki Steel Corporation Production method of crystal member having controlled crystal orientation
DE69326792T2 (de) 1992-04-07 2000-04-27 Nippon Steel Corp., Tokio/Tokyo Kornorientiertes Siliziumstahlblech mit geringen Eisenverlusten und Herstellungsverfahren
JPH09268322A (ja) * 1996-02-02 1997-10-14 Nippon Steel Corp 超低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH11264019A (ja) * 1998-03-18 1999-09-28 Kawasaki Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
RU2562182C2 (ru) * 2011-01-12 2015-09-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Лист из электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой и способ его получения
KR20130140902A (ko) 2011-06-01 2013-12-24 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 방향성 전자기 강판의 제조 장치 및 방향성 전자기 강판의 제조 방법
US20160108488A1 (en) * 2014-10-15 2016-04-21 Sms Siemag Ag Process for producing grain-oriented electrical steel strip and grain-oriented electrical steel strip obtained according to said process
JP6562055B2 (ja) 2017-01-31 2019-08-21 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の加工状態評価方法、加工状態評価装置、及び製造方法
JP6885206B2 (ja) * 2017-06-14 2021-06-09 日本製鉄株式会社 レーザー磁区制御用方向性電磁鋼板とその製造方法

Patent Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5224499B2 (ja) 1973-01-22 1977-07-01
JPH02263927A (ja) * 1988-12-10 1990-10-26 Kawasaki Steel Corp 方位制御鋼帯の製造方法
JPH05311453A (ja) 1992-05-08 1993-11-22 Nippon Steel Corp 超低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH06136555A (ja) * 1992-10-26 1994-05-17 Nippon Steel Corp 鏡面方向性珪素鋼板の製造方法
JPH06346247A (ja) * 1993-06-03 1994-12-20 Nippon Steel Corp 鋼板表面平滑化および低鉄損化に適した電磁鋼板用焼鈍分離剤
JP2001152354A (ja) * 1999-09-14 2001-06-05 Nippon Steel Corp 被膜特性に優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法
KR20120075278A (ko) * 2010-12-28 2012-07-06 주식회사 포스코 밀착성이 향상된 방향성 전기강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 방향성 전기강판
JP2016047943A (ja) 2014-08-27 2016-04-07 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2016047942A (ja) 2014-08-27 2016-04-07 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2018062682A (ja) 2016-10-12 2018-04-19 新日鐵住金株式会社 方向性電磁鋼板及び方向性電磁鋼板の張力絶縁被膜形成方法
WO2018207873A1 (ja) * 2017-05-12 2018-11-15 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板とその製造方法
JP2019005398A (ja) 2017-06-27 2019-01-17 京楽産業．株式会社 遊技機
JP2019005396A (ja) 2017-06-27 2019-01-17 京楽産業．株式会社 遊技機

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022250158A1 (ja) * 2021-05-28 2022-12-01 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP7264322B1 (ja) * 2021-05-28 2023-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
EP4350033A4 (en) * 2021-05-28 2024-09-18 Nippon Steel Corp GRAIN-ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET
EP4350032A4 (en) * 2021-05-28 2024-09-18 Nippon Steel Corp ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET
WO2024111642A1 (ja) * 2022-11-22 2024-05-30 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板及びその製造方法
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