WO2021054371A1 - 方向性電磁鋼板 - Google Patents

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WO2021054371A1
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steel sheet
glass coating
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grain
oriented electrical
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隆史 片岡
田中　一郎
春彦 渥美
竹田　和年
龍太郎 山縣
宣郷 森重
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日本製鉄株式会社
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    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention relates to grain-oriented electrical steel sheets.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-170881 filed in Japan on September 19, 2019, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • the grain-oriented electrical steel sheet is a steel sheet in which Si is contained in an amount of about 0.5 to 7% by mass and the crystal orientation is integrated in the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation (Goth orientation). Electrical steel sheets are used as soft magnetic materials for iron core materials of transformers and other electrical equipment.
  • the grain-oriented electrical steel sheet includes a base steel sheet, a glass coating, and a tension-applying insulating coating.
  • the glass film is formed on the base steel sheet.
  • the tensioning insulating coating is formed on the glass coating.
  • the glass coating is an oxide mainly composed of forsterite (Mg 2 SiO 4 ), which contributes to tension application and insulating properties.
  • the glass coating also has a role of enhancing the adhesion of the tension-applying insulating coating to the base steel sheet. Therefore, it is required to improve the adhesion of the glass coating to the base steel sheet.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2012-214902
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2018-53346
  • Patent Document 11 Japanese Patent Application Laid-Open No. 11 It is described in Japanese Patent Application Laid-Open No. 61356 (Patent Document 3).
  • the grain-oriented electrical steel sheet disclosed in Patent Document 1 is a grain-oriented electrical steel sheet containing Si: 1.8 to 7% in mass% and having a primary film containing forsterite as a main component on the surface. It is characterized by containing one or more of Ce, La, Pr, Nd, Sc, and Y in a basis weight of 0.001 to 1000 mg / m 2 per side.
  • the grain-oriented electrical steel sheet disclosed in Patent Document 2 is characterized in that the void area ratio in the cross section of the glass film formed between the insulating film and the mother steel sheet is 20% or less.
  • the peak intensity of Si obtained by glow discharge emission analysis performed from the surface of the oxide film is 1/2 or more of the peak intensity of Al, and the peak of Si is from the surface of the oxide film.
  • the depth to the position is within 1/10 of the depth from the surface of the oxide film to the peak position of Al.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and an object of the present invention is to provide a grain-oriented electrical steel sheet having excellent adhesion of a glass coating.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to one aspect of the present invention is Base steel plate and The glass coating arranged on the base steel plate and A tension-applying insulating coating arranged on the glass coating is provided.
  • the average chemical composition of the base steel sheet and the glass coating is mass%. C: 0.010% or less, Si: 2.5-4.0%, Mn: 0.01-1.00%, N: 0.010% or less, sol. Al: 0.010% or less, insol.
  • Al 0.005 to 0.030%, Mg: 0.05 to 0.20%, O: 0.05 to 0.40%, Ti: 0 to 0.020%, S: 0.010% or less, P: 0.030% or less, Sn: 0 to 0.50%, Cr: 0 to 0.50%, Cu: 0 to 0.50%, Bi: 0-0.0100%, Se: 0 to 0.020%, Sb: 0 to 0.50%, and
  • the rest consists of Fe and impurities Regarding the glow emission spectroscopic spectra of Al and Si obtained by performing glow discharge emission analysis in the depth direction from the surface of the glass coating.
  • the surface of the glass coating was set as the measurement start time Ts.
  • the time when Al reaches the maximum emission intensity is defined as T Al p.
  • the emission intensity of Al in the T Al p is defined as F (T Al p)
  • the time at which Si is maximum luminous intensity is defined as T Si p
  • F (T Si p) When the emission intensity of Al in the T Si p is defined as F (T Si p), Said Ts, and the T Al p, and the F (T Al p), and the T Si p, wherein the F (T Si p) but, 0.05 ⁇ F (T Si p ) / F (T Al p ) ⁇ 0.50, and 2.0 ⁇ (T Al p- Ts) / (TS i p- Ts) ⁇ 5.0 Meet.
  • the thickness of the base steel sheet may be 0.17 mm or more and less than 0.22 mm.
  • the average chemical composition in mass%, Cr: 0.01-0.50%, Sn: 0.01 to 0.50%, Cu: 0.01-0.50%, Bi: 0.0010-0.0100%, Se: 0.001 to 0.020%, and Sb: 0.01-0.50%, It may contain at least one element selected from the group consisting of.
  • the glow emission spectroscopic spectra of Al and Fe obtained by performing glow discharge emission analysis in the depth direction from the surface of the glass coating.
  • the time when Al reaches the maximum emission intensity is defined as T Al p.
  • the time when the Fe emission intensity becomes 60% of the saturation value of the Fe emission intensity is defined as T Fe 60.
  • T Fe 90 The time when the Fe emission intensity becomes 90% of the saturation value of the Fe emission intensity is defined as T Fe 90,
  • the T Al p , the T Fe 60, and the T Fe 90 are T Fe 60 ⁇ T Al p ⁇ T Fe 90 May be satisfied.
  • the present inventors have determined the chemical composition of the base steel sheet (the average chemical composition of the base steel sheet and the glass coating) in terms of mass%, C: 0.010% or less, Si: 2.5 to 4.0%, and so on.
  • Mn 0.01 to 1.00%
  • N 0.010% or less
  • sol. Al 0.010% or less
  • Al 0.005 to 0.030%
  • Mg 0.05 to 0.20%
  • O 0.05 to 0.40%
  • S 0.010% or less
  • P 0.030% or less
  • Cr 0 to 0.50%
  • Bi 0 to 0.0100%
  • Se 0 to 0. 020%
  • Sb 0 to 0.50%
  • a directional electromagnetic steel plate whose balance was Fe and impurities were targeted.
  • This grain-oriented electrical steel sheet was studied for the purpose of improving the adhesion of the glass coating.
  • the adhesion of the glass coating on the grain-oriented electrical steel sheet is also an issue in the previous research.
  • the following approach is taken.
  • the present inventors have studied to improve the adhesion of the glass coating by a completely different approach from the conventional one. As a result of the examination, it was found that if spinel (MgAl 2 O 4 ) is localized in the vicinity of the interface with the base steel sheet in the glass coating, the adhesion of the glass coating is enhanced. The present inventors have found for the first time the finding that the adhesion of the glass coating is enhanced by the localization of the spinel near the interface.
  • Localization of spinel to the interface in the glass coating can be identified by the following method using glow discharge emission analysis. Specifically, after removing the tension-applying insulating film, a glow discharge emission analysis is performed in the depth direction from the surface of the glass film, and a glow emission spectroscopic spectrum (of Al) showing the emission intensity of Al and the emission intensity of Si. GDS spectrum, GDS spectrum of Si) is obtained.
  • T Si p the emission intensity of Al at time T Si p
  • the reason why the adhesion of the glass coating is improved when the spinel is localized near the interface, that is, when the formulas (1) and (2) are satisfied, is not clear at this time.
  • Fine irregularities are formed on the surface of the base steel plate.
  • the spinel When spinel is present in the vicinity of the interface with the base steel plate in the glass coating, the spinel is fitted into the recess on the surface of the base steel plate. Therefore, it is considered that the spinel exerts an anchor effect and enhances the adhesion of the glass coating to the base steel sheet. It is possible that a mechanism different from this mechanism enhances the adhesion of the glass coating to the base steel sheet.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment completed based on the above knowledge has the following configuration.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to this embodiment is Base steel plate and The glass coating placed on the base steel plate and With a tension-applying insulating coating arranged on the glass coating,
  • the average chemical composition of the base steel sheet and the glass coating is mass%.
  • Al 0.005 to 0.030%, Mg: 0.05 to 0.20%, O: 0.05 to 0.40%, Ti: 0 to 0.020%, S: 0.010% or less, P: 0.030% or less, Sn: 0 to 0.50%, Cr: 0 to 0.50%, Cu: 0 to 0.50%, Bi: 0-0.0100%, Se: 0 to 0.020%, Sb: 0 to 0.50%, and
  • the rest consists of Fe and impurities Regarding the glow emission spectroscopic spectra of Al and Si obtained by performing glow discharge emission analysis in the depth direction from the surface of the glass coating.
  • the surface of the glass coating is set as the measurement start time Ts.
  • the time when Al reaches the maximum emission intensity is defined as T Al p.
  • the emission intensity of Al with T Al p is defined as F (T Al p)
  • the time at which Si is maximum luminous intensity is defined as T Si p
  • F (T Si p) The time at which Si is maximum luminous intensity
  • T Si p When the emission intensity of Al with T Si p is defined as F (T Si p), And the Ts, and the T Al p, and the F (T Al p), and the T Si p, the F and (T Si p) but, 0.05 ⁇ F (T Si p ) / F (T Al p ) ⁇ 0.50, and 2.0 ⁇ (T Al p- Ts) / (TS i p- Ts) ⁇ 5.0 Meet.
  • the thickness of the base steel sheet may be 0.17 mm or more and less than 0.22 mm.
  • the above-mentioned grain-oriented electrical steel sheet as the above-mentioned average chemical composition, in mass%, Cr: 0.01-0.50%, Sn: 0.01 to 0.50%, Cu: 0.01-0.50%, Bi: 0.0010-0.0100%, Se: 0.001 to 0.020%, and Sb: 0.01-0.50%, It may contain at least one element selected from the group consisting of.
  • the glow emission spectroscopic spectra of Al and Fe obtained by performing glow discharge emission analysis in the depth direction from the surface of the glass coating.
  • the time when Al reaches the maximum emission intensity is defined as T Al p.
  • the time when the Fe emission intensity becomes 60% of the saturation value of the Fe emission intensity is defined as T Fe 60.
  • T Fe 90 When the time when the Fe emission intensity becomes 90% of the saturation value of the Fe emission intensity is defined as T Fe 90,
  • T Al p , the T Fe 60, and the T Fe 90 are T Fe 60 ⁇ T Al p ⁇ T Fe 90 May be satisfied.
  • FIG. 1 is a perspective view showing a grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment.
  • the grain-oriented electrical steel sheet 1 according to the present embodiment includes a base steel sheet 10, a glass coating 11, and a tension-applying insulating coating 12.
  • the glass coating 11 is arranged on the base steel plate 10.
  • the glass coating 11 is arranged on the surface of the base steel plate 10 in direct contact with the surface of the base steel plate 10.
  • the tension applying insulating coating 12 is arranged on the glass coating 11.
  • the tension-applying insulating coating 12 is arranged on the surface of the glass coating 11 in direct contact with the surface of the glass coating 11.
  • the glass coating 11 and the tension-applying insulating coating 12 are formed only on one surface of the base steel plate 10. However, as shown in FIG. 2, the glass coating 11 and the tension-applying insulating coating 12 may be formed on a pair of surfaces of the base steel plate 10.
  • the chemical composition of the base steel sheet 10 provided with the glass coating 11 (the average chemical composition of the base steel plate 10 and the glass coating 11) after the tension-applied insulating coating 12 is removed can be determined by a well-known component analysis method. ..
  • the component analysis method is, for example, as follows.
  • the tension-applying insulating film 12 is removed from the grain-oriented electrical steel sheet 1.
  • the grain-oriented electrical steel sheet 1 NaOH: 30 ⁇ 50% by weight and H 2 O: containing 50 to 70 wt%, aqueous solution of sodium hydroxide 80 ⁇ 90 ° C., soaking for 7-10 minutes ..
  • the steel sheet after immersion (the base steel sheet 10 provided with the glass film 11 from which the tension applying insulating film 12 has been removed) is washed with water. After washing with water, dry with a warm air blower for a little less than 1 minute.
  • the tension-applying insulating film 12 is removed, and the base steel sheet 10 provided with the glass film 11 is obtained.
  • a well-known component analysis method is carried out on the base steel sheet 10 provided with the glass coating 11 after the tensioning insulating coating 12 is removed. Specifically, a drill is used to generate chips from the base steel plate 10 provided with the glass coating 11, and the chips are collected. The collected chips are dissolved in acid to obtain a solution. ICP-AES (Inductively Coupled Plasma Atomic Emission Spectrum) is carried out on the solution to carry out elemental analysis of the chemical composition.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma Atomic Emission Spectrum
  • Si in the chemical composition of the base steel sheet 10 provided with the glass coating 11 is determined by the method (silicate quantification method) specified in JIS G1212 (1997). Specifically, when the above-mentioned chips are dissolved in an acid, silicon oxide precipitates as a precipitate. This precipitate (silicon oxide) is filtered out with a filter paper, and the mass is measured to determine the Si content.
  • the C content and S content are determined by the well-known high-frequency combustion method (combustion-infrared absorption method). Specifically, the above-mentioned solution is burned by high-frequency induction heating in an oxygen stream to detect the generated carbon dioxide and sulfur dioxide, and the C content and the S content are determined.
  • combustion-infrared absorption method combustion-infrared absorption method
  • the N content is determined using the well-known Inactive Gas Melt-Thermal Conductivity Method.
  • the O content is determined using the well-known inert gas melting-non-dispersive infrared absorption method.
  • the chemical composition of the base steel sheet 10 provided with the glass coating 11 (the average chemical composition of the base steel plate 10 and the glass coating 11) can be obtained.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment contains a basic element as the above average chemical composition, and if necessary, a selective element, and the balance is composed of Fe and impurities.
  • % relating to an element means mass% unless otherwise specified.
  • Carbon (C) is a selective element.
  • C is an essential element for the slab in order to improve the magnetic flux density.
  • C is removed from the steel sheet in the manufacturing process of the grain-oriented electrical steel sheet. If C remains in excess of 0.010% as the above average chemical composition, C forms cementite (Fe 3 C) even if the content of other elements is within the range of this embodiment, and the direction is Deteriorates iron loss in cementite steel sheets. Therefore, the C content is 0.010% or less.
  • the preferred upper limit of the C content is 0.006%, more preferably 0.003%.
  • the C content is preferably as low as possible. Therefore, the C content may be 0%. However, excessive reduction of C content raises manufacturing costs. Therefore, the preferred lower limit of the C content is more than 0%, more preferably 0.001%.
  • Si 2.5-4.0%
  • Si is a basic element. Si increases the electrical resistance (specific resistance) of the steel material and reduces the iron loss of the grain-oriented electrical steel sheet.
  • the Si content is less than 2.5%, even if the content of other elements is within the range of this embodiment, the steel undergoes phase transformation in the finish annealing step, and secondary recrystallization sufficiently proceeds. do not do. As a result, the above effect cannot be sufficiently obtained.
  • the Si content exceeds 4.0%, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, the steel sheet becomes brittle and the plate-passability in the manufacturing process is remarkably lowered. Therefore, the Si content is 2.5-4.0%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 2.8%, more preferably 3.0%, still more preferably 3.2%.
  • the preferred upper limit of the Si content is 3.7%, more preferably 3.6%, still more preferably 3.5%.
  • Mn 0.01 to 1.00%
  • Manganese (Mn) is a basic element. Mn increases the specific resistance of the grain-oriented electrical steel sheet and reduces iron loss. Mn further enhances hot workability and suppresses the occurrence of cracks in hot rolling. Mn further combines with S and / or Se to form fine MnS and / or fine MnSe. Fine MnS and fine MnSe serve as precipitation nuclei of fine AlN utilized as an inhibitor. Therefore, if the amount of fine MnS and fine MnSe deposited is large, a sufficient amount of fine AlN can be obtained.
  • the Mn content is 0.01 to 1.00%.
  • the preferred lower limit of the Mn content is 0.02%, more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%.
  • the preferred upper limit of the Mn content is 0.70%, more preferably 0.50%, still more preferably 0.30%, still more preferably 0.10%.
  • N 0.010% or less Nitrogen (N) is a selective element. N combines with Al to form AlN during the manufacturing process of grain-oriented electrical steel sheets, and functions as an inhibitor. Therefore, N is an essential element for slabs, which are materials for grain-oriented electrical steel sheets. However, N is removed from the steel sheet in the manufacturing process of the grain-oriented electrical steel sheet. If the N content exceeds 0.010% as the above average chemical composition, a large number of blister (pores) are likely to be generated in the steel sheet even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Blister causes coating defects and reduces the insulating property of grain-oriented electrical steel sheets. Therefore, the N content is 0.010% or less.
  • the preferred upper limit of the N content is 0.008%, more preferably 0.006%, still more preferably 0.004%.
  • the N content may be 0%. However, it may be difficult to excessively reduce the N content. Therefore, the preferred lower limit of the N content is 0.001%, more preferably 0.002%.
  • sol. Al 0.010% or less Acid-soluble aluminum (sol.Al) is a selective element. sol. Al combines with N to form AlN during the manufacturing process of grain-oriented electrical steel sheets, and functions as an inhibitor. However, sol. If the Al content exceeds 0.010%, Al-based inclusions remain in the steel sheet even if the other element content is within the range of the present embodiment. In this case, the iron loss of the grain-oriented electrical steel sheet deteriorates. Therefore, sol. The Al content is 0.010% or less. sol. The preferred upper limit of the Al content is 0.008%, more preferably 0.006%. sol. The Al content may be 0%. However, it may be difficult to excessively reduce the Al content. Therefore, the preferred lower limit of the Al content is 0.001%, more preferably 0.002%. In this embodiment, sol. Al means acid-soluble Al. Therefore, sol. The Al content is the content of acid-soluble Al.
  • insol.Al Acid-insoluble aluminum
  • insol.Al is a basic element. insol. Al is mainly derived from spinel (MgAl 2 O 4 ) formed in the finish annealing step described later. insol. If the Al content is less than 0.005%, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, the glass coating 11 does not have sufficient spinel, so that the adhesion of the glass coating 11 is low. .. On the other hand, insol. If the Al content exceeds 0.030%, spinel will be excessively produced even if the content of other elements is within the range of this embodiment.
  • the spinel is excessively present not only at the interface between the glass coating 11 and the base steel plate 10 but also inside the glass coating 11. If the spinel is excessively present inside the glass coating 11, it becomes a source of cracks in the glass coating 11, and the adhesion of the glass coating 11 is lowered. Therefore, insol.
  • the Al content is 0.005 to 0.030%. insol.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.006%, more preferably 0.007%, still more preferably 0.010%. insol.
  • the preferred upper limit of the Al content is 0.027%, more preferably 0.025%, still more preferably 0.020%.
  • the Al content may be determined by the following method.
  • sol. Al conforms to the method for quantifying acid-soluble aluminum described in JIS G1257-10-2: 2013 (Aluminum quantification method-Acid-soluble aluminum quantification method). Further, from the total aluminum content obtained according to the total aluminum quantification method described in JIS G1257-10-1: 2013 (aluminum quantification method-acid decomposition frame method), the above sol. The value obtained by subtracting the Al content is insol. Defined as Al content.
  • Mg 0.05 to 0.20%
  • Magnesium (Mg) is a constituent element (basic element) of the glass film. Therefore, the Mg content may be 0.05 to 0.20%.
  • the preferred upper limit of the Mg content is 0.18%, more preferably 0.16%.
  • the preferable lower limit of the Mg content is 0.08%, more preferably 0.10%.
  • Oxygen (O) is a constituent element (basic element) of the glass film. Therefore, the O content may be 0.05 to 0.40%.
  • the preferred upper limit of the O content is 0.30%, more preferably 0.25%.
  • the lower limit of the O content is preferably 0.10%, more preferably 0.15%.
  • Titanium (Ti) is a selective element. Ti promotes the formation of a glass film and preferably secures film adhesion. Therefore, the Ti content may be 0 to 0.020%.
  • the preferred upper limit of the Ti content is 0.015%, more preferably 0.010%.
  • the Ti content may be 0%, but the preferred lower limit of the Ti content is 0.001%, more preferably 0.003%, still more preferably 0.005%.
  • S 0.010% or less Sulfur (S) is a selective element. S combines with Mn during the manufacturing process to form the inhibitor fine MnS. Therefore, S is an essential element for slabs. However, S is removed from the steel sheet in the manufacturing process of the grain-oriented electrical steel sheet. If the S content exceeds 0.010% as the above average chemical composition, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, MnS remains in the base steel sheet 10, resulting in iron loss. to degrade. Therefore, the S content is 0.010% or less.
  • the preferred upper limit of the S content is 0.008%, more preferably 0.006%, still more preferably 0.004%.
  • the S content may be 0%. However, it may be difficult to excessively reduce the S content. Therefore, the preferred lower limit of the S content is 0.001%, more preferably 0.002%.
  • Phosphorus (P) is a selective element. P lowers the workability of the steel sheet during rolling. If the P content exceeds 0.030%, the workability of the steel sheet is significantly reduced even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the P content is 0.030% or less.
  • the preferred upper limit of the P content is 0.020%, more preferably 0.010%.
  • the P content may be 0%. However, excessive reduction of P content can be difficult. Therefore, the preferable lower limit of the P content is 0.001%.
  • P improves the texture and improves the magnetic property of the steel sheet.
  • the preferable lower limit of the P content for effectively exerting this effect is 0.002%, and more preferably 0.005%.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to this embodiment contains impurities as the above average chemical composition.
  • the impurities are elements mixed from ore or scrap as a raw material, elements mixed from the manufacturing environment, etc., or completely purified by purification annealing when industrially manufacturing grain-oriented electrical steel sheets. It means an element or the like that remains in the steel without being allowed and is allowed within a range that does not adversely affect the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment has at least one selected from the group consisting of Cr, Sn, Cu, Bi, Se, and Sb in place of a part of Fe, which is the balance, as the above average chemical composition. It may contain an element.
  • Chromium (Cr) is a selective element. That is, the Cr content may be 0%.
  • Cr enhances the adhesion of the glass coating 11 to the base steel sheet 10 in the same manner as Sn and Cu. Cr further enhances the degree of integration of Goth-oriented crystal grains by secondary recrystallization. If even a small amount of Cr is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Cr content exceeds 0.50%, Cr oxide is generated even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, and the magnetic properties of the grain-oriented electrical steel sheet 1 are deteriorated. .. Therefore, the Cr content is 0 to 0.50%.
  • the preferred upper limit of the Cr content is 0.40%, more preferably 0.30%, still more preferably 0.20%, still more preferably 0.10%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably more than 0%, more preferably 0.01%, still more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%.
  • Tin (Sn) is a selective element. That is, the Sn content may be 0%.
  • Sn enhances the adhesion of the glass coating 11 to the base steel sheet 10 in the same manner as Cr and Cu. If Sn is contained even in a small amount, the above effect can be obtained to some extent.
  • the Sn content exceeds 0.50%, the secondary recrystallization becomes unstable during the manufacturing process of the grain-oriented electrical steel sheet 1 even if the other element content is within the range of the present embodiment. As a result, the magnetic properties of the grain-oriented electrical steel sheet 1 deteriorate. Therefore, the Sn content is 0 to 0.50%.
  • the preferable lower limit of the Sn content is more than 0%, more preferably 0.01%, still more preferably 0.02%, still more preferably 0.03%.
  • Cu 0 to 0.50% Copper (Cu) is a selective element. That is, the Cu content may be 0%. When Cu is contained, Cu enhances the adhesion of the glass coating 11 to the base steel sheet 10 in the same manner as Cr and Sn. If even a small amount of Cu is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Cu content exceeds 0.50%, the hot workability in the manufacturing process of the grain-oriented electrical steel sheet 1 is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Cu content is 0 to 0.50%.
  • the lower limit of the Cu content is more than 0%, more preferably 0.01%, still more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%.
  • the preferable upper limit of the Cu content is 0.40%, more preferably 0.30%, still more preferably 0.20%, still more preferably 0.10%.
  • Bi 0 to 0.0100%
  • Bi bismuth
  • the Bi content may be 0%.
  • Bi functions as an inhibitor in the same manner as Se and Sb, and stabilizes secondary recrystallization during the production of grain-oriented electrical steel sheet 1.
  • the magnetic characteristics of the grain-oriented electrical steel sheet 1 are enhanced. If even a small amount of Bi is contained, the above effect can be obtained to some extent.
  • the Bi content exceeds 0.0100%, the adhesion of the glass coating 11 to the base steel sheet 10 is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Bi content is 0 to 0.0100%.
  • the preferred lower limit of the Bi content is more than 0%, more preferably 0.0010%, still more preferably 0.0020%.
  • the preferred upper limit of the Bi content is 0.0090%, more preferably 0.0070%, still more preferably 0.0050%.
  • Se 0 to 0.020%
  • Selenium (Se) is a selective element. That is, the Se content may be 0%.
  • Se functions as an inhibitor in the same manner as Bi and Sb, and stabilizes secondary recrystallization during the production of grain-oriented electrical steel sheet 1.
  • the magnetic characteristics of the grain-oriented electrical steel sheet 1 are enhanced. If even a small amount of Se is contained, the above effect can be obtained to some extent.
  • the Se content exceeds 0.020%, the adhesion of the glass coating 11 to the base steel sheet 10 is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Se content is 0 to 0.020%.
  • the preferred lower limit of the Se content is more than 0%, more preferably 0.001%, still more preferably 0.003%, still more preferably 0.005%.
  • the preferred upper limit of the Se content is 0.015%, more preferably 0.010%, still more preferably 0.008%.
  • Sb 0 to 0.50%
  • Antimony (Sb) is a selective element. That is, the Sb content may be 0%.
  • Sb functions as an inhibitor in the same manner as Bi and Se, and stabilizes secondary recrystallization during the production of grain-oriented electrical steel sheet 1.
  • the magnetic characteristics of the grain-oriented electrical steel sheet 1 are enhanced. If even a small amount of Sb is contained, the above effect can be obtained to some extent.
  • the Sb content exceeds 0.50%, the adhesion of the glass coating 11 to the base steel sheet 10 is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Sb content is 0 to 0.50%.
  • the preferred lower limit of the Sb content is more than 0%, more preferably 0.01%, still more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%.
  • the preferred upper limit of the Sb content is 0.40%, more preferably 0.30%, still more preferably 0.20%, still more preferably 0.10%.
  • the average chemical composition described above is Cr: 0.01 to 0.50%, Sn: 0.01 to 0.50%, Cu: 0 in mass%. At least selected from the group consisting of 0.01 to 0.50%, Bi: 0.0010 to 0.0100%, Se: 0.001 to 0.020%, and Sb: 0.01 to 0.50%. It preferably contains one element.
  • the above average chemical composition contains at least one element of Cr: 0.01 to 0.50%, Sn: 0.01 to 0.50%, and Cu: 0.01 to 0.50%. May be good.
  • Bi, Se, and Sb preferably enhance the magnetic properties of the grain-oriented electrical steel sheet 1. Therefore, the above average chemical composition contains at least one element of Bi: 0.0010 to 0.0100%, Se: 0.001 to 0.020%, and Sb: 0.01 to 0.50%. May be good.
  • the glass coating 11 is formed on the base steel plate 10.
  • the glass coating 11 is mainly composed of forsterite (Mg 2 SiO 4).
  • forsterite Mg 2 SiO 4
  • X-ray diffraction is performed on the surface from which the tensioning insulating coating 12 has been removed by the above method, and the obtained X-rays are obtained.
  • the diffraction spectrum may be collated with a PDF (Power Diffraction File).
  • JCPDS number: 34-189 may be used for identification of forsterite (Mg 2 SiO 4).
  • JCPDS number: 34-189 may be used for identification of forsterite (Mg 2 SiO 4).
  • the content of forsterite in the glass coating 11 may be 60.0% or more in mass%.
  • the thickness of the glass coating 11 is not particularly limited.
  • the preferable lower limit of the thickness of the glass coating 11 is 1.0 ⁇ m, and more preferably 2.0 ⁇ m.
  • the preferred upper limit of the thickness of the glass coating 11 is 5.0 ⁇ m, more preferably 4.0 ⁇ m.
  • the tension applying insulating coating 12 is formed on the glass coating 11.
  • the tension-imparting insulating film 12 is applied to the uppermost layer of the grain-oriented electrical steel sheets 1 in order to ensure insulation between the laminated grain-oriented electrical steel sheets 1. It is formed.
  • the top layer of the grain-oriented electrical steel sheet 1 may be subjected to SEM-EDS quantitative analysis to confirm the chemical composition. ..
  • the quantitative analysis result of SEM-EDS shows that the Fe content is less than 80 atomic%, the P content is 5 atomic% or more, the Si content is less than 20 atomic%, and the O content is 50 atoms, excluding measurement noise. % Or more and the Mg content is 10 atomic% or less, it is determined that the directional electromagnetic steel plate 1 has the tension applying insulating film 12.
  • the tension-imparting insulating coating 12 is coated with an insulating coating agent containing at least one inorganic substance such as a metal chromate salt, a metal phosphate salt, colloidal silica, polytetrafluoroethylene, a Zr compound, and a Ti compound. , Formed by baking.
  • the insulating coating agent may be mainly composed of a phosphoric acid compound.
  • the insulating coating agent may have a phosphoric acid compound content of 80% or more in mass%.
  • the insulating coating agent for forming the tension-imparting insulating film 12 may contain one or more selected from the group consisting of colloidal silica and polytetrafluoroethylene together with the phosphoric acid compound.
  • the phosphoric acid compound is, for example, sodium phosphate, aluminum phosphate, magnesium phosphate and the like.
  • the thickness of the tensioning insulating coating 12 is not particularly limited.
  • the preferred lower limit of the thickness of the tensioning insulating coating 12 is 0.1 ⁇ m, more preferably 0.5 ⁇ m.
  • the preferred upper limit of the thickness of the tensioning insulating coating 12 is 10.0 ⁇ m, more preferably 5.0 ⁇ m.
  • spinel (MgAl 2 O 4) is localized in the glass coating 11 in the vicinity of the interface with the base steel sheet 10. Specifically, after removing the tension-applying insulating film 12, glow discharge emission analysis is performed in the depth direction from the surface of the glass film 11, and a glow emission spectral spectrum showing the emission intensity of Al and the emission intensity of Si ( The GDS spectrum of Al and the GDS spectrum of Si) are obtained.
  • the surface of the glass coating 11 is the measurement start time Ts
  • the horizontal axis is the measurement time (unit: seconds)
  • the vertical axis is the emission intensity (GDS intensity) (unit: spectrum unit).
  • GDS intensity unit: spectrum unit
  • FIG. 3 shows the emission spectroscopic spectrum (GDS spectrum of Al and GDS spectrum of Si). It is shown in Figure 3, the time Ts, the time T Al p, the emission intensity F (T Al p), a time T Si p, the emission intensity F a (T Si p), defined as follows.
  • Measurement start time Ts In the glow emission spectroscopic spectrum, the surface of the glass coating 11 is defined as the measurement start time Ts.
  • Time T Al p After removing the tension-applying insulating film 12 of the directional electromagnetic steel plate 1, glow discharge emission analysis is performed from the surface of the glass film 11 in the depth direction, and the surface of the glass film 11 is set as the measurement start time Ts, and the measurement time and Al.
  • the glow emission spectroscopic spectrum of Al (GDS spectrum of Al) showing the relationship with the emission intensity of Al is obtained.
  • the measurement time corresponds to the depth from the surface of the glass coating 11.
  • the maximum value of the emission intensity and the time of the maximum value are specified. Defining the identified time and the time T Al p. That is, the time T Al p corresponds to the depth position (the depth position from the surface of the glass coating 11) at which the Al concentration (GDS intensity of Al) peaks.
  • Emission intensity F (T Al p ) In the glow emission spectroscopic spectrum of Al (GDS spectrum of Al) described above, the maximum value of the emission intensity of Al, that is, the maximum emission intensity of Al at time T Al p is defined as F (T Al p).
  • Time T Si p After removing the tension-applying insulating film 12 of the directional electromagnetic steel plate 1, glow discharge emission analysis is performed from the surface of the glass film 11 in the depth direction, and the surface of the glass film 11 is set as the measurement start time Ts, and the measurement time and Si.
  • the glow emission spectroscopic spectrum of Si (GDS spectrum of Si) showing the relationship with the emission intensity of Si is obtained.
  • the measurement time corresponds to the depth from the surface of the glass coating 11.
  • the maximum value of the emission intensity and the time of the maximum value are specified. Defining the identified time and the time T Si p. In other words, the time T Si p is, (GDS intensity of Si) Si concentration corresponds to the depth position where the peak (depth position from the surface of the glass film 11).
  • Luminous intensity F (T Si p) Glow emission spectrum of Al described above (GDS spectra of Al), the emission intensity of the corresponding Al to the time T Si p is defined as F (T Si p).
  • the main component of the glass coating 11 is forsterite (Mg 2 SiO 4 ). Therefore, the GDS spectrum of Si shows a peak at the center of the glass coating 11 in the depth direction.
  • the time T Si p corresponds to the center position in the depth direction of the glass film 11. That, F (T Si p) means the concentration of Al in the middle position in the depth direction of the glass film 11.
  • F1 F (TS i p ) / F (T Al p).
  • F1 is for typical Al concentration in the region excluding the peak position of Al concentration in the glass film 11 (F (T Si p) ), the maximum Al concentration in the glass film 11 of the (F (T Al p)) It shows the ratio and is an index showing the degree of localization of spinel in the glass coating 11.
  • F2 is defined as (T Al p -Ts) / ( T Si p -Ts). As shown in FIG. 3, F2 shows the relationship between the peak position of the Al concentration and the peak position of the Si concentration (that is, the center position in the depth direction of the glass coating 11), and the spinel in the glass coating 11 It is an index showing the localized position of.
  • F2 is less than 2.0, the peak position of the Al concentration is located inside the glass coating 11 of the glass coating 11 rather than near the interface with the base steel plate 10. That is, the spinel is not localized near the interface with the base steel sheet 10, but exists inside the glass coating 11.
  • F1 also exceeds the upper limit of the formula (1), and as a result, the adhesion of the glass coating 11 to the base steel sheet 10 is lowered.
  • F2 exceeds 5.0, the amount of the glass coating 11 produced is excessively small with respect to the amount of spinel produced. That is, the glass coating 11 is thinned. In this case, even if F1 satisfies the formula (1), the tension of the glass coating 11 required for magnetic domain subdivision is reduced. Therefore, the iron loss is reduced and the film adhesion is also reduced.
  • the adhesion of the glass coating 11 to the base steel plate 10 is increased if the spinel is formed in an appropriate amount in the vicinity of the interface with the base steel plate 10 in the glass coating 11 is not clear.
  • Fine irregularities are formed on the surface of the base steel plate 10.
  • the spinel is present in the vicinity of the interface with the base steel plate 10 in the glass coating 11, the spinel is fitted into the recess on the surface of the base steel plate 10. Therefore, it is considered that the spinel exerts an anchor effect and enhances the adhesion of the glass coating 11 to the base steel plate 10.
  • the adhesion of the glass coating 11 to the base steel sheet 10 is enhanced by a mechanism different from this mechanism.
  • F1 satisfies the formula (1) and F2 satisfies the formula (2) the adhesion of the glass coating 11 to the base steel sheet 10 is enhanced, as illustrated in the examples described later.
  • the above-mentioned F1 value and F2 value can be obtained by the following method.
  • a sample having a rolling direction RD of 30 mm, a plate width direction TD of 40 mm, and a thickness of the grain-oriented electrical steel sheet 1 is taken from the central portion of the grain-oriented electrical steel sheet 1 in the plate width direction TD.
  • the tension-applying insulating coating 12 is removed from the collected sample.
  • the grain-oriented electrical steel sheet 1 NaOH: 30 ⁇ 50% by weight and H 2 O: containing 50 to 70 wt%, aqueous solution of sodium hydroxide 80 ⁇ 90 ° C., soaking for 7-10 minutes ..
  • the steel sheet after immersion (the base steel sheet 10 provided with the glass film 11 from which the tension applying insulating film 12 has been removed) is washed with water. After washing with water, dry with a warm air blower for a little less than 1 minute.
  • a sample is prepared in which the base steel plate 10 and the glass coating 11 are provided and the tension applying insulating coating 12 is removed.
  • GDS Glow discharge emission analysis
  • GDS spectrum Glow discharge emission spectrum of Al and Si
  • GD-ODS high-frequency glow emission spectroscope
  • an output of 30 W is applied to the depth of the glass coating 11 under an argon atmosphere (Ar pressure: 3 hPa) using the sample as a cathode.
  • the GDS spectrum of Al and the GDS spectrum of Si in the direction are measured.
  • the measurement area is 4 mm ⁇ , the measurement time is 100 seconds, and the measurement interval is 0.02 seconds.
  • the above calculation of F1 and F2 is performed after smoothing the GDS spectrum after measurement.
  • a method for smoothing the GDS spectrum for example, a simple moving average method may be used.
  • Si identifies the time T Si p with the maximum emission intensity.
  • Al at time T Si p obtaining the emission intensity F (T Si p).
  • the measurement start time is Ts.
  • F1 satisfies the formula (1)
  • F2 further satisfies the formula (2). Therefore, in the glass coating 11, spinel is localized in an appropriate amount near the interface of the base steel plate 10, and the glass coating 11 has high adhesion to the base steel plate 10.
  • the time when Al reaches the maximum emission intensity is defined as T Al p.
  • the time when the Fe emission intensity becomes 60% of the saturation value of the Fe emission intensity is defined as T Fe 60.
  • T Fe 90 When the time when the Fe emission intensity becomes 90% of the saturation value of the Fe emission intensity is defined as T Fe 90,
  • the T Al p , the T Fe 60, and the T Fe 90 are T Fe 60 ⁇ T Al p ⁇ T Fe 90 ... (Equation 3) Should be satisfied.
  • the spinel is localized in the vicinity of the interface between the base steel plate 10 and the glass coating 11 in the glass coating 11. It is preferable because it can be judged that it is.
  • the above-mentioned "saturation value of Fe emission intensity" may be, for example, the Fe emission intensity when the measurement time of glow discharge emission analysis is 100 seconds.
  • the method of manufacturing the grain-oriented electrical steel sheet 1 according to the present embodiment is not particularly limited as long as it has the above-mentioned configuration.
  • the following manufacturing method is one example for manufacturing the grain-oriented electrical steel sheet 1 according to the present embodiment, and is a preferable example of the method for manufacturing the grain-oriented electrical steel sheet 1 according to the present embodiment.
  • FIG. 5 is a flow chart of a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet 1 according to the present embodiment.
  • a hot rolling step (S1) in which hot rolling is performed on a slab and a shrinking treatment are performed on a steel sheet (hot rolled steel sheet) after hot rolling.
  • the cold-rolling step (S3) in which the steel sheet after the hot-rolled plate annealing step is cold-rolled one or more times (S30), and the cold-rolling step.
  • S7 film forming step
  • the prepared slab is hot-rolled to produce a hot-rolled steel sheet.
  • the chemical composition of the slab is adjusted so that the average chemical composition of the base steel sheet 10 and the glass coating 11 of the grain-oriented electrical steel sheet 1 becomes the above-mentioned chemical composition.
  • the Al content of the slab should be 0.01% by mass or more. If the Al content of the slab is less than 0.01% by mass, spinel is not sufficiently formed in the glass coating 11.
  • the slab is manufactured by a well-known method. For example, molten steel is manufactured (melted). A slab is manufactured by a continuous casting method using molten steel.
  • the prepared slab is hot-rolled using a hot-rolling machine to manufacture a steel plate (hot-rolled steel plate).
  • the steel material is heated.
  • the slab is placed in a well-known heating furnace or a well-known soaking furnace to heat it.
  • the preferred heating temperature for the slab is 1100 to 1450 ° C.
  • the preferred lower limit of the heating temperature is 1300 ° C.
  • the preferred upper limit of the heating temperature is 1400 ° C.
  • the heated slab is hot-rolled using a hot-rolling machine to manufacture a steel plate (hot-rolled steel plate).
  • the hot rolling mill includes a rough rolling mill and a finishing rolling mill located downstream of the rough rolling mill.
  • the rough rolling mill includes one or a plurality of rough rolling stands arranged in a row. Each rough rolling stand contains a plurality of rolls arranged one above the other.
  • the rough rolling stand may be a reverse type. When a plurality of rough rolling stands are arranged, the rough rolling machine may be a tandem type or a reverse type.
  • the finish rolling mill is equipped with a line of finish rolling stands. Each finish rolling stand contains a plurality of rolls arranged one above the other.
  • the heated slab is rolled by a rough rolling mill and then further rolled by a finishing rolling mill to produce a hot-rolled steel sheet.
  • the plate thickness of the hot-rolled steel sheet produced by hot rolling is not particularly limited, and a known plate thickness can be used.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet is, for example, 2.0 to 3.0 mm.
  • the hot-rolled plate annealing step (S2) is an arbitrary step and does not have to be carried out.
  • the hot-rolled steel sheet produced in the hot-rolling step (S1) is annealed to obtain a hot-rolled annealed steel sheet.
  • the heating method of the hot-rolled steel sheet is not particularly limited, and a well-known heating method may be adopted.
  • the annealing temperature is, for example, 900 to 1200 ° C.
  • the holding time at the annealing temperature is, for example, 10 to 300 seconds.
  • the hot-rolled steel sheet may be pickled after the hot-rolled sheet annealing step (S2) and before the cold rolling step (S3). ..
  • Cold rolling process (S3) In the cold rolling step (S3), the manufactured steel sheet (hot-rolled steel sheet or hot-rolled annealed steel sheet) is cold-rolled one or more times (S30). Cold rolling (S30) is carried out using a cold rolling machine.
  • the cold rolling mill is, for example, a tandem rolling mill having a plurality of cold rolling stands arranged in a row, and each cold rolling stand includes a plurality of cold rolling rolls.
  • the cold rolling mill may be one reverse type cold rolling stand.
  • the cold rolling may be carried out only once (S30) or may be carried out a plurality of times (S30).
  • the cold rolling may be carried out using the above-mentioned cold rolling machine, and then an intermediate annealing treatment for the purpose of softening the steel sheet may be carried out.
  • the next cold rolling is carried out. That is, an intermediate annealing treatment may be performed during the cold rolling.
  • the conditions of the intermediate annealing treatment to be carried out between the cold rolling and the next cold rolling are sufficient as known conditions.
  • the annealing temperature in the intermediate annealing treatment is, for example, 950 to 1200 ° C., and the holding time at the annealing temperature is 30 to 1800 seconds. After reducing the strain introduced into the steel sheet (softening the steel sheet) by the cold rolling in the previous stage by the intermediate annealing treatment, the cold rolling in the next stage is carried out.
  • the cold rolling is performed a plurality of times and the intermediate annealing treatment is performed between the cold rollings, the magnetic flux density of the manufactured grain-oriented electrical steel sheet 1 may be low. Therefore, the number of cold rollings and the presence or absence of intermediate annealing treatment are determined according to the characteristics and manufacturing cost required for the grain-oriented electrical steel sheet 1 to be finally manufactured.
  • the preferred cumulative cold rolling rate for one or more cold rollings is 80-95%.
  • the cumulative cold spread rate (%) is defined as follows.
  • Cold rolling ratio (%) [(Thickness of steel sheet before the start of the first cold rolling-Thickness of the cold rolled steel sheet after the last cold rolling) / Thickness of the steel sheet before the start of the first cold rolling] ⁇ 100
  • the cold rolling ratio is the cold rolling ratio in the cold rolling only once. If the cumulative reduction rate is 80% or more, a large number of recrystallized nuclei (Goth nuclei) having a Goth orientation ( ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation) can be obtained. Further, when the cumulative reduction rate is 95% or less, the secondary recrystallization is likely to be stabilized in the finish annealing step (S6) described later.
  • the steel sheet produced by the cold rolling process is wound into a coil.
  • the thickness of the cold-rolled steel sheet is usually the thickness of the final product, the directional electromagnetic steel sheet 1 (the thickness of the glass coating 11 and the tension-applying insulating coating 12). It is different from the product plate thickness including).
  • an aging process may be carried out in order to further improve the magnetic characteristics.
  • the aging process is an arbitrary process.
  • the aging (annealing) treatment is carried out during the plurality of cold rolling (S30). Specifically, after cold rolling (S30), aging treatment is carried out. Then, after the aging treatment, the next cold rolling (S30) is carried out.
  • Well-known conditions are sufficient for the aging treatment. For example, in the aging treatment, the steel sheet after cold rolling (S30) is heat-treated at a temperature of 100 to 500 ° C. for 60 seconds or longer. In this case, a good secondary recrystallization structure in which the Goth orientation is accumulated can be finally obtained.
  • decarburization annealing step (S4) In the decarburization annealing step (S4), the steel sheet (cold-rolled steel sheet) after the cold rolling step (S3) is subjected to decarburization annealing to develop primary recrystallization.
  • the decarburization annealing step (S4) includes a temperature raising step (S41), a decarburization step (S42), and a cooling step (S43).
  • the temperature raising step (S41) the steel sheet is heated to the decarburization annealing temperature Ta.
  • decarburization step (S42) decarburization annealing is performed on the steel sheet heated to the decarburization annealing temperature Ta to develop primary recrystallization.
  • the cooling step (S43) the steel sheet after the decarburization step (S42) is cooled by a well-known method. The details of each step will be described below.
  • the temperature raising step first, the steel sheet after the cold rolling step (S3) is charged into the heat treatment furnace.
  • the heat treatment furnace for decarburization annealing for example, the temperature of the cold-rolled steel sheet is raised while being controlled to the decarburization annealing temperature by high-frequency induction heating or energization heating.
  • the atmosphere during the temperature raising step is a dry nitrogen atmosphere or a dry nitrogen-hydrogen mixed atmosphere in which the oxygen potential (PH2O / PH2) is 0.1 or less. When the oxygen potential in the temperature raising step exceeds 0.1, Fe-based oxides are likely to nucleate.
  • the Fe oxide nucleated in the temperature raising step grows and develops during decarburization annealing.
  • the presence of these during finish annealing inhibits the development of forsterite (Mg 2 SiO 4).
  • Fe oxide has the effect of suppressing the solid-phase reaction between SiO 2 and MgO.
  • Mg 2 SiO 4 is thinned, and spinel is less likely to be localized in the vicinity of the interface with the base steel sheet 10 in the glass coating 11.
  • spinel (MgAl 2 O 4 ) is present in Mg 2 SiO 4.
  • the rate of temperature rise may be 2000 ° C./sec or less, and the ultimate temperature may be 700 to 1000.
  • the reached temperature is different from the decarburization annealing temperature Ta in the decarburization step.
  • decarburization step (S42) In the decarburization step (S42) in the decarburization annealing step (S4), the steel sheet after the temperature raising step (S41) is held at the decarburization annealing temperature Ta to carry out decarburization annealing. As a result, primary recrystallization is developed on the steel sheet.
  • the atmosphere during the decarburization step is a well-known atmosphere, for example, a wet nitrogen-hydrogen mixed atmosphere containing hydrogen and nitrogen.
  • Decarburization annealing temperature Ta 800-950 ° C
  • the decarburization annealing temperature Ta corresponds to the furnace temperature of the heat treatment furnace for performing decarburization annealing, and corresponds to the temperature of the steel sheet during decarburization annealing. If the decarburization annealing temperature Ta is less than 800 ° C., the crystal grains of the steel sheet after the development of primary recrystallization are too small. In this case, secondary recrystallization is not sufficiently expressed in the finish annealing step (S6). On the other hand, if the decarburization annealing temperature Ta exceeds 950 ° C., the crystal grains of the steel sheet after the development of primary recrystallization are too large.
  • the holding time at the decarburization annealing temperature Ta in the decarburization step (S42) is not particularly limited.
  • the holding time at the decarburization annealing temperature Ta is, for example, 15 to 150 seconds.
  • the steel sheet after the decarburization step (S42) is cooled to room temperature by a well-known method.
  • the cooling method may be free cooling or water cooling.
  • the steel sheet after the decarburization step is allowed to cool.
  • the decarburization annealing treatment is carried out on the steel sheet.
  • the annealing separator coating step (S5) is carried out on the steel sheet (decarburized annealing steel sheet) after the decarburization annealing step (S4).
  • the annealing separator is applied to the surface of the steel sheet.
  • an aqueous slurry containing an annealing separator is applied to the surface of the steel sheet.
  • the aqueous slurry is prepared by adding water to an annealing separator and stirring the slurry.
  • the annealing separator contains magnesium oxide (MgO).
  • MgO is the main component of the annealing separator.
  • the "main component” means that the MgO content in the annealing separator is 80.0% or more in mass%.
  • the annealing separator may contain a well-known additive in addition to MgO.
  • the annealing separator may contain a Ti compound.
  • the annealing separator of the aqueous slurry is applied on the surface of the steel sheet.
  • a steel plate coated with an annealing separator on the surface is wound into a coil.
  • a finish annealing step (S6) is performed.
  • An annealing separating agent for an aqueous slurry may be applied onto the surface of the steel sheet to form the steel sheet into a coil, and then a baking process may be performed before the finish annealing step (S6) is performed.
  • the coiled steel sheet is placed in a furnace kept at 400 to 1000 ° C. and held (baking treatment).
  • the annealing separator applied on the steel sheet dries.
  • the holding time is, for example, 10 to 90 seconds.
  • the finish annealing step may be performed on the coiled steel sheet coated with the annealing separator without performing the annealing treatment.
  • a finish annealing step (S6) is carried out on the steel sheet after the annealing separator coating step (S5) to develop secondary recrystallization.
  • a two-step annealing step (low temperature annealing step (S61) and high temperature annealing step (S62)) is further carried out to form a glass coating 11 mainly composed of forsterite, and the glass coating 11 is contained.
  • spinels are localized in an appropriate amount near the interface of the base steel sheet 10.
  • the two-step annealing step (low temperature annealing step (S61) and high temperature annealing step (S62)) is carried out using a heat treatment furnace.
  • the low temperature annealing step (S61) and the high temperature annealing step (S62) will be described.
  • the low temperature annealing step (S61) is a step for forming the glass coating 11.
  • the coiled steel sheet is inserted into the heat treatment furnace to raise the temperature of the steel sheet to the low-temperature annealing temperature T1.
  • the holding time is t1 at the low temperature annealing temperature T1.
  • the atmosphere in the furnace in the low temperature annealing step (S61) may be a mixed atmosphere of hydrogen and nitrogen.
  • the low-temperature annealing temperature T1 (° C.) and the holding time t1 in the low-temperature annealing step (S61) are as follows.
  • Low temperature annealing temperature T1 910-1000 ° C Retention time at 910 to 1000 ° C. t1: 50 to 120 hours
  • [About low temperature annealing temperature T1] 910 to 1000 ° C. is a temperature range generated by forsterite (Mg 2 SiO 4 ), which is the main component of the glass coating 11.
  • the holding time t1 at the low temperature annealing temperature T1 is 50 to 120 hours.
  • the holding time t1 in the temperature range of 910 to 1000 ° C. is set to 50 to 120 hours, the temperature during the holding time t1 may be constant, or the temperature may be raised or lowered.
  • the high-temperature annealing step (S62) is a step for generating spinel in the glass coating 11 generated in the low-temperature annealing step (S61) and localizing the spinel in the vicinity of the interface of the base steel sheet 10. Specifically, after the low-temperature annealing step (S61) is completed, the temperature of the steel sheet is further raised to the high-temperature annealing temperature T2. The rate of temperature rise is not particularly limited. After that, the holding time is t2 at the high temperature annealing temperature T2 shown below.
  • the high temperature annealing step may be carried out in the same heat treatment furnace as the low temperature annealing step, or may be carried out in a different heat treatment furnace.
  • the atmosphere in the furnace in the high temperature annealing step may be a nitrogen atmosphere.
  • the high-temperature annealing temperature T2 (° C.) and the holding time t2 (hours) at T2 are as follows. High temperature annealing temperature T2: 1100-1300 ° C Holding time at high temperature annealing temperature T2 t2: 20-80 hours
  • [About high temperature annealing temperature T2] 1100 to 1300 ° C. is a spinel formation temperature range.
  • the glass coating 11 is sufficiently formed by the low temperature annealing step. Therefore, if the temperature is maintained in the temperature range of 1100 to 1300 ° C. in the high-temperature annealing step, Al contained in the base steel sheet 10 moves to the vicinity of the interface between the glass coating 11 and the base steel sheet 10 and reacts with forsterite. To form a spinel.
  • spinel is formed in the vicinity of the interface with the base steel sheet 10 in the glass coating 11, and the spinel is localized in the vicinity of the interface.
  • the high temperature annealing temperature T2 is 1100-1300 ° C.
  • the holding time t2 at 1100 to 1300 ° C. is 20 to 80 hours.
  • the glass coating 11 has sufficient spinel near the interface with the base steel sheet 10. Spinel is localized near the interface. Therefore, F1 satisfies the equation (1) and F2 satisfies the equation (2).
  • the high temperature annealing temperature T2 may be kept constant and the holding time t2 may be held, or the holding time t2 may be held while annealing in the range of 1100 to 1300 ° C. If the holding time t2 in the temperature range of 1100 to 1300 ° C. is set to 20 to 80 hours, the temperature during the holding time t2 may be constant, or the temperature may be raised or lowered.
  • the purification annealing step may be carried out after the high temperature annealing step (S62) and before the insulating film forming step (S7). If a purification annealing process is carried out, the magnetism will be further improved.
  • the annealing temperature is 1000 to 1300 ° C. and the holding time is 10 hours or more in a hydrogen atmosphere.
  • an insulating film forming step (S7) is further carried out after the finish annealing step (S6).
  • an insulating coating forming step (S7) an insulating coating agent mainly composed of colloidal silica and phosphate is applied to the surface (on the glass coating 11) of the directional electromagnetic steel plate 1 after cooling in the finish annealing step (S6). After that, baking is carried out. As a result, the tension-applying insulating film 12 is formed on the glass film.
  • the tension-applying insulating film 12 formed on the surface of the steel sheet is not particularly limited as long as it is used as the tension-applying insulating film of the grain-oriented electrical steel sheet 1, and a known tension-applying insulating film can be used. It can be used.
  • a tension-imparting insulating film include a composite insulating film mainly composed of an inorganic substance and further containing an organic substance.
  • the composite insulating coating is mainly composed of at least one of an inorganic substance such as a metal chromate salt, a metal phosphate salt or colloidal silica, a Zr compound, and a Ti compound, and fine organic resin particles are dispersed. It is an insulating film.
  • a metal phosphate, Zr, Ti coupling agent, or a tension-applying insulating film using these carbonates or ammonium salts is preferable.
  • flattening annealing for shape correction may be performed. By flattening and annealing the steel sheet, iron loss can be further reduced.
  • F1 satisfies the formula (1)
  • F2 satisfies the formula (2)
  • the spinel in the glass coating 11 near the interface with the base steel sheet 10. Can be localized. As a result, the adhesion of the glass coating 11 to the base steel sheet 10 is improved.
  • the Al content of the slab used in the hot rolling step (S1) is set to 0.01% by mass or more, and decarburization annealing is performed.
  • the oxygen potential ( PH2O / PH2 ) is set to 0.1 or less, and in the low temperature annealing step (S61) and the high temperature annealing step (S62) of the finish annealing step (S6). It is important to control the annealing conditions.
  • the grain-oriented electrical steel sheet 1 according to the present embodiment may be subjected to a nitriding treatment step after the decarburization annealing step (S4) and before the annealing separator coating step (S5).
  • the nitriding treatment is performed on the steel sheet after the decarburization annealing step (S4) to manufacture the nitriding treated steel sheet. It suffices to carry out the nitriding process under well-known conditions.
  • Preferred nitriding conditions are, for example:
  • Nitriding temperature 700-850 ° C Atmosphere in a nitriding furnace (nitriding atmosphere): An atmosphere containing a gas having a nitriding ability such as hydrogen, nitrogen and ammonia.
  • the nitriding treatment temperature is 700 ° C. or higher, or the nitriding treatment temperature is less than 850 ° C., nitrogen easily penetrates into the steel sheet during the nitriding treatment. In this case, the amount of nitrogen inside the steel sheet becomes sufficient in the nitriding process. Therefore, a sufficient amount of fine AlN just before the secondary recrystallization can be obtained. As a result, secondary recrystallization is sufficiently expressed in the finish annealing step (S6).
  • the holding time at the nitriding treatment temperature in the nitriding treatment step is not particularly limited, but is, for example, 10 to 60 seconds.
  • the grain-oriented electrical steel sheet 1 according to the present embodiment may be subjected to a magnetic domain subdivision treatment step after the finish annealing step (S6) or the insulating film forming step (S7).
  • the surface of the grain-oriented electrical steel sheet 1 is irradiated with a laser beam having a magnetic domain subdivision effect, or a groove is formed on the surface.
  • the grain-oriented electrical steel sheet 1 having further excellent magnetic characteristics can be manufactured.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect 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 gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • a hot rolling process was performed on the above slab. Specifically, after heating the slab to 1350 ° C., the slab was hot-rolled to produce a hot-rolled steel sheet having a plate thickness of 2.3 mm.
  • the hot-rolled steel sheet after the hot-rolling step was subjected to a hot-rolled sheet annealing step at an annealing temperature of 900 to 1200 ° C. and a holding time of 10 to 300 seconds. Then, a cold rolling step was carried out to produce a cold-rolled steel sheet (base steel sheet) having a plate thickness of 0.19 to 0.23 mm.
  • a decarburization annealing process was carried out on the cold-rolled steel sheet.
  • the decarburization annealing temperature Ta was set to 800 to 950 ° C., and the decarburization annealing temperature Ta was maintained for 100 seconds.
  • a finish annealing step was carried out by applying an annealing separator containing magnesium oxide (MgO) as a main component and a Ti compound as necessary on the surface of the steel sheet.
  • MgO magnesium oxide
  • the surface of the grain-oriented electrical steel sheet (on the glass film) after cooling in the finish annealing step was coated with an insulating coating agent mainly composed of colloidal silica and a metal phosphate, and then baked. Through the above steps, grain-oriented electrical steel sheets with each test number were manufactured.
  • Tables 1 to 6 Detailed manufacturing conditions and manufacturing results are shown in Tables 1 to 6.
  • the "-" shown in the table indicates that the chemical composition is not controlled and manufactured in consideration of the content, and the content is not measured, and the manufacturing conditions and evaluation results are controlled. Or indicate that the evaluation has not been performed.
  • the temperature was raised by controlling the cold-rolled steel sheet in the temperature raising step of the decarburization annealing step.
  • the heat treatment furnace for the decarburization step (S42) is used without carrying out the heating step (S41) of the decarburization annealing step (without controlling the heating conditions of the cold-rolled steel sheet).
  • a cold-rolled steel sheet was put in and heated to the decarburization annealing temperature Ta.
  • the Al content of the slab was 0.01% by mass or more.
  • the Al content of the slab was less than 0.01% by mass.
  • the tension-applied insulating coating was removed from the grain-oriented electrical steel sheet by the method described above. Specifically, the grain-oriented electrical steel sheet, NaOH: 30 ⁇ 50% by weight and H 2 O: containing 50 to 70 wt%, aqueous solution of sodium hydroxide 80 ⁇ 90 ° C., and immersed for 7-10 minutes.
  • the steel sheet after immersion (a base steel sheet having a glass film from which the tension-applied insulating film had been removed) was washed with water. After washing with water, it was dried with a warm air blower for a little less than 1 minute.
  • the tension-applying insulating film was removed, and a base steel sheet having a glass film was obtained.
  • a well-known component analysis method was carried out on the base steel sheet provided with the glass coating after the tension-applied insulating coating was removed. Specifically, a drill was used to generate chips from a base steel sheet having a glass coating, and the chips were collected. The collected chips were dissolved in acid to obtain a solution. ICP-AES was performed on the solution to perform elemental analysis of the chemical composition.
  • Si in the chemical composition of the base steel sheet provided with the glass film was determined by the method (silicate quantification method) specified in JIS G1212 (1997). Specifically, when the above-mentioned chips are dissolved in an acid, silicon oxide precipitates as a precipitate. This precipitate (silicon oxide) was filtered out with a filter paper, and the mass was measured to determine the Si content.
  • the C content and S content were determined by a well-known high-frequency combustion method (combustion-infrared absorption method). Specifically, the above-mentioned solution was burned by high-frequency induction heating in an oxygen stream, and the generated carbon dioxide and sulfur dioxide were detected to determine the C content and the S content.
  • combustion-infrared absorption method combustion-infrared absorption method
  • the N content was determined using the well-known Inactive Gas Melt-Thermal Conductivity Method.
  • the O content was determined using the well-known inert gas melting-non-dispersive infrared absorption method.
  • Tables 1 to 3 show the chemical composition of the base steel sheet having the glass coating (the average chemical composition of the base steel plate and the glass coating) obtained by the above analysis method.
  • Glow discharge emission analysis was performed in the depth direction from the surface of the glass coating of the sample, and the GDS spectra of Al, Si, and Fe were measured. Specifically, using a high-frequency glow emission spectroscope (GD-ODS, manufactured by Rigaku, GDA750), an output of 30 W is applied to the glass under an argon atmosphere (Ar pressure: 3 hPa) using the sample as a cathode. The GDS spectrum of Al in the depth direction of the coating film, the GDS spectrum of Si, and the GDS spectrum of Fe were measured. The measurement area was 4 mm ⁇ , the measurement time was 100 seconds, and the measurement interval was 0.02 seconds.
  • GD-ODS high-frequency glow emission spectroscope
  • the obtained GDS spectrum was smoothed by the simple moving average method.
  • the time T Al p and F (T Al p ) were determined using the obtained GDS spectrum of Al.
  • determine the time T Si p using GDS spectra of Al, was obtained emission intensity F of Al at time T Si p (T Si p) .
  • the measurement start time was Ts.
  • the resulting time Ts, the time T Al p, the emission intensity F (T Al p), a time T Si p, and, with the emission intensity F (T Si p) was determined F1 and F2.
  • the obtained F1 value and F2 value are shown in Tables 4 to 6.
  • the time T Fe 60 and the time T Fe 90 were also determined using the obtained GDS spectrum of Fe.
  • iron loss W 17/50 (W / kg) was measured when the frequency was 50 Hz and the maximum magnetic flux density was 1.7 T in accordance with JIS C2556 (2011). The measurement results are shown in Tables 4 to 6. When the iron loss W 17/50 was less than 0.85 W / kg, it was judged to be acceptable.
  • the adhesion of the glass film was evaluated as follows according to the obtained residual rate of the glass film. VeryGood (excellent): 90% or more residual coating area ratio Good (slightly excellent): 85% or more and less than 90% residual coating area Fair (effective): 80% or more and less than 85% residual coating area NoGood ( No effect): The coating residual area ratio is less than 80%.
  • the evaluation results are shown in Tables 4 to 6. When the residual ratio of the glass film was Very Good, Good, and Fair, it was judged to be acceptable.
  • test numbers 18 to 25 and 39 to 50 have a lower F1 than test numbers 1 to 17, 26 to 38, and are within the range of 0.05 to 0.30. there were.
  • the evaluations of the glass film adhesion evaluation tests of test numbers 18 to 25 and 39 to 50 were all G or VG, which were better than the evaluation results (F) of test numbers 1 to 17, 26 to 38. It was.
  • the F1 of the test numbers 22 to 25 and 44 to 50 is in the range of 0.05 to 0.12
  • the F1 of the test numbers 18 to 21 and 39 to 43. was in the range of 0.13 to 0.30.
  • the evaluations of the glass film adhesion evaluation tests of test numbers 22 to 25 and 44 to 50 were all VG, which were better than the evaluation results (G) of test numbers 18 to 21, 39 to 43.
  • test number 53 the high-temperature annealing temperature T2 was too low in the high-temperature annealing step of the finish annealing step. Therefore, although F2 satisfies the equation (2), F1 exceeds the upper limit of the equation (1). As a result, the adhesion of the glass film to the base steel sheet was No Good, and the adhesion of the glass film to the base steel sheet was low.
  • test number 54 the high-temperature annealing temperature T2 was too high in the high-temperature annealing step of the finish annealing step. Therefore, F1 is less than the lower limit of the equation (1). As a result, the iron loss W 17/50 was 0.85 or more, and the magnetic characteristics were low.
  • test number 58 the low temperature annealing temperature T1 in the low temperature annealing step was too low. Therefore, F1 exceeded the upper limit of the equation (1), and F2 became less than the lower limit of the equation (2). As a result, the magnetic flux density B8 was less than 1.90 T, the iron loss W 17/50 was 0.85 or more, and the magnetic characteristics were low.
  • test number 60 the heating step of the decarburization annealing step was not carried out (the heating conditions of the cold-rolled steel sheet were not controlled). As a result, the iron loss W 17/50 was 0.85 or more, and the magnetic characteristics were low.
  • the oxygen potential ( PH2O / PH2 ) was more than 0.1 in the temperature raising step of the decarburization annealing step.
  • the magnetic flux density B8 was less than 1.90 T
  • the iron loss W 17/50 was 0.85 or more
  • the magnetic characteristics were low.
  • the oxygen potential ( PH2O / PH2 ) was more than 0.1 in the temperature raising step of the decarburization annealing step.
  • the magnetic flux density B8 was less than 1.90 T
  • the iron loss W 17/50 was 0.85 or more
  • the magnetic characteristics were low.
  • the oxygen potential ( PH2O / PH2 ) in the temperature raising step of the decarburization annealing step is more than 0.1
  • the low temperature annealing temperature T1 in the low temperature annealing step is too low
  • the holding in the high temperature annealing step was too short.
  • the Al content of the slab was less than 0.01% by mass
  • the Al content was less than 0.005% by mass.
  • the magnetic flux density B8 was less than 1.90 T
  • the iron loss W 17/50 was 0.85 or more
  • the magnetic characteristics were low.
  • the oxygen potential ( PH2O / PH2 ) in the temperature raising step of the decarburization annealing step was more than 0.1, the low temperature annealing temperature T1 in the low temperature annealing step was too low, and the holding in the high temperature annealing step. Time t2 was too short.
  • the Al content of the slab was less than 0.01% by mass, the average chemical composition of the base steel sheet and the glass coating of the grain-oriented electrical steel sheet was determined to be insol. The Al content was less than 0.005% by mass.
  • the magnetic flux density B8 was less than 1.90 T, the iron loss W 17/50 was 0.85 or more, and the magnetic characteristics were low.
  • test number 65 the oxygen potential ( PH2O / PH2 ) was more than 0.1 in the temperature raising step of the decarburization annealing step. As a result, the iron loss W 17/50 was 0.85 or more, and the magnetic characteristics were low.
  • the low temperature annealing temperature T1 in the low temperature annealing step was too low.
  • the magnetic flux density B8 was less than 1.90 T
  • the iron loss W 17/50 was 0.85 or more
  • the magnetic characteristics were low.

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Abstract

この方向性電磁鋼板は、母材鋼板と、グラス被膜と、張力付与絶縁被膜とを有する。グラス被膜の表面から深さ方向にグロー放電発光分析したとき、測定開始時刻Ｔｓと、Ａｌが最大発光強度となる時刻ＴＡｌ ｐと、ＴＡｌ ｐでのＡｌの発光強度Ｆ（ＴＡｌ ｐ）と、Ｓｉが最大発光強度となる時刻ＴＳｉ ｐと、ＴＳｉ ｐでのＡｌの発光強度Ｆ（ＴＳｉ ｐ）とが、０．０５≦Ｆ（ＴＳｉ ｐ）／Ｆ（ＴＡｌ ｐ）≦０．５０、及び、２．０≦（ＴＡｌ ｐ－Ｔｓ）／（ＴＳｉ ｐ－Ｔｓ）≦５．０を満たす。

Description

方向性電磁鋼板
　本発明は、方向性電磁鋼板に関する。
　本願は、２０１９年９月１９日に、日本に出願された特願２０１９－１７０８８１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、質量％で、Ｓｉを０．５～７％程度含有し、結晶方位を｛１１０｝＜００１＞方位（ゴス方位）に集積させた鋼板である。方向性電磁鋼板は、軟質磁性材料として、トランスやその他の電気機器の鉄心材料に利用されている。
　通常、方向性電磁鋼板は、母材鋼板と、グラス被膜と、張力付与絶縁被膜とを備える。グラス被膜は、母材鋼板上に形成される。張力付与絶縁被膜は、グラス被膜上に形成される。張力付与絶縁被膜及びグラス被膜を備えることにより、鋼板間の絶縁性を高めて、磁気効率を高めている。
　グラス被膜は、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）を主体とする酸化物であり、張力付与や絶縁性に寄与する。グラス被膜はさらに、張力付与絶縁被膜の母材鋼板への密着性を高めるという役割も有する。したがって、グラス被膜の母材鋼板に対する密着性を高めることが要求されている。
　グラス被膜の母材鋼板への密着性を高める技術が、日本国特開２０１２－２１４９０２号公報（特許文献１）、日本国特開２０１８－５３３４６号公報（特許文献２）、日本国特開平１１－６１３５６号公報（特許文献３）に記載されている。
　特許文献１に開示された方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｓｉ：１．８～７％を含有し、表面にフォルステライトを主成分とする一次被膜を有する方向性電磁鋼板において、一次被膜中にＣｅ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｃ、Ｙの内の１種又は２種以上を目付量で片面あたり０．００１～１０００ｍｇ／ｍ２含有することを特徴とする。
　特許文献２に開示された方向性電磁鋼板は、絶縁被膜と母鋼板の間に形成されたグラス被膜の断面でのボイド面積率が２０％以下であることを特徴とする。
　特許文献３に開示された方向性電磁鋼板は、酸化被膜表面から行うグロー放電発光分析によって得られるＳｉのピーク強度がＡｌのピーク強度の１／２以上であるとともに、酸化被膜表面からＳｉのピーク位置までの深さが酸化被膜表面からＡｌのピーク位置までの深さの１／１０以内であることを特徴とする。
日本国特開２０１２－２１４９０２号公報 日本国特開２０１８－５３３４６号公報 日本国特開平１１－６１３５６号公報
　上述の特許文献１～３においても、グラス被膜の密着性は高まる。しかしながら、他の構成により、グラス被膜の密着性を高めてもよい。
　本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明では、グラス被膜の密着性に優れる方向性電磁鋼板を提供することを課題とする。
　本発明の要旨は以下のとおりである。
　（１）本発明の一態様にかかる方向性電磁鋼板は、
　母材鋼板と、
　前記母材鋼板上に配されたグラス被膜と、
　前記グラス被膜上に配された張力付与絶縁被膜と、を備え、
　前記母材鋼板及び前記グラス被膜の平均化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０１０％以下、
　Ｓｉ：２．５～４．０％、
　Ｍｎ：０．０１～１．００％、
　Ｎ：０．０１０％以下、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％以下、
　ｉｎｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．０３０％、
　Ｍｇ：０．０５～０．２０％、
　Ｏ：０．０５～０．４０％、
　Ｔｉ：０～０．０２０％、
　Ｓ：０．０１０％以下、
　Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｓｎ：０～０．５０％、
　Ｃｒ：０～０．５０％、
　Ｃｕ：０～０．５０％、
　Ｂｉ：０～０．０１００％、
　Ｓｅ：０～０．０２０％、
　Ｓｂ：０～０．５０％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、
　前記グラス被膜の表面から深さ方向にグロー放電発光分析を実施して求めたＡｌ及びＳｉのグロー発光分光スペクトルに関して、
　前記グラス被膜の表面を測定開始時刻Ｔｓとし、
　Ａｌが最大発光強度となる時刻をＴＡｌ ｐと定義し、
　前記ＴＡｌ ｐでのＡｌの発光強度をＦ（ＴＡｌ ｐ）と定義し、
　Ｓｉが最大発光強度となる時刻をＴＳｉ ｐと定義し、
　前記ＴＳｉ ｐでのＡｌの発光強度をＦ（ＴＳｉ ｐ）と定義したとき、
　前記Ｔｓと、前記ＴＡｌ ｐと、前記Ｆ（ＴＡｌ ｐ）と、前記ＴＳｉ ｐと、前記Ｆ（ＴＳｉ ｐ）とが、
　　０．０５≦Ｆ（ＴＳｉ ｐ）／Ｆ（ＴＡｌ ｐ）≦０．５０、及び、
　　２．０≦（ＴＡｌ ｐ－Ｔｓ）／（ＴＳｉ ｐ－Ｔｓ）≦５．０
を満たす。
　（２）上記（１）に記載の方向性電磁鋼板では、前記母材鋼板の板厚が、０．１７ｍｍ以上０．２２ｍｍ未満であってもよい。
　（３）上記（１）または（２）に記載の方向性電磁鋼板では、
　前記平均化学組成として、質量％で、
　Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
　Ｓｎ：０．０１～０．５０％、
　Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
　Ｂｉ：０．００１０～０．０１００％、
　Ｓｅ：０．００１～０．０２０％、及び、
　Ｓｂ：０．０１～０．５０％、
　からなる群から選択される少なくとも１元素を含有してもよい。
　（４）上記（１）～（３）の何れか１つに記載の方向性電磁鋼板では、
　前記グラス被膜の表面から深さ方向にグロー放電発光分析を実施して求めたＡｌ及びＦｅのグロー発光分光スペクトルに関して、
　Ａｌが最大発光強度となる時刻をＴＡｌ ｐと定義し、
　Ｆｅ発光強度がＦｅ発光強度の飽和値に対して６０％となる時刻をＴＦｅ ６０と定義し、
　Ｆｅ発光強度がＦｅ発光強度の飽和値に対して９０％となる時刻をＴＦｅ ９０と定義したとき、
　前記ＴＡｌ ｐと、前記ＴＦｅ ６０と、前記ＴＦｅ ９０とが、
　　ＴＦｅ ６０≦ＴＡｌ ｐ≦ＴＦｅ ９０
　を満たしてもよい。
　本発明の上記態様によれば、グラス被膜の密着性に優れる方向性電磁鋼板を提供できる。
本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板を示す斜視図である。 本実施形態に係る方向性電磁鋼板の変形例を示す斜視図である。 グロー放電発光分析によって求めたＡｌ及びＳｉのグロー発光分光スペクトルを示す図である。 本実施形態に係る方向性電磁鋼板から張力付与絶縁被膜を除去した状態を示す斜視図である。 本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造工程の一例を示すフロー図である。
　以下に、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。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、特に指定しない限り「質量％」を意味する。
　本発明者らはまず、母材鋼板の化学組成（母材鋼板及びグラス被膜の平均化学組成）として、質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：２．５～４．０％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｎ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％以下、ｉｎｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．０３０％、Ｍｇ：０．０５～０．２０％、Ｏ：０．０５～０．４０％、Ｔｉ：０～０．０２０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓｎ：０～０．５０％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｂｉ：０～０．０１００％、Ｓｅ：０～０．０２０％、Ｓｂ：０～０．５０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる方向性電磁鋼板を対象とした。この方向性電磁鋼板に関して、グラス被膜の密着性を高めることを目的として検討を行った。
　上述のとおり、従前の研究においても、方向性電磁鋼板におけるグラス被膜の密着性は課題となっている。グラス被膜の密着性を高めるために、従来の研究では、例えば、次のアプローチを行っている。
　（Ａ）焼鈍分離剤を調整することにより、グラス被膜の密着性を高める。
　（Ｂ）仕上げ焼鈍前の母材鋼板の表層に形成されるＳｉＯ２の形態を制御することにより、グラス被膜の密着性を高める。具体的には、脱炭焼鈍工程を工夫することによりＳｉＯ２の形態を制御して、グラス被膜の密着性を高める。
　しかしながら、本発明者らは、従来とは全く異なるアプローチによりグラス被膜の密着性を高めることを検討した。検討の結果、グラス被膜にて、母材鋼板との界面近傍にスピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）を局在化させれば、グラス被膜の密着性が高まることを見出した。スピネルの界面近傍での局在化によりグラス被膜の密着性が高まるという知見は、本発明者らが初めて見出したものである。
　グラス被膜における、スピネルの界面への局在化は、グロー放電発光分析を利用して、次の方法で特定することができる。具体的には、張力付与絶縁被膜を除去した後、グラス被膜の表面から深さ方向にグロー放電発光分析を実施して、Ａｌの発光強度及びＳｉの発光強度を示すグロー発光分光スペクトル（ＡｌのＧＤＳスペクトル、ＳｉのＧＤＳスペクトル）を求める。グラス被膜の表面を測定開始時刻Ｔｓとし、ＡｌのＧＤＳスペクトルにてＡｌが最大発光強度となる時刻をＴＡｌ ｐと定義し、時刻ＴＡｌ ｐでのＡｌの発光強度をＦ（ＴＡｌ ｐ）と定義し、ＳｉのＧＤＳスペクトルにてＳｉが最大発光強度となる時刻をＴＳｉ ｐと定義し、時刻ＴＳｉ ｐでのＡｌの発光強度をＦ（ＴＳｉ ｐ）と定義する（つまり、Ｓｉの発光強度のピーク位置におけるＡｌの発光強度をＦ（ＴＳｉ ｐ）と定義する）。このとき、次の式（１）及び式（２）を満たせば、グラス被膜中でスピネルが母材鋼板との界面近傍に十分局在化していると判断できる。
　０．０５≦Ｆ（ＴＳｉ ｐ）／Ｆ（ＴＡｌ ｐ）≦０．５０　・・・（式１）
　２．０≦（ＴＡｌ ｐ－Ｔｓ）／（ＴＳｉ ｐ－Ｔｓ）≦５．０　・・・（式２）
　方向性電磁鋼板に関して、スピネルを上記界面近傍に局在化させた場合、つまり、式（１）及び式（２）を満たした場合、グラス被膜の密着性が高まる理由は現時点では定かではない。ただ、次の理由が考えられる。母材鋼板の表面には微細な凹凸が形成されている。グラス被膜のうち、母材鋼板との界面近傍にスピネルが存在する場合、スピネルが母材鋼板の表面の凹部に嵌入している。そのため、スピネルがアンカー効果を発揮して、グラス被膜の母材鋼板に対する密着性を高めると考えられる。このメカニズムと異なるメカニズムにより、グラス被膜の母材鋼板に対する密着性が高まっている可能性もある。ただ、式（１）及び式（２）を満たせばグラス被膜の母材鋼板に対する密着性が高まることが、後述の実施例でも例証される。
　以上の知見により完成した本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、次の構成を有する。
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、
　母材鋼板と、
　母材鋼板上に配されたグラス被膜と、
　グラス被膜上に配された張力付与絶縁被膜と、を備え、
　母材鋼板及びグラス被膜の平均化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０１０％以下、
　Ｓｉ：２．５～４．０％、
　Ｍｎ：０．０１～１．００％、
　Ｎ：０．０１０％以下、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％以下、
　ｉｎｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．０３０％、
　Ｍｇ：０．０５～０．２０％、
　Ｏ：０．０５～０．４０％、
　Ｔｉ：０～０．０２０％、
　Ｓ：０．０１０％以下、
　Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｓｎ：０～０．５０％、
　Ｃｒ：０～０．５０％、
　Ｃｕ：０～０．５０％、
　Ｂｉ：０～０．０１００％、
　Ｓｅ：０～０．０２０％、
　Ｓｂ：０～０．５０％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、
　上記グラス被膜の表面から深さ方向にグロー放電発光分析を実施して求めたＡｌ及びＳｉのグロー発光分光スペクトルに関して、
　グラス被膜の表面を測定開始時刻Ｔｓとし、
　Ａｌが最大発光強度となる時刻をＴＡｌ ｐと定義し、
　ＴＡｌ ｐでのＡｌの発光強度をＦ（ＴＡｌ ｐ）と定義し、
　Ｓｉが最大発光強度となる時刻をＴＳｉ ｐと定義し、
　ＴＳｉ ｐでのＡｌの発光強度をＦ（ＴＳｉ ｐ）と定義したとき、
　上記Ｔｓと、上記ＴＡｌ ｐと、上記Ｆ（ＴＡｌ ｐ）と、上記ＴＳｉ ｐと、上記Ｆ（ＴＳｉ ｐ）とが、
　　０．０５≦Ｆ（ＴＳｉ ｐ）／Ｆ（ＴＡｌ ｐ）≦０．５０、及び、
　　２．０≦（ＴＡｌ ｐ－Ｔｓ）／（ＴＳｉ ｐ－Ｔｓ）≦５．０
を満たす。
　上記の方向性電磁鋼板では、グラス被膜中でグラス被膜と母材鋼板との界面近傍にスピネルが十分に局在化している。そのため、グラス被膜の密着性が高まる。
　また、上記の方向性電磁鋼板では、母材鋼板の板厚が、０．１７ｍｍ以上０．２２ｍｍ未満であってもよい。
　また、上記の方向性電磁鋼板では、上記の平均化学組成として、質量％で、
　Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
　Ｓｎ：０．０１～０．５０％、
　Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
　Ｂｉ：０．００１０～０．０１００％、
　Ｓｅ：０．００１～０．０２０％、及び、
　Ｓｂ：０．０１～０．５０％、
　からなる群から選択される少なくとも１元素を含有してもよい。
　また、上記の方向性電磁鋼板では、
　上記グラス被膜の表面から深さ方向にグロー放電発光分析を実施して求めたＡｌ及びＦｅのグロー発光分光スペクトルに関して、
　Ａｌが最大発光強度となる時刻をＴＡｌ ｐと定義し、
　Ｆｅ発光強度がＦｅ発光強度の飽和値に対して６０％となる時刻をＴＦｅ ６０と定義し、
　Ｆｅ発光強度がＦｅ発光強度の飽和値に対して９０％となる時刻をＴＦｅ ９０と定義したとき、
　上記ＴＡｌ ｐと、上記ＴＦｅ ６０と、上記ＴＦｅ ９０とが、
　　ＴＦｅ ６０≦ＴＡｌ ｐ≦ＴＦｅ ９０
　を満たしてもよい。
　以下、本実施形態に係る方向性電磁鋼板について、詳細を説明する。
　［方向性電磁鋼板の構成について］
　図１は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板を示す斜視図である。図１に示すように、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１は、母材鋼板１０と、グラス被膜１１と、張力付与絶縁被膜１２とを備える。グラス被膜１１は、母材鋼板１０上に配されている。図１では、グラス被膜１１は、母材鋼板１０の表面に直接接触して、母材鋼板１０の表面上に配されている。張力付与絶縁被膜１２は、グラス被膜１１上に配されている。図１では、張力付与絶縁被膜１２は、グラス被膜１１の表面に直接接触して、グラス被膜１１の表面上に配されている。
　図１では、グラス被膜１１及び張力付与絶縁被膜１２は、母材鋼板１０の一方の表面のみに形成されている。しかしながら、図２に示すとおり、グラス被膜１１及び張力付与絶縁被膜１２は、母材鋼板１０の一対の表面上に形成されていてもよい。
　［母材鋼板１０及びグラス被膜１１の平均化学組成について］
　張力付与絶縁被膜１２を除去した後の、グラス被膜１１を備えた母材鋼板１０の化学組成（母材鋼板１０及びグラス被膜１１の平均化学組成）は、周知の成分分析法により求めることができる。成分分析法は、例えば、次のとおりである。
　始めに、方向性電磁鋼板１から、張力付与絶縁被膜１２を除去する。具体的には、方向性電磁鋼板１を、ＮａＯＨ：３０～５０質量％及びＨ２Ｏ：５０～７０質量％を含有し、８０～９０℃の水酸化ナトリウム水溶液に、７～１０分間浸漬する。浸漬後の鋼板（張力付与絶縁被膜１２が除去された、グラス被膜１１を備える母材鋼板１０）を水洗する。水洗後、温風のブロアーで１分間弱、乾燥させる。以上の処理により、張力付与絶縁被膜１２が除去され、グラス被膜１１を備えた母材鋼板１０が得られる。
　張力付与絶縁被膜１２を除去した後の、グラス被膜１１を備えた母材鋼板１０に対して、周知の成分分析法を実施する。具体的には、ドリルを用いて、グラス被膜１１を備えた母材鋼板１０から切粉を生成し、その切粉を採取する。採取された切粉を酸に溶解させて溶液を得る。溶液に対して、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ　Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を実施して、化学組成の元素分析を実施する。
　グラス被膜１１を備えた母材鋼板１０の化学組成中のＳｉについては、ＪＩＳ　Ｇ１２１２（１９９７）に規定の方法（けい素定量方法）により求める。具体的には、上述の切粉を酸に溶解させると、酸化ケイ素が沈殿物として析出する。この沈殿物（酸化ケイ素）をろ紙で濾し取り、質量を測定して、Ｓｉ含有量を求める。
　Ｃ含有量及びＳ含有量については、周知の高周波燃焼法（燃焼－赤外線吸収法）により求める。具体的には、上述の溶液を酸素気流中で高周波誘導加熱により燃焼して、発生した二酸化炭素、二酸化硫黄を検出し、Ｃ含有量及びＳ含有量を求める。
　Ｎ含有量については、周知の不活性ガス溶融－熱伝導度法を用いて求める。Ｏ含有量については、周知の不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて求める。
　以上の分析法により、グラス被膜１１を備えた母材鋼板１０の化学組成（母材鋼板１０及びグラス被膜１１の平均化学組成）を求めることができる。
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、上記の平均化学組成として、基本元素を含み、必要に応じて選択元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる。以下、元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　Ｃ：０．０１０％以下
　炭素（Ｃ）は、選択元素である。Ｃは、磁束密度を改善するため、スラブに必須の元素である。しかしながら、Ｃは方向性電磁鋼板の製造工程にて鋼板から抜けていく。上記の平均化学組成としてＣが０．０１０％を超えて残存すれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｃはセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）を形成して、方向性電磁鋼板の鉄損を劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．０１０％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．００６％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｃ含有量は０％であってもよい。しかしながら、Ｃ含有量の過度の低減は、製造コストを引き上げる。したがって、Ｃ含有量の好ましい下限は、０％超であり、さらに好ましくは０．００１％である。
　Ｓｉ：２．５～４．０％
　シリコン（Ｓｉ）は、基本元素である。Ｓｉは、鋼材の電気抵抗（比抵抗）を高めて方向性電磁鋼板の鉄損を低減する。Ｓｉ含有量が２．５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、仕上げ焼鈍工程にて鋼が相変態して、二次再結晶が十分に進行しない。その結果、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が４．０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼板が脆化して、製造工程における通板性が顕著に低下する。したがって、Ｓｉ含有量は２．５～４．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は２．８％であり、さらに好ましくは３．０％であり、さらに好ましくは３．２％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は３．７％であり、さらに好ましくは３．６％であり、さらに好ましくは３．５％である。
　Ｍｎ：０．０１～１．００％
　マンガン（Ｍｎ）は、基本元素である。Ｍｎは、方向性電磁鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減する。Ｍｎはさらに、熱間加工性を高めて、熱間圧延における割れの発生を抑制する。Ｍｎはさらに、Ｓ及び／又はＳｅと結合して微細なＭｎＳ及び／又は微細ＭｎＳｅを形成する。微細ＭｎＳ及び微細ＭｎＳｅは、インヒビターとして活用される微細ＡｌＮの析出核となる。そのため、微細ＭｎＳ及び微細ＭｎＳｅの析出量が多ければ、十分な量の微細ＡｌＮが得られる。Ｍｎ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、十分な量の微細ＭｎＳ及び微細ＭｎＳｅが析出しない。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、方向性電磁鋼板の磁束密度が低下し、鉄損も劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０１～１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．７０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　Ｎ：０．０１０％以下
　窒素（Ｎ）は、選択元素である。Ｎは、方向性電磁鋼板の製造工程中に、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、インヒビターとして機能する。したがって、Ｎは、方向性電磁鋼板の素材であるスラブには必須の元素である。しかしながら、Ｎは、方向性電磁鋼板の製造工程にて、鋼板から抜けていく。上記の平均化学組成としてＮ含有量が０．０１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼板にブリスタ（空孔）が多数生成しやすくなる。ブリスタは、被膜欠陥の原因となり、方向性電磁鋼板の絶縁性を低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００４％である。Ｎ含有量は０％であってもよい。しかしながら、Ｎ含有量の過剰な低減は困難な場合がある。したがって、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％以下
　酸可溶性アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）は、選択元素である。ｓｏｌ．Ａｌは、方向性電磁鋼板の製造工程中に、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、インヒビターとして機能する。しかしながら、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ａｌ系介在物が鋼板中に残存する。この場合、方向性電磁鋼板の鉄損が劣化する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１０％以下である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０％であってもよい。しかしながら、Ａｌ含有量の過剰な低減は困難な場合もある。したがって、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。なお、本実施形態では、ｓｏｌ．Ａｌは酸可溶Ａｌを意味する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、酸可溶Ａｌの含有量である。
　ｉｎｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．０３０％
　酸不可溶性アルミニウム（ｉｎｓｏｌ．Ａｌ）は、基本元素である。ｉｎｓｏｌ．Ａｌは、主として、後述の仕上げ焼鈍工程にて形成されるスピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）に由来する。ｉｎｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、グラス被膜１１に十分なスピネルが存在しないため、グラス被膜１１の密着性が低い。一方、ｉｎｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、スピネルが過剰に生成してしまう。この場合、スピネルはグラス被膜１１と母材鋼板１０との界面だけでなく、グラス被膜１１内部にも過剰に存在してしまう。グラス被膜１１の内部にスピネルが過剰に存在すれば、グラス被膜１１のひび割れ（クラック）の発生源となり、グラス被膜１１の密着性が低下する。したがって、ｉｎｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５～０．０３０％である。ｉｎｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００６％であり、さらに好ましくは０．００７％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。ｉｎｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０２７％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
　なお、ｓｏｌ．Ａｌ及びｉｎｓｏｌ．Ａｌの含有量は、以下の方法にて求めればよい。ｓｏｌ．ＡｌについてはＪＩＳ　Ｇ１２５７－１０－２：２０１３(アルミニウム定量方法－酸可溶性アルミニウム定量方法)に記載の酸可溶性アルミニウムの定量方法に準ずる。また、ＪＩＳ　Ｇ１２５７－１０－１：２０１３（アルミニウム定量方法－酸分解フレーム法）に記載の全アルミニウム定量方法に準じて得られた全アルミニウム含有量から、上記のｓｏｌ．Ａｌ含有量を差し引いた値をｉｎｓｏｌ．Ａｌ含有量と定義する。
　Ｍｇ：０．０５～０．２０％
　マグネシウム（Ｍｇ）は、グラス被膜の構成元素（基本元素）である。そのため、Ｍｇ含有量は、０．０５～０．２０％であればよい。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　Ｏ：０．０５～０．４０％
　酸素（Ｏ）は、グラス被膜の構成元素（基本元素）である。そのため、Ｏ含有量は、０．０５～０．４０％であればよい。Ｏ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｏ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
　Ｔｉ：０～０．０２０％
　チタン（Ｔｉ）は、選択元素である。Ｔｉは、グラス被膜の生成を促進させ、被膜密着性を好ましく確保する。そのため、Ｔｉ含有量は、０～０．０２０％であればよい。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量は０％であってもよいが、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｓ：０．０１０％以下
　硫黄（Ｓ）は、選択元素である。Ｓは、製造工程中に、Ｍｎと結合して、インヒビターである微細ＭｎＳを形成する。そのため、Ｓはスラブに必須の元素である。しかしながら、Ｓは方向性電磁鋼板の製造工程にて鋼板から抜けていく。上記の平均化学組成としてＳ含有量が０．０１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、母材鋼板１０中にＭｎＳが残存するため、鉄損が劣化する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００４％である。Ｓ含有量は０％であってもよい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は困難な場合がある。したがって、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
　Ｐ：０．０３０％以下
　燐（Ｐ）は、選択元素である。Ｐは、圧延時における鋼板の加工性を低下する。Ｐ含有量が０．０３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼板の加工性が顕著に低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｐ含有量は０％であってもよい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は困難な場合がある。したがって、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％である。なお、Ｐは集合組織を改善し、鋼板の磁気特性を改善する。この効果を有効に発揮するためのＰ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、上記の平均化学組成として、不純物を含有する。ここで、不純物とは、方向性電磁鋼板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混入される元素、又は製造環境などから混入される元素、又は純化焼鈍にて完全に純化されずに鋼中に残存する元素等であって、本実施形態に係る方向性電磁鋼板に悪影響を与えない範囲で許容される元素を意味する。
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、上記の平均化学組成として、残部であるＦｅの一部に代えて、Ｃｒ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｓｂ、からなる群から選択される少なくとも１元素を含有してもよい。
　Ｃｒ：０～０．５０％
　クロム（Ｃｒ）は、選択元素である。つまり、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。Ｃｒが含有される場合、ＣｒはＳｎ及びＣｕと同様に、グラス被膜１１の母材鋼板１０への密着性を高める。Ｃｒはさらに、二次再結晶にて、ゴス方位結晶粒の集積度を高める。Ｃｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｃｒ酸化物が生成して、方向性電磁鋼板１の磁気特性を低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０～０．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
　Ｓｎ：０～０．５０％
　スズ（Ｓｎ）は、選択元素である。つまり、Ｓｎ含有量は０％であってもよい。Ｓｎが含有される場合、ＳｎはＣｒ及びＣｕと同様に、グラス被膜１１の母材鋼板１０への密着性を高める。Ｓｎが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、方向性電磁鋼板１の製造工程中に、二次再結晶が不安定となり、その結果、方向性電磁鋼板１の磁気特性が劣化する。したがって、Ｓｎ含有量は０～０．５０％である。Ｓｎ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
　Ｃｕ：０～０．５０％
　銅（Ｃｕ）は、選択元素である。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。Ｃｕが含有される場合、ＣｕはＣｒ及びＳｎと同様に、グラス被膜１１の母材鋼板１０への密着性を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、方向性電磁鋼板１の製造工程中における熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　Ｂｉ：０～０．０１００％
　Ｂｉ（ビスマス）は、選択元素である。つまり、Ｂｉ含有量は０％であってもよい。Ｂｉが含有される場合、ＢｉはＳｅ及びＳｂと同様にインヒビターとして機能して、方向性電磁鋼板１の製造時に二次再結晶を安定化する。その結果、方向性電磁鋼板１の磁気特性が高まる。Ｂｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂｉ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、グラス被膜１１の母材鋼板１０に対する密着性が低下する。そのため、Ｂｉの含有量は、０～０．０１００％である。Ｂｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｂｉ含有量の好ましい上限は０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
　Ｓｅ：０～０．０２０％
　セレン（Ｓｅ）は、選択元素である。つまり、Ｓｅ含有量は０％であってもよい。Ｓｅが含有される場合、ＳｅはＢｉ及びＳｂと同様にインヒビターとして機能して、方向性電磁鋼板１の製造時に二次再結晶を安定化する。その結果、方向性電磁鋼板１の磁気特性が高まる。Ｓｅが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｓｅ含有量が０．０２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、グラス被膜１１の母材鋼板１０に対する密着性が低下する。したがって、Ｓｅ含有量は０～０．０２０％である。Ｓｅ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｓｅ含有量の好ましい上限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００８％である。
　Ｓｂ：０～０．５０％
　アンチモン（Ｓｂ）は、選択元素である。つまり、Ｓｂ含有量は０％であってもよい。Ｓｂが含有される場合、ＳｂはＢｉ及びＳｅと同様にインヒビターとして機能して、方向性電磁鋼板１の製造時に二次再結晶を安定化する。その結果、方向性電磁鋼板１の磁気特性が高まる。Ｓｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｓｂ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、グラス被膜１１の母材鋼板１０に対する密着性が低下する。したがって、Ｓｂ含有量は０～０．５０％である。Ｓｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｓｂ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　また、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１では、上記の平均化学組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｓｎ：０．０１～０．５０％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｂｉ：０．００１０～０．０１００％、Ｓｅ：０．００１～０．０２０％、及びＳｂ：０．０１～０．５０％、からなる群から選択される少なくとも１元素を含有することが好ましい。
　また、上記のように、Ｃｒ、Ｓｎ、及びＣｕは、グラス被膜１１の密着性を好ましく高める。そのため、上記の平均化学組成として、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｓｎ：０．０１～０．５０％、及びＣｕ：０．０１～０．５０％の少なくとも１元素を含有してもよい。また、上記のように、Ｂｉ、Ｓｅ、及びＳｂは、方向性電磁鋼板１の磁気特性を好ましく高める。そのため、上記の平均化学組成として、Ｂｉ：０．００１０～０．０１００％、Ｓｅ：０．００１～０．０２０％、及びＳｂ：０．０１～０．５０％の少なくとも１元素を含有してもよい。
　［グラス被膜１１について］
　グラス被膜１１は、母材鋼板１０上に形成されている。グラス被膜１１は、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）を主体とする。本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、グラス被膜１１の存在を確認するために、上記の方法にて張力付与絶縁被膜１２を除去した表面に対してＸ線回折を行い、得られたＸ線回折スペクトルをＰＤＦ（Ｐｏｗｄｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｆｉｌｅ）と照合すればよい。例えば、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）の同定には、ＪＣＰＤＳ番号：３４－１８９を用いればよい。本実施形態では、上記Ｘ線回折スペクトルの主な構成がフォルステライトである場合に、方向性電磁鋼板１がグラス被膜１１を有すると判断する。
　例えば、グラス被膜１１中のフォルステライトの含有量は、質量％で６０．０％以上であればよい。
　グラス被膜１１の厚さは、特に限定されない。グラス被膜１１の厚さの好ましい下限は１．０μｍであり、さらに好ましくは２．０μｍである。グラス被膜１１の厚さの好ましい上限は５．０μｍであり、さらに好ましくは４．０μｍである。
　［張力付与絶縁被膜１２について］
　張力付与絶縁被膜１２は、グラス被膜１１上に形成されている。張力付与絶縁被膜１２は、複数の方向性電磁鋼板１を積層して使用する場合に、互いに積層された方向性電磁鋼板１同士の絶縁を担保するために、方向性電磁鋼板１の最上層に形成される。
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、張力付与絶縁被膜１２の存在を確認するために、方向性電磁鋼板１の最上層に対してＳＥＭ－ＥＤＳ定量分析を行い、化学組成を確認すればよい。例えば、ＳＥＭ－ＥＤＳの定量分析結果が、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、Ｓｉ含有量が２０原子％未満、Ｏ含有量が５０原子％以上、Ｍｇ含有量が１０原子％以下である場合に、方向性電磁鋼板１が張力付与絶縁被膜１２を有すると判断する。
　例えば、張力付与絶縁被膜１２は、クロム酸金属塩、リン酸金属塩、コロイダルシリカ、ポリテトラフルオロエチレン、Ｚｒ化合物、Ｔｉ化合物等の無機物の少なくとも１種以上を含有する絶縁コーティング剤を塗布した後、焼き付けて形成される。絶縁コーティング剤は、リン酸化合物を主体とすればよい。例えば、絶縁コーティング剤は、リン酸化合物の割合が質量％で８０％以上であればよい。
　張力付与絶縁被膜１２形成用の絶縁コーティング剤は、リン酸化合物とともに、コロイダルシリカ、ポリテトラフルオロエチレンからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。リン酸化合物はたとえば、リン酸ナトリウム、リン酸アルミニウム、リン酸マグネシウム等である。
　張力付与絶縁被膜１２の厚さは、特に限定されない。張力付与絶縁被膜１２の厚さの好ましい下限は０．１μｍであり、さらに好ましくは０．５μｍである。張力付与絶縁被膜１２の厚さの好ましい上限は１０．０μｍであり、さらに好ましくは５．０μｍである。
　［グラス被膜１１中でのスピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）の局在化度合いについて］
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板１では、グラス被膜１１内で母材鋼板１０との界面近傍にスピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）が局在化している。具体的には、張力付与絶縁被膜１２を除去した後、グラス被膜１１の表面から深さ方向にグロー放電発光分析を実施して、Ａｌの発光強度及びＳｉの発光強度を示すグロー発光分光スペクトル（ＡｌのＧＤＳスペクトル、ＳｉのＧＤＳスペクトル）を求める。グラス被膜の表面を測定開始時刻Ｔｓとし、ＡｌのＧＤＳスペクトルにてＡｌが最大発光強度となる時刻をＴＡｌ ｐと定義し、時刻ＴＡｌ ｐでのＡｌの発光強度（つまり、Ａｌの最大発光強度）をＦ（ＴＡｌ ｐ）と定義し、ＳｉのＧＤＳスペクトルにてＳｉが最大発光強度となる時刻をＴＳｉ ｐと定義し、時刻ＴＳｉ ｐでのＡｌの発光強度（つまり、Ｓｉの最大発光強度の深さ位置でのＡｌの発光強度）をＦ（ＴＳｉ ｐ）と定義する。このとき、Ｔｓと、ＴＡｌ ｐと、Ｆ（ＴＡｌ ｐ）と、ＴＳｉ ｐと、Ｆ（ＴＳｉ ｐ）とが、式（１）及び式（２）を満たす。
　０．０５≦Ｆ（ＴＳｉ ｐ）／Ｆ（ＴＡｌ ｐ）≦０．５０　・・・（式１）
　２．０≦（ＴＡｌ ｐ－Ｔｓ）／（ＴＳｉ ｐ－Ｔｓ）≦５．０　・・・（式２）
　以下、式（１）及び式（２）について説明する。
　［式（１）について］
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板１では、スピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）がグラス被膜１１内でグラス被膜１１の厚さ方向に分布し、スピネルの分布がグラス被膜１１内の母材鋼板１０との界面近傍でピークを示す。すなわち、ＡｌのＧＤＳスペクトルは、グラス被膜１１内で母材鋼板１０との界面近傍にピークを有する。本実施形態に係る方向性電磁鋼板１では、グラス被膜１１と母材鋼板１０との界面近傍でＡｌのＧＤＳスペクトルのピークがシャープであるほど、スピネルがグラス被膜１１と母材鋼板１０との界面に局在していることになる。
　図３は、グラス被膜１１の表面を測定開始時刻Ｔｓとし、横軸を測定時刻（単位：秒）、縦軸を発光強度（ＧＤＳ強度）（単位：ａｒｂｉｔｒａｒｙ　ｕｎｉｔ）とした、Ａｌ及びＳｉのグロー発光分光スペクトル（ＡｌのＧＤＳスペクトル、及び、ＳｉのＧＤＳスペクトル）を示す図である。図３に示している、時刻Ｔｓ、時刻ＴＡｌ ｐ、発光強度Ｆ（ＴＡｌ ｐ）、時刻ＴＳｉ ｐ、発光強度Ｆ（ＴＳｉ ｐ）を、次の通り定義する。
　測定開始時刻Ｔｓ：
　グロー発光分光スペクトルでは、グラス被膜１１の表面を測定開始時刻Ｔｓと定義する。
　時刻ＴＡｌ ｐ：
　方向性電磁鋼板１の張力付与絶縁被膜１２を除去した後、グラス被膜１１の表面から深さ方向にグロー放電発光分析を実施し、グラス被膜１１の表面を測定開始時刻Ｔｓとして、測定時刻とＡｌの発光強度との関係を示すＡｌのグロー発光分光スペクトル（ＡｌのＧＤＳスペクトル）を求める。ここで、測定時刻は、グラス被膜１１の表面からの深さに対応する。得られたＡｌのＧＤＳスペクトルに対して、発光強度の最大値と、その最大値の時刻とを特定する。特定された時刻を時刻ＴＡｌ ｐと定義する。つまり、時刻ＴＡｌ ｐは、Ａｌ濃度（ＡｌのＧＤＳ強度）がピークとなる深さ位置（グラス被膜１１の表面からの深さ位置）に相当する。
　発光強度Ｆ（ＴＡｌ ｐ）：
　上記したＡｌのグロー発光分光スペクトル（ＡｌのＧＤＳスペクトル）で、Ａｌの発光強度の最大値、すなわち、時刻ＴＡｌ ｐにおけるＡｌの最大発光強度を、Ｆ（ＴＡｌ ｐ）と定義する。
　時刻ＴＳｉ ｐ：
　方向性電磁鋼板１の張力付与絶縁被膜１２を除去した後、グラス被膜１１の表面から深さ方向にグロー放電発光分析を実施し、グラス被膜１１の表面を測定開始時刻Ｔｓとして、測定時刻とＳｉの発光強度との関係を示すＳｉのグロー発光分光スペクトル（ＳｉのＧＤＳスペクトル）を求める。上述のとおり、測定時刻は、グラス被膜１１の表面からの深さに対応する。得られたＳｉのＧＤＳスペクトルに対して、発光強度の最大値と、その最大値の時刻とを特定する。特定された時刻を時刻ＴＳｉ ｐと定義する。つまり、時刻ＴＳｉ ｐは、Ｓｉ濃度（ＳｉのＧＤＳ強度）がピークとなる深さ位置（グラス被膜１１の表面からの深さ位置）に相当する。
　発光強度Ｆ（ＴＳｉ ｐ）：
　上記したＡｌのグロー発光分光スペクトル（ＡｌのＧＤＳスペクトル）で、時刻ＴＳｉ ｐに対応するＡｌの発光強度をＦ（ＴＳｉ ｐ）と定義する。
　グラス被膜１１の主成分はフォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）である。そのため、ＳｉのＧＤＳスペクトルは、グラス被膜１１の深さ方向の中心でピークを示す。つまり、時刻ＴＳｉ ｐは、グラス被膜１１の深さ方向における中心位置に相当する。つまり、Ｆ（ＴＳｉ ｐ）は、グラス被膜１１の深さ方向の中央位置でのＡｌ濃度を意味する。
　Ｆ１＝Ｆ（ＴＳｉ ｐ）／Ｆ（ＴＡｌ ｐ）と定義する。Ｆ１は、グラス被膜１１中のＡｌ濃度のピーク位置を除く領域での代表的なＡｌ濃度（Ｆ（ＴＳｉ ｐ））に対する、グラス被膜１１中の最大Ａｌ濃度（Ｆ（ＴＡｌ ｐ））の比を示しており、グラス被膜１１中でのスピネルの局在程度を示す指標である。
　Ｆ１が０．０５未満である場合、グラス被膜１１中の母材鋼板１０との界面近傍にスピネルが過剰に生成している。母材鋼板１０との界面近傍に局在化したスピネルは、被膜密着性を高めるものの、局在化したスピネルが過剰に多ければ、グラス被膜１１と母材鋼板１０との界面の平滑性が低下する（つまり凹凸が多くなる）。その結果、後述のＦ２が式（２）を満たしていても、磁気特性が低下する。
　一方、Ｆ１が０．５０を超える場合、グラス被膜１１中の母材鋼板１０との界面近傍ではなく、グラス被膜１１の内部にスピネルが存在している。又は、グラス被膜１１中の母材鋼板１０との界面近傍にスピネルが存在するものの、スピネルの生成量が少ない。この場合、グラス被膜１１の母材鋼板１０に対する被膜密着性が低下する。
　Ｆ１が０．０５～０．５０であれば、つまり、Ｆ１が式（１）を満たせば、グラス被膜１１にて、母材鋼板１０との界面近傍にスピネルが適切な量で存在している。そのため、式（２）を満たすことを前提として、グラス被膜１１の母材鋼板１０に対する密着性が高まる。
　［式（２）について］
　Ｆ２＝（ＴＡｌ ｐ－Ｔｓ）／（ＴＳｉ ｐ－Ｔｓ）と定義する。図３に示すとおり、Ｆ２は、Ａｌ濃度のピーク位置と、Ｓｉ濃度のピーク位置（つまり、グラス被膜１１の深さ方向の中心位置）との関係を示しており、グラス被膜１１中でのスピネルの局在位置を示す指標である。
　Ｆ２が２．０未満であれば、Ａｌ濃度のピーク位置がグラス被膜１１のうち、母材鋼板１０との界面近傍よりもグラス被膜１１の内部に位置する。つまり、スピネルが母材鋼板１０との界面近傍に局在化しておらず、グラス被膜１１の内部に存在している。この場合、Ｆ１も式（１）の上限を超えてしまい、その結果、グラス被膜１１の母材鋼板１０に対する密着性が低くなる。一方、Ｆ２が５．０を超えれば、スピネルの生成量に対して、グラス被膜１１の生成量が過剰に少ない。つまり、グラス被膜１１が薄膜化している。この場合、Ｆ１が式（１）を満たしていても、磁区細分化に必要なグラス被膜１１の張力が低下する。そのため、鉄損が低下し、被膜密着性も低下する。
　グラス被膜１１にてスピネルが母材鋼板１０との界面近傍に適切な量で形成されていれば、グラス被膜１１の母材鋼板１０に対する密着性が高まる詳細な理由については現時点では定かではない。ただ、次の事項が考えられる。母材鋼板１０の表面には微細な凹凸が形成されている。グラス被膜１１のうち、母材鋼板１０との界面近傍にスピネルが存在する場合、スピネルが母材鋼板１０の表面の凹部に嵌入している。そのため、スピネルがアンカー効果を発揮して、グラス被膜１１の母材鋼板１０に対する密着性を高めると考えられる。このメカニズムと異なるメカニズムにより、グラス被膜１１の母材鋼板１０に対する密着性が高まっている可能性もある。ただ、Ｆ１が式（１）を満たし、かつ、Ｆ２が式（２）を満たせば、グラス被膜１１の母材鋼板１０に対する密着性が高まることが、後述の実施例でも例証される。
　［Ｆ１及びＦ２の算出方法］
　上述のＦ１値及びＦ２値は次の方法で求めることができる。始めに、方向性電磁鋼板１の板幅方向ＴＤの中央部分から、圧延方向ＲＤが３０ｍｍ、板幅方向ＴＤが４０ｍｍ、厚さが方向性電磁鋼板１の板厚、のサンプルを採取する。採取されたサンプルから、張力付与絶縁被膜１２を除去する。具体的には、方向性電磁鋼板１を、ＮａＯＨ：３０～５０質量％及びＨ２Ｏ：５０～７０質量％を含有し、８０～９０℃の水酸化ナトリウム水溶液に、７～１０分間浸漬する。浸漬後の鋼板（張力付与絶縁被膜１２が除去された、グラス被膜１１を備える母材鋼板１０）を水洗する。水洗後、温風のブロアーで１分間弱、乾燥させる。以上の処理により、図４に示すとおり、母材鋼板１０とグラス被膜１１とを備え、張力付与絶縁被膜１２が除去されたサンプルを準備する。
　サンプルのグラス被膜１１の表面から深さ方向にグロー放電発光分析（ＧＤＳ：Ｇｌｏｗ　Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｙ）を実施して、Ａｌ及びＳｉのグロー発光分光スペクトル（以下、ＧＤＳスペクトルという）を測定する。具体的には、高周波グロー発光分光装置（ＧＤ－ＯＤＳ）を用いて、アルゴン雰囲気下（Ａｒ圧力：３ｈＰａ）にて、サンプルを陰極として出力３０Ｗの電力を印加して、グラス被膜１１の深さ方向のＡｌのＧＤＳスペクトル及びＳｉのＧＤＳスペクトルを測定する。測定面積を４ｍｍφとし、測定時間は１００秒とし、測定間隔を０．０２秒とする。
　なお、上記のＦ１やＦ２などの算出は、測定後のＧＤＳスペクトルをスムージングした後に実施することが好ましい。ＧＤＳスペクトルをスムージングする方法は、例えば、単純移動平均法を用いればよい。
　得られたＡｌのＧＤＳスペクトルにて、Ａｌが最大発光強度となる時刻ＴＡｌ ｐ、及び、時刻ＴＡｌ ｐでのＡｌの発光強度Ｆ（ＴＡｌ ｐ）を求める。
　さらに、得られたＳｉのＧＤＳスペクトルにて、Ｓｉが最大発光強度となる時刻ＴＳｉ ｐを特定する。そして、ＡｌのＧＤＳスペクトルにて、時刻ＴＳｉ ｐでのＡｌの発光強度Ｆ（ＴＳｉ ｐ）を求める。なお、測定開始時刻をＴｓとする。得られた時刻Ｔｓ、時刻ＴＡｌ ｐ、Ｆ（ＴＡｌ ｐ）、時刻ＴＳｉ ｐ、及び、Ｆ（ＴＳｉ ｐ）を用いて、Ｆ１及びＦ２を求める。
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板１は、Ｆ１が式（１）を満たし、さらに、Ｆ２が式（２）を満たす。そのため、グラス被膜１１にて、母材鋼板１０の界面近傍にスピネルが適切な量で局在化しており、グラス被膜１１の母材鋼板１０に対する密着性が高い。
　なお、Ｆ１が式（１）を満たし、さらに、Ｆ２が式（２）を満たすとき、グラス被膜１１内で、スピネルが母材鋼板１０とグラス被膜１１との界面近傍に局在していると判断できる。
　また、グラス被膜１１内で、スピネルが母材鋼板１０とグラス被膜１１との界面近傍に局在しているか否かは、以下の特徴から判断してもよい。
　グラス被膜の表面から深さ方向にグロー放電発光分析を実施して求めたＡｌ及びＦｅのグロー発光分光スペクトルに関して、
　Ａｌが最大発光強度となる時刻をＴＡｌ ｐと定義し、
　Ｆｅ発光強度がＦｅ発光強度の飽和値に対して６０％となる時刻をＴＦｅ ６０と定義し、
　Ｆｅ発光強度がＦｅ発光強度の飽和値に対して９０％となる時刻をＴＦｅ ９０と定義したとき、
　上記ＴＡｌ ｐと、上記ＴＦｅ ６０と、上記ＴＦｅ ９０とが、
　　ＴＦｅ ６０≦ＴＡｌ ｐ≦ＴＦｅ ９０　・・・（式３）
　を満たせばよい。
　上記の式（１）及び式（２）に加えて、上記の式（３）を満足するとき、グラス被膜１１内で、スピネルが母材鋼板１０とグラス被膜１１との界面近傍に局在していると判断できるので好ましい。なお、上記した「Ｆｅ発光強度の飽和値」は、例えば、グロー放電発光分析の測定時間が１００秒のときのＦｅ発光強度とすればよい。
　［製造方法］
　以下、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１の製造方法の一例を説明する。なお、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１は、上述の構成を有すれば、製造方法は特に限定されない。下記の製造方法は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１を製造するための一つの例であり、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１の製造方法の好適な例である。
　［製造工程フロー］
　図５は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１の製造方法のフロー図である。図５に示すように、本製造方法は、スラブに対して熱間圧延を実施する熱間圧延工程（Ｓ１）と、熱間圧延後の鋼板（熱延鋼板）に対して焼鈍処理を実施する熱延板焼鈍工程（Ｓ２）と、熱延板焼鈍工程後の鋼板に対して１又は２回以上の冷間圧延（Ｓ３０）を実施する冷間圧延工程（Ｓ３）と、冷間圧延工程後の鋼板（冷延鋼板）に対して脱炭焼鈍を実施する脱炭焼鈍工程（Ｓ４）と、脱炭焼鈍工程後の鋼板の表面に焼鈍分離剤を塗布する焼鈍分離剤塗布工程（Ｓ５）と、焼鈍分離剤が塗布された鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施して、グラス被膜を形成する仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）と、仕上げ焼鈍工程後の鋼板に対して、張力付与絶縁被膜を形成する絶縁被膜形成工程（Ｓ７）とを含む。以下、各工程Ｓ１～Ｓ７について説明する。
　［熱間圧延工程（Ｓ１）］
　熱間圧延工程（Ｓ１）では、準備されたスラブに対して熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する。スラブの化学組成は、方向性電磁鋼板１の母材鋼板１０及びグラス被膜１１の平均化学組成が上述の化学組成となるように調整される。ただ、スラブのＡｌ含有量は０．０１質量％以上にする。スラブのＡｌ含有量が０．０１質量％未満では、グラス被膜１１にスピネルが十分に生成しない。また、スラブは周知の方法で製造する。たとえば、溶鋼を製造（溶製）する。溶鋼を用いて、連続鋳造法により、スラブを製造する。
　準備されたスラブに対して、熱間圧延機を用いて熱間圧延を実施して鋼板（熱延鋼板）を製造する。初めに、鋼材を加熱する。たとえば、スラブを周知の加熱炉又は周知の均熱炉に装入して、加熱する。スラブの好ましい加熱温度は１１００～１４５０℃である。加熱温度の好ましい下限は１３００℃である。加熱温度の好ましい上限は１４００℃である。
　加熱されたスラブに対して、熱間圧延機を用いた熱間圧延を実施して、鋼板（熱延鋼板）を製造する。熱間圧延機は、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。粗圧延機は、１つ、又は一列に並んだ複数の粗圧延スタンドを備える。各粗圧延スタンドは、上下に配置された複数のロールを含む。粗圧延スタンドは、リバース式であってもよい。粗圧延スタンドが複数配列されている場合、粗圧延機は、タンデム式であってもよいし、リバース式であってもよい。仕上げ圧延機は、一列に並んだ仕上げ圧延スタンドを備える。各仕上げ圧延スタンドは、上下に配置される複数のロールを含む。加熱されたスラブ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。
　熱間圧延により製造される熱延鋼板の板厚は特に限定されず、公知の板厚とすることができる。熱延鋼板の板厚はたとえば、２．０～３．０ｍｍである。
　［熱延板焼鈍工程（Ｓ２）］
　熱延板焼鈍工程（Ｓ２）は任意の工程であり、実施しなくてもよい。実施する場合、熱延板焼鈍工程（Ｓ２）では、熱間圧延工程（Ｓ１）にて製造された熱延鋼板に対して焼鈍処理を実施して、熱延焼鈍鋼板とする。熱延板焼鈍工程を実施することにより、鋼板組織に再結晶が生じ、磁気特性が高まる。
　熱延板焼鈍工程（Ｓ２）は、周知の方法で実施すれば足りる。熱延鋼板の加熱方法は特に限定されず、周知の加熱方式を採用すればよい。焼鈍温度はたとえば、９００～１２００℃であり、焼鈍温度での保持時間はたとえば、１０～３００秒である。なお、熱延板焼鈍工程（Ｓ２）を実施した場合、熱延板焼鈍工程（Ｓ２）後、冷間圧延工程（Ｓ３）前に、熱延鋼板に対して酸洗処理を実施してもよい。
　［冷間圧延工程（Ｓ３）］
　冷間圧延工程（Ｓ３）では、製造された鋼板（熱延鋼板または熱延焼鈍鋼板）に対して、１又は複数回の冷間圧延（Ｓ３０）を実施する。冷間圧延（Ｓ３０）は、冷間圧延機を用いて実施する。冷間圧延機は、たとえば、一列に配列された複数の冷間圧延スタンドを備えるタンデム式の圧延機であって、各冷間圧延スタンドは、複数の冷間圧延ロールを含む。冷間圧延機は、１台のリバース式の冷間圧延スタンドであってもよい。
　冷間圧延工程（Ｓ３）にて、冷間圧延は１回の冷間圧延（Ｓ３０）のみ実施してもよいし、複数回の冷間圧延（Ｓ３０）を実施してもよい。冷間圧延を複数回実施する場合、上記の冷間圧延機を用いて冷間圧延を実施した後、鋼板の軟化を目的とした中間焼鈍処理を実施してもよい。この場合、中間焼鈍処理後、次の冷間圧延を実施する。つまり、冷間圧延の間に、中間焼鈍処理を実施してもよい。
　冷間圧延と次の冷間圧延との間に実施する中間焼鈍処理の条件は、公知の条件で足りる。中間焼鈍処理での焼鈍温度はたとえば９５０～１２００℃であり、焼鈍温度での保持時間は３０～１８００秒である。中間焼鈍処理により、前段の冷間圧延にて鋼板に導入された歪みを低減した（鋼板を軟化した）後、次段の冷間圧延を実施する。
　なお、中間焼鈍工程を実施することなく、複数の冷間圧延工程を実施する場合、製造された方向性電磁鋼板にて、均一な特性が得られにくい場合がある。一方、複数回の冷間圧延を実施し、かつ、各冷間圧延の間に中間焼鈍処理を実施する場合、製造された方向性電磁鋼板１にて、磁束密度が低くなる場合がある。したがって、冷間圧延の回数、及び、中間焼鈍処理の有無は、最終的に製造される方向性電磁鋼板１に要求される特性及び製造コストに応じて決定される。
　なお、冷間圧延工程では、上述のとおり、１回の冷間圧延のみを実施してもよい。
　１回又は複数回での冷間圧延における、好ましい累計の冷延率は８０～９５％である。ここで、累計の冷延率（％）は次のとおり定義される。
　冷延率（％）＝［（最初の冷間圧延開始前の鋼板の板厚－最後の冷間圧延後の冷延鋼板の板厚）／最初の冷間圧延開始前の鋼板の板厚］×１００
　なお、冷間圧延工程にて、１回の冷間圧延のみを実施する場合、上記冷延率は、１回のみの冷間圧延での冷延率である。累計の圧下率が８０％以上であれば、ゴス方位（｛１１０｝＜００１＞方位）を有する再結晶核（ゴス核）を多数得ることができる。また、累計の圧下率が９５％以下であれば、後述の仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）にて、二次再結晶が安定化しやすい。冷間圧延工程により製造された鋼板は、コイル状に巻き取られる。
　なお、冷延鋼板の板厚（冷間圧延工程（Ｓ３）後の板厚）は、通常、最終製品である方向性電磁鋼板１の板厚（グラス被膜１１及び張力付与絶縁被膜１２の厚みを含めた製品板厚）とは異なる。
　上記の冷間圧延工程（Ｓ２）に際して、磁気特性をより一層向上させるために、エージング処理を実施してもよい。エージング処理は任意の処理である。エージング処理を実施する場合、複数の冷間圧延（Ｓ３０）の間にエージング（焼鈍）処理を実施する。具体的には、冷間圧延（Ｓ３０）を実施した後、エージング処理を実施する。そして、エージング処理後に、次の冷間圧延（Ｓ３０）を実施する。エージング処理の条件は周知の条件で足りる。たとえば、エージング処理では、冷間圧延（Ｓ３０）後の鋼板に対して、１００～５００℃の温度で６０秒以上の熱処理を実施する。この場合、最終的に、ゴス方位が集積した良好な二次再結晶組織を得ることができる。
　［脱炭焼鈍工程（Ｓ４）］
　脱炭焼鈍工程（Ｓ４）では、冷間圧延工程（Ｓ３）後の鋼板（冷延鋼板）に対して、脱炭焼鈍を実施して一次再結晶を発現させる。
　脱炭焼鈍工程（Ｓ４）は、昇温工程（Ｓ４１）と、脱炭工程（Ｓ４２）と、冷却工程（Ｓ４３）とを含む。昇温工程（Ｓ４１）では、鋼板を脱炭焼鈍温度Ｔａまで加熱する。脱炭工程（Ｓ４２）では、脱炭焼鈍温度Ｔａまで加熱された鋼板に対して脱炭焼鈍を実施して、一次再結晶を発現させる。冷却工程（Ｓ４３）では、脱炭工程（Ｓ４２）後の鋼板を周知の方法で冷却する。以下、各工程の詳細を説明する。
　［昇温工程（Ｓ４１）］
　昇温工程では、初めに、冷間圧延工程（Ｓ３）後の鋼板を熱処理炉に装入する。本実施形態における脱炭焼鈍用の熱処理炉では、たとえば、高周波誘導加熱や通電加熱により、冷延鋼板を脱炭焼鈍温度まで制御しながら昇温する。なお、昇温工程中の雰囲気は、酸素ポテンシャル（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が０．１以下の乾燥窒素雰囲気または乾燥窒素水素混合雰囲気である。昇温工程での酸素ポテンシャルが０．１超であると、Ｆｅ系酸化物が核生成しやすい。昇温工程で核生成したＦｅ酸化物は脱炭焼鈍中に成長・発達する。これらが仕上げ焼鈍中に存在すると、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）の発達を阻害する。原因は不明だが、Ｆｅ酸化物はＳｉＯ２とＭｇＯの固相反応を抑制する作用がある。その結果、Ｍｇ２ＳｉＯ４は薄膜化し、グラス被膜１１内でスピネルが母材鋼板１０との界面近傍に局在化しにくくなる。具体的にはＭｇ２ＳｉＯ４中にスピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）が存在するようになる。
　また、特に制限されないが、昇温速度は２０００℃／秒以下とし、到達温度は７００～１０００とすればよい。なお、この到達温度は、脱炭工程の脱炭焼鈍温度Ｔａとは異なる温度である。
　［脱炭工程（Ｓ４２）］
　脱炭焼鈍工程（Ｓ４）における脱炭工程（Ｓ４２）では、昇温工程（Ｓ４１）後の鋼板を脱炭焼鈍温度Ｔａで保持して、脱炭焼鈍を実施する。これにより、鋼板に一次再結晶を発現させる。脱炭工程中の雰囲気は、周知の雰囲気で足り、たとえば、水素及び窒素を含有する湿潤窒素水素混合雰囲気である。脱炭焼鈍を実施することにより、鋼板中の炭素が鋼板から除去され、一次再結晶が発現する。脱炭工程での製造条件は次のとおりである。
　脱炭焼鈍温度Ｔａ：８００～９５０℃
　脱炭焼鈍温度Ｔａは、上述のとおり、脱炭焼鈍を実施する熱処理炉の炉温に相当し、脱炭焼鈍中の鋼板の温度に相当する。脱炭焼鈍温度Ｔａが８００℃未満であれば、一次再結晶発現後の鋼板の結晶粒が小さすぎる。この場合、仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）にて、二次再結晶が十分に発現しない。一方、脱炭焼鈍温度Ｔａが９５０℃を超えれば、一次再結晶発現後の鋼板の結晶粒が大きすぎる。この場合も、仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）にて、二次再結晶が十分に発現しない。脱炭焼鈍温度Ｔａが８００～９５０℃であれば、一次再結晶発現後の鋼板の結晶粒が適切なサイズとなり、仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）にて、二次再結晶が十分に発現する。
　なお、脱炭工程（Ｓ４２）における、脱炭焼鈍温度Ｔａでの保持時間は特に限定されない。脱炭焼鈍温度Ｔａでの保持時間はたとえば、１５～１５０秒である。
　［冷却工程（Ｓ４３）］
　冷却工程（Ｓ４３）では、脱炭工程（Ｓ４２）後の鋼板を周知の方法で常温まで冷却する。冷却方法は放冷であってもよいし、水冷であってもよい。好ましくは、脱炭工程後の鋼板を放冷する。以上の工程により脱炭焼鈍工程（Ｓ４）では、鋼板に対して脱炭焼鈍処理を実施する。
　［焼鈍分離剤塗布工程（Ｓ５）］
　脱炭焼鈍工程（Ｓ４）後の鋼板（脱炭焼鈍鋼板）に対して、焼鈍分離剤塗布工程（Ｓ５）を実施する。焼鈍分離剤塗布工程（Ｓ５）では、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布する。具体的には、鋼板表面に焼鈍分離剤を含有する水性スラリーを塗布する。水性スラリーは、焼鈍分離剤に水を加えて攪拌して作製する。焼鈍分離剤は、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）を含有する。好ましくは、ＭｇＯは焼鈍分離剤の主成分である。ここで、「主成分」とは、焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量が、質量％で８０．０％以上であることを意味する。焼鈍分離剤は、ＭｇＯ以外に、周知の添加剤を含有してもよい。例えば、焼鈍分離剤は、Ｔｉ化合物を含有してもよい。
　焼鈍分離剤塗布工程（Ｓ５）では、鋼板の表面上に水性スラリーの焼鈍分離剤を塗布する。表面に焼鈍分離剤が塗布された鋼板を巻取り、コイル状にする。鋼板をコイル状にした後、仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）を実施する。
　なお、鋼板表面上に水性スラリーの焼鈍分離剤を塗布し、鋼板をコイル状にした後、仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）を実施する前に、焼付け処理を実施してもよい。焼付け処理では、コイル状の鋼板を、４００～１０００℃に保持した炉内に装入し、保持する（焼付け処理）。これにより、鋼板上に塗布された焼鈍分離剤が乾燥する。保持時間はたとえば１０～９０秒である。なお、焼付け処理を実施せずに、焼鈍分離剤が塗布されたコイル状の鋼板に対して、仕上げ焼鈍工程を実施してもよい。
　［仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）］
　焼鈍分離剤塗布工程（Ｓ５）後の鋼板に対して、仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）を実施して、二次再結晶を発現させる。仕上げ焼鈍工程ではさらに、二段階の焼鈍工程（低温焼鈍工程（Ｓ６１）及び高温焼鈍工程（Ｓ６２））を実施して、フォルステライトを主体とするグラス被膜１１を形成し、かつ、グラス被膜１１中にて、母材鋼板１０の界面近傍にスピネルを適切な量で局在化させる。二段階の焼鈍工程（低温焼鈍工程（Ｓ６１）及び高温焼鈍工程（Ｓ６２））は、熱処理炉を用いて実施する。以下、低温焼鈍工程（Ｓ６１）及び高温焼鈍工程（Ｓ６２）について説明する。
　［低温焼鈍工程（Ｓ６１）］
　低温焼鈍工程（Ｓ６１）は、グラス被膜１１を生成するための工程である。低温焼鈍工程（Ｓ６１）では、始めに、コイル状の鋼板を熱処理炉に挿入して、鋼板を低温焼鈍温度Ｔ１まで昇温する。低温焼鈍温度Ｔ１で、保持時間ｔ１保持する。なお、低温焼鈍工程（Ｓ６１）における炉内雰囲気は、水素及び窒素の混合雰囲気であればよい。
　低温焼鈍工程（Ｓ６１）での低温焼鈍温度Ｔ１（℃）、及び、保持時間ｔ１は次のとおりである。
　低温焼鈍温度Ｔ１：９１０～１０００℃
　９１０～１０００℃での保持時間ｔ１：５０～１２０時間
　［低温焼鈍温度Ｔ１について］
　９１０～１０００℃は、グラス被膜１１の主成分であるフォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）が生成する温度域である。
　低温焼鈍温度Ｔ１が９１０℃未満である場合、フォルステライトの生成（２ＭｇＯ＋ＳｉＯ２→Ｍｇ２ＳｉＯ４）よりも先に、アルミナ生成（４Ａｌ＋３ＳｉＯ２→２Ａｌ２Ｏ３＋３Ｓｉ）が起こり、その結果、高温焼鈍工程（Ｓ６２）後にて、スピネルが、グラス被膜１１の母材鋼板１０との界面近傍ではなく、グラス被膜１１内部に生成してしまう。その結果、Ｆ１が式（１）の上限を外れ、及び／又は、Ｆ２が式（２）の下限を外れる。
　低温焼鈍温度Ｔ１が１０００℃を超えれば、フォルステライトの生成が不十分となり、グラス被膜１１が薄膜化してしまう。そのため、Ｆ１は式（１）を満たすものの、Ｆ２式（２）の上限を超えてしまう。その結果、磁区細分化に必要なグラス被膜１１の張力が低下する。そのため、鉄損が低下し、被膜密着性も低下する。
　［低温焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１について］
　低温焼鈍温度Ｔ１が適切である場合、つまり、低温焼鈍温度Ｔ１が９１０～１０００℃である場合、低温焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１が５０時間未満であれば、フォルステライトの生成が不十分となり、グラス被膜１１が薄膜化してしまう。そのため、Ｆ１は式（１）を満たすものの、Ｆ２が式（２）の上限を超えてしまう。その結果、絶縁性が低下してしまう。
　低温焼鈍温度Ｔ１が適切である場合、保持時間ｔ１が１２０時間を超えれば、フォルステライトが過剰に生成し、Ｍｇがフォルステライトに消費されてしまう。この場合、スピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ３）の生成に利用できるＭｇが不足してしまい、スピネルの生成が不足する。その結果、Ｆ２は式（２）を満たすものの、Ｆ１が式（１）の上限を超えてしまう。
　したがって、低温焼鈍温度Ｔ１が適切である場合、つまり、低温焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１は５０～１２０時間である。
　低温焼鈍温度Ｔ１が９１０～１０００℃であり、低温焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１が５０～１２０時間であれば、フォルステライトが十分に生成及び成長し、グラス被膜１１が十分に厚くなる。その結果、後述の高温焼鈍工程（Ｓ６２）での条件を満たすことを前提として、グラス被膜１１中にて、母材鋼板１０の界面近傍にスピネルが局在化し、Ｆ１が式（１）を満たし、Ｆ２が式（２）を満たす。
　なお、低温焼鈍工程（Ｓ６１）では、９１０～１０００℃の範囲を保持時間ｔ１で保持すれば足りる。つまり、９１０～１０００℃の温度範囲での保持時間ｔ１を５０～１２０時間とすれば、保持時間ｔ１中の温度を一定としてもよいし、昇温又は降温してもよい。
　［高温焼鈍工程（Ｓ６２）］
　高温焼鈍工程（Ｓ６２）は、低温焼鈍工程（Ｓ６１）で生成したグラス被膜１１中にスピネルを生成して、母材鋼板１０の界面近傍にスピネルを局在化させるための工程である。具体的には、低温焼鈍工程（Ｓ６１）が終了した後、鋼板をさらに高温焼鈍温度Ｔ２まで昇温する。昇温速度は特に限定されない。その後、次に示す高温焼鈍温度Ｔ２で、保持時間ｔ２保持する。なお、高温焼鈍工程は、低温焼鈍工程と同じ熱処理炉で実施してもよいし、異なる熱処理炉で実施してもよい。高温焼鈍工程における炉内雰囲気は、窒素雰囲気であればよい。
　高温焼鈍温度Ｔ２（℃）及びＴ２での保持時間ｔ２（時間）は次のとおりである。
　高温焼鈍温度Ｔ２：１１００～１３００℃
　高温焼鈍温度Ｔ２での保持時間ｔ２：２０～８０時間
　［高温焼鈍温度Ｔ２について］
　１１００～１３００℃は、スピネルの生成温度域である。低温焼鈍工程によって、グラス被膜１１が十分に形成されている。そのため、高温焼鈍工程にて、１１００～１３００℃の温度域で保持すれば、母材鋼板１０に含まれるＡｌがグラス被膜１１と母材鋼板１０との界面近傍に移動して、フォルステライトと反応してスピネルを形成する。これにより、高温焼鈍工程中、グラス被膜１１のうち、母材鋼板１０との界面近傍に、スピネルが形成され、界面近傍にスピネルが局在化する。
　高温焼鈍温度Ｔ２が１１００℃未満であれば、スピネルが十分に生成しない。この場合、Ｆ２は式（２）を満たすものの、Ｆ１が式（１）の上限を超える。
　高温焼鈍温度Ｔ２が１３００℃を超えれば、スピネルが過剰に生成してしまい、Ｆ２は式（２）を満たすものの、Ｆ１が式（１）の下限未満となる。
　したがって、高温焼鈍温度Ｔ２は１１００～１３００℃である。
　［１１００～１３００℃での保持時間ｔ２について］
　１１００～１３００℃での保持時間ｔ２が２０時間未満であれば、スピネルが十分に生成しない。この場合、Ｆ２は式（２）を満たすものの、Ｆ１が式（１）の上限を超える。
　１１００～１３００℃での保持時間ｔ２が８０時間を超えれば、スピネルが過剰に生成してしまい、Ｆ２は式（２）を満たすものの、Ｆ１が式（１）の下限未満となる。
　したがって、１１００～１３００℃での保持時間ｔ２は２０～８０時間である。
　高温焼鈍温度Ｔ２が１１００～１３００℃であり、かつ、高温焼鈍温度Ｔ２での保持時間ｔ２が２０～８０時間であれば、グラス被膜１１にて、母材鋼板１０との界面近傍にスピネルが十分に成長し、界面近傍にスピネルが局在化する。そのため、Ｆ１が式（１）を満たし、Ｆ２が式（２）を満たす。
　なお、高温焼鈍工程（Ｓ６２）では、高温焼鈍温度Ｔ２を一定として保持時間ｔ２保持してもよいし、１１００～１３００℃の範囲を焼鈍しながら保持時間ｔ２保持してもよい。１１００～１３００℃の温度範囲での保持時間ｔ２を２０～８０時間とすれば、保持時間ｔ２中の温度を一定としてもよいし、昇温又は降温してもよい。
　好ましくは、高温焼鈍工程（Ｓ６２）を実施した後であって、絶縁被膜形成工程（Ｓ７）前に、純化焼鈍工程を実施してもよい。純化焼鈍工程を実施すれば、磁性がさらに改善する。純化焼鈍工程では、水素雰囲気下にて、焼鈍温度を１０００～１３００℃として、保持時間を１０時間以上とする。純化焼鈍工程により、母材鋼板１０の化学組成の各元素が鋼中成分からある程度取り除かれる。特に、鉄損に影響する、Ｓ、Ａｌ、Ｎ等の残留元素は大幅に取り除かれる。
　［絶縁被膜形成工程（Ｓ７）］
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板１の製造方法ではさらに、仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）後に、絶縁被膜形成工程（Ｓ７）を実施する。絶縁被膜形成工程（Ｓ７）では、仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）の冷却後の方向性電磁鋼板１の表面（グラス被膜１１上）に、コロイド状シリカ及びリン酸塩を主体とする絶縁コーティング剤を塗布した後、焼付けを実施する。これにより、グラス被膜上に、張力付与絶縁被膜１２が形成される。
　ここで、鋼板の表面に形成される張力付与絶縁被膜１２は、方向性電磁鋼板１の張力付与絶縁被膜として用いられるものであれば、特に限定されるものではなく、公知の張力付与絶縁被膜を用いることが可能である。このような張力付与絶縁被膜として、例えば、無機物を主体とし、さらに有機物を含んだ複合絶縁被膜を挙げることができる。ここで、複合絶縁被膜とは、例えば、クロム酸金属塩、リン酸金属塩又はコロイダルシリカ、Ｚｒ化合物、Ｔｉ化合物等の無機物の少なくともいずれかを主体とし、微細な有機樹脂の粒子が分散している絶縁被膜である。特に、リン酸金属塩、Ｚｒ、Ｔｉのカップリング剤、又は、これらの炭酸塩やアンモニウム塩を用いた張力付与絶縁被膜が好ましい。また、絶縁被膜形成工程（Ｓ７）に続いて、形状矯正のための平坦化焼鈍を施しても良い。鋼板に対して平坦化焼鈍を行うことで、さらに鉄損を低減させることができる。
　以上の製造工程により製造される方向性電磁鋼板１では、Ｆ１が式（１）を満たし、Ｆ２が式（２）を満たし、グラス被膜１１中にて、母材鋼板１０との界面近傍にスピネルを局在化させることができる。その結果、グラス被膜１１の母材鋼板１０に対する密着性が高まる。
　特に、上記の製造方法では、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１を製造するために、熱間圧延工程（Ｓ１）で用いるスラブのＡｌ含有量を０．０１質量％以上とし、脱炭焼鈍工程（Ｓ４）の昇温工程（Ｓ４１）で酸素ポテンシャル（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を０．１以下とし、且つ仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）の低温焼鈍工程（Ｓ６１）及び高温焼鈍工程（Ｓ６２）で焼鈍条件を制御することが重要となる。
　［その他の製造工程］
　なお、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１は、脱炭焼鈍工程（Ｓ４）後、焼鈍分離剤塗布工程（Ｓ５）前に、窒化処理工程を実施してもよい。窒化処理工程では、脱炭焼鈍工程（Ｓ４）後の鋼板に対して、窒化処理を実施して、窒化処理鋼板を製造する。窒化処理工程は周知の条件で実施すれば足りる。好ましい窒化処理条件はたとえば、次のとおりである。
　窒化処理温度：７００～８５０℃
　窒化処理炉内の雰囲気（窒化処理雰囲気）：水素、窒素及びアンモニア等の窒化能を有するガスを含有する雰囲気。
　窒化処理温度が７００℃以上、又は、窒化処理温度が８５０℃未満であれば、窒化処理にて、窒素が鋼板中に侵入しやすい。この場合、窒化処理工程にて鋼板内部の窒素量が十分となる。そのため、二次再結晶直前での微細ＡｌＮが十分に得られる。その結果、仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）にて二次再結晶が十分に発現する。なお、窒化処理工程における、窒化処理温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば、１０～６０秒である。
　［磁区細分化処理工程］
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板１はさらに、必要に応じて、仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）又は絶縁被膜形成工程（Ｓ７）後に、磁区細分化処理工程を実施してもよい。磁区細分化処理工程では、方向性電磁鋼板１の表面に、磁区細分化効果のあるレーザ光を照射したり、表面に溝を形成したりする。この場合、さらに磁気特性に優れる方向性電磁鋼板１が製造できる。
　次に、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に詳細に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りでは、種々の条件を採用し得るものである。
　［各試験番号の方向性電磁鋼板の製造］
　基本的な化学組成として、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１０％、Ｓｉ：３．０～３．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２～０．３％、Ｍｎ：０．０２～０．９０％、Ｎ：０．００５～０．０３％、Ｓ：０．００５～０．０３％、Ｐ：０．００５～０．０３％を含有し、残部がＦｅ及び不純物を有するスラブを製造した。
　上記スラブに対して熱間圧延工程を実施した。具体的には、スラブを１３５０℃に加熱した後、スラブに対して熱間圧延を実施して、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を製造した。熱間圧延工程後の熱延鋼板に対して、９００～１２００℃の焼鈍温度で、保持時間１０～３００秒の熱延板焼鈍工程を実施した。その後、冷間圧延工程を実施して、板厚０．１９～０．２３ｍｍの冷延鋼板（母材鋼板）を製造した。
　冷延鋼板に対して、脱炭焼鈍工程を実施した。脱炭焼鈍工程では、脱炭焼鈍温度Ｔａを８００～９５０℃として、脱炭焼鈍温度Ｔａにて１００秒保持した。脱炭焼鈍工程後、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）を主成分とし、必要に応じてＴｉ化合物を含有する焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布して、仕上げ焼鈍工程を実施した。
　仕上げ焼鈍工程の冷却後の方向性電磁鋼板の表面（グラス被膜上）に、コロイダルシリカ及びリン酸金属塩を主体とする絶縁コーティング剤を塗布した後、焼付けを実施した。以上の工程により、各試験番号の方向性電磁鋼板を製造した。
　詳細な製造条件および製造結果を、表１～表６に示す。表中に示す「－」は、化学組成に関しては、含有量を意識した制御および製造をしておらず、含有量の測定を実施していないことを示し、製造条件および評価結果に関しては、制御または評価を実施していないことを示す。
　なお、表４～表６に示すように、試験番号１～５６、５８、５９、及び６３～６６では、仕上げ焼鈍工程にて低温焼鈍工程及び高温焼鈍工程の両方を実施した。一方、試験番号５７及び６０～６２では、高温焼鈍工程を実施したものの、低温焼鈍工程を実施しなかった。
　また、表４～表６に示すように、試験番号１～５９及び６１～６６では、脱炭焼鈍工程の昇温工程で冷延鋼板を制御して昇温した。一方、試験番号６０では、脱炭焼鈍工程の昇温工程（Ｓ４１）を実施することなく（冷延鋼板の昇温条件を制御することなく）、脱炭工程（Ｓ４２）のための熱処理炉に冷延鋼板を投入して脱炭焼鈍温度Ｔａまで加熱した。
　また、表には示さないが、試験番号１～６２、６５、及び６６では、スラブのＡｌ含有量が０．０１質量％以上であった。一方、試験番号６３及び６４では、スラブのＡｌ含有量が０．０１質量％未満であった。
　以上の製造方法で製造された方向性電磁鋼板に対して、次の評価を実施した。
　［方向性電磁鋼板のうち、張力付与絶縁被膜を除去した後の、グラス被膜を備えた母材鋼板の化学組成分析］
　各試験番号の方向性電磁鋼板のうち、張力付与絶縁被膜を除去した後の、グラス被膜を備えた母材鋼板の化学組成（母材鋼板及びグラス被膜の平均化学組成）を次の方法により分析した。
　始めに、方向性電磁鋼板から、上述の方法により、張力付与絶縁被膜を除去した。具体的には、方向性電磁鋼板を、ＮａＯＨ：３０～５０質量％及びＨ２Ｏ：５０～７０質量％を含有し、８０～９０℃の水酸化ナトリウム水溶液に、７～１０分間浸漬した。浸漬後の鋼板（張力付与絶縁被膜が除去された、グラス被膜を備えた母材鋼板）を水洗した。水洗後、温風のブロアーで１分間弱、乾燥させた。以上の処理により、張力付与絶縁被膜が除去され、グラス被膜を備えた母材鋼板が得られた。
　張力付与絶縁被膜を除去した後の、グラス被膜を備えた母材鋼板に対して、周知の成分分析法を実施した。具体的には、ドリルを用いて、グラス被膜を備えた母材鋼板から切粉を生成し、その切粉を採取した。採取された切粉を酸に溶解させて溶液を得た。溶液に対して、ＩＣＰ－ＡＥＳを実施して、化学組成の元素分析を実施した。
　グラス被膜を備えた母材鋼板の化学組成中のＳｉについては、ＪＩＳ　Ｇ１２１２（１９９７）に規定の方法（けい素定量方法）により求めた。具体的には、上述の切粉を酸に溶解させると、酸化ケイ素が沈殿物として析出する。この沈殿物（酸化ケイ素）をろ紙で濾し取り、質量を測定して、Ｓｉ含有量を求めた。
　Ｃ含有量及びＳ含有量については、周知の高周波燃焼法（燃焼－赤外線吸収法）により求めた。具体的には、上述の溶液を酸素気流中で高周波誘導加熱により燃焼して、発生した二酸化炭素、二酸化硫黄を検出し、Ｃ含有量及びＳ含有量を求めた。
　Ｎ含有量については、周知の不活性ガス溶融－熱伝導度法を用いて求めた。Ｏ含有量については、周知の不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて求めた。
　以上の分析法により求めたグラス被膜を備えた母材鋼板の化学組成（母材鋼板及びグラス被膜の平均化学組成）を、表１～表３に示す。
　［Ｆ１値測定試験］
　各試験番号の方向性電磁鋼板の板幅方向ＴＤの中央部分から、圧延方向ＲＤに３０ｍｍ、板幅方向ＴＤの４０ｍｍ、厚さが方向性電磁鋼板の板厚、のサンプルを採取した。採取されたサンプルから、張力付与絶縁被膜を除去した。具体的には、方向性電磁鋼板を、ＮａＯＨ：３０～５０質量％及びＨ２Ｏ：５０～７０質量％を含有し、８０～９０℃の水酸化ナトリウム水溶液に、７～１０分間浸漬した。浸漬後の方向性電磁鋼板を水洗し、その後、温風のブロアーで１分間弱、乾燥させた。以上の方法により、母材鋼板とグラス被膜とを備え、張力付与絶縁被膜が除去されたサンプルを作成した。
　サンプルのグラス被膜の表面から深さ方向にグロー放電発光分析を実施して、Ａｌ、Ｓｉ、及びＦｅのＧＤＳスペクトルを測定した。具体的には、高周波グロー発光分光装置（ＧＤ－ＯＤＳ、リガク製、ＧＤＡ７５０）を用いて、アルゴン雰囲気下（Ａｒ圧力：３ｈＰａ）にて、サンプルを陰極として出力３０Ｗの電力を印加して、グラス被膜の深さ方向のＡｌのＧＤＳスペクトルと、ＳｉのＧＤＳスペクトルと、ＦｅのＧＤＳスペクトルとを測定した。測定面積を４ｍｍφ、測定時間を１００秒、測定間隔を０．０２秒とした。
　得られたＧＤＳスペクトルを、単純移動平均法によってスムージングした。
　得られたＡｌのＧＤＳスペクトルを用いて、時刻ＴＡｌ ｐ、及び、Ｆ（ＴＡｌ ｐ）を求めた。同様に、得られたＳｉのＧＤＳスペクトルを用いて、時刻ＴＳｉ ｐを求め、ＡｌのＧＤＳスペクトルを用いて、時刻ＴＳｉ ｐでのＡｌの発光強度Ｆ（ＴＳｉ ｐ）を求めた。なお、測定開始時刻をＴｓとした。得られた時刻Ｔｓ、時刻ＴＡｌ ｐ、発光強度Ｆ（ＴＡｌ ｐ）、時刻ＴＳｉ ｐ、及び、発光強度Ｆ（ＴＳｉ ｐ）を用いて、Ｆ１及びＦ２を求めた。得られたＦ１値及びＦ２値を表４～表６に示す。
　なお、表には示さないが、得られたＦｅのＧＤＳスペクトルを用いて、時刻ＴＦｅ ６０、及び、時刻ＴＦｅ ９０も求めた。
　［磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０の測定］
　各試験番号の方向性電磁鋼板の板幅中央位置を含む、幅６０ｍｍ×長さ３００ｍｍのサンプルを採取した。サンプルの長さは、圧延方向に平行であった。採取されたサンプルを用いて、ＪＩＳ　Ｃ２５５６（２０１１）に準拠して、単板磁気特性試験（ＳＳＴ試験）により、磁束密度Ｂ８（Ｔ）を求めた。具体的には、サンプルに８００Ａ／ｍの磁場を付与して、磁束密度（Ｔ）を求めた。測定結果を表４～表６に示す。なお、磁束密度Ｂ８が、１．９０Ｔ以上である場合を合格と判断した。
　さらに、上記サンプルを用いて、ＪＩＳ　Ｃ２５５６（２０１１）に準拠して、周波数を５０Ｈｚ、最大磁束密度を１．７Ｔとしたときの鉄損Ｗ１７／５０（Ｗ／ｋｇ）を測定した。測定結果を表４～表６に示す。なお、鉄損Ｗ１７／５０が、０．８５Ｗ／ｋｇ未満である場合を合格と判断した。
　［グラス被膜密着性評価試験］
　各試験番号の方向性電磁鋼板の板幅中央位置から、圧延方向に８０ｍｍ×板幅方向に３０ｍｍのサンプルを採取した。採取したサンプルを、直径２０ｍｍの円筒に巻き付けて１８０°曲げた。その後、曲げたサンプルを元の平坦な状態に戻した。平坦な状態に戻した後、剥離せずに残っているグラス被膜の総面積を求めた。求めたグラス被膜の総面積を用いて、以下の式により、グラス被膜残存率（面積％）を求めた。
　グラス被膜残存率（面積％）＝剥離せずに残ったグラス被膜の総面積／サンプルの総面積（８０ｍｍ×３０ｍｍ）×１００
　得られたグラス被膜残存率に応じて、グラス被膜の密着性を、次のとおり評価した。
　　ＶｅｒｙＧｏｏｄ（優れる）：被膜残存面積率が９０％以上
　　Ｇｏｏｄ（やや優れる）：被膜残存面積率が８５％以上９０％未満
　　Ｆａｉｒ（効果がある）：被膜残存面積率が８０％以上８５％未満
　　ＮｏＧｏｏｄ（効果がない）：被膜残存面積率が８０％未満
　評価結果を表４～表６に示す。なお、グラス被膜残存率が、ＶｅｒｙＧｏｏｄ、Ｇｏｏｄ、及びＦａｉｒである場合を合格と判断した。
　なお、磁束密度Ｂ８が１．９０Ｔ未満、又は鉄損Ｗ１７／５０が０．８５以上となった試験番号については、磁気特性を不合格とし、被膜密着評価試験を実施しなかった。
　［評価結果］
　表１～表６に示すように、試験番号１～５０は、平均化学組成が適切であり、製造条件も適切であった。その結果、磁気特性及びグラス被膜密着性に優れた。また、表には示さないが、試験番号１～５０では、ＧＤＳスペクトルが、ＴＦｅ ６０≦ＴＡｌ ｐ≦ＴＦｅ ９０を満たしていた（ＴＳｉ ｐ≦ＴＡｌ ｐ≦ＴＦｅ ９０となっていた）。
　なお、試験番号１～５０のうち、試験番号１８～２５、３９～５０では、試験番号１～１７、２６～３８と比較して、Ｆ１が低く、０．０５～０．３０の範囲内であった。その結果、試験番号１８～２５、３９～５０のグラス被膜密着性評価試験の評価はいずれもＧ又はＶＧであり、試験番号１～１７、２６～３８の評価結果（Ｆ）よりも良好であった。
　さらに、試験番号１８～２５、３９～５０のうち、試験番号２２～２５、４４～５０のＦ１は０．０５～０．１２の範囲内であり、試験番号１８～２１、３９～４３のＦ１は０．１３～０．３０の範囲内であった。その結果、試験番号２２～２５、４４～５０のグラス被膜密着性評価試験の評価はいずれもＶＧであり、試験番号１８～２１、３９～４３の評価結果（Ｇ）よりも良好であった。
　一方、試験番号５１～６６は、平均化学組成又は製造条件の何れかが好ましくなかった。その結果、磁気特性及び／又はグラス被膜密着性を満たさなかった。
　試験番号５１では、仕上げ焼鈍工程の低温焼鈍工程にて、低温焼鈍温度Ｔ１（＝９１０～１０００℃）での保持時間ｔ１が短すぎた。そのため、Ｆ１は式（１）を満たしたものの、Ｆ２が式（２）の上限を超えた。その結果、鉄損Ｗ１７／５０が０．８５以上となり、磁気特性が低かった。
　試験番号５２では、仕上げ焼鈍工程の低温焼鈍工程にて、低温焼鈍温度Ｔ１（＝９１０～１０００℃）での保持時間ｔ１が長すぎた。そのため、Ｆ２は式（２）を満たすものの、Ｆ１は式（１）の上限を超えた。その結果、グラス被膜密着性がＮｏＧｏｏｄであり、グラス被膜の母材鋼板に対する密着性が低かった。
　試験番号５３では、仕上げ焼鈍工程の高温焼鈍工程にて、高温焼鈍温度Ｔ２が低すぎた。そのため、Ｆ２は式（２）を満たすものの、Ｆ１は式（１）の上限を超えた。その結果、グラス被膜密着性がＮｏＧｏｏｄであり、グラス被膜の母材鋼板に対する密着性が低かった。
　試験番号５４では、仕上げ焼鈍工程の高温焼鈍工程にて、高温焼鈍温度Ｔ２が高すぎた。そのため、Ｆ１が式（１）の下限未満となった。その結果、鉄損Ｗ１７／５０が０．８５以上となり、磁気特性が低かった。
　試験番号５５では、高温焼鈍温度Ｔ２（＝１１００～１３００℃）での保持時間ｔ２が短すぎた。そのため、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。その結果、グラス被膜密着性評価試験ではいずれもＮＧであり、グラス被膜の母材鋼板に対する密着性が低かった。
　試験番号５６では、高温焼鈍温度Ｔ２（＝１１００～１３００℃）での保持時間ｔ２が長すぎた。そのため、Ｆ１が式（１）の下限未満となった。その結果、鉄損Ｗ１７／５０が０．８５以上となり、磁気特性が低かった。
　試験番号５７では、低温焼鈍工程を実施しなかった。そのため、Ｆ１は式（１）を満たしたものの、Ｆ２が式（２）の上限を超えた。その結果、鉄損Ｗ１７／５０が０．８５以上となり、磁気特性が低かった。
　試験番号５８では、低温焼鈍工程での低温焼鈍温度Ｔ１が低すぎた。そのため、Ｆ１が式（１）の上限を超え、Ｆ２が式（２）の下限未満となった。その結果、磁束密度Ｂ８が１．９０Ｔ未満となり、さらに、鉄損Ｗ１７／５０が０．８５以上となり、磁気特性が低かった。
　試験番号５９では、低温焼鈍工程での低温焼鈍温度Ｔ１が高すぎた。そのため、Ｆ１は式（１）を満たしたものの、Ｆ２が式（２）の上限を超えた。その結果、鉄損Ｗ１７／５０が０．８５以上となり、磁気特性が低かった。
　試験番号６０では、脱炭焼鈍工程の昇温工程を実施しなかった（冷延鋼板の昇温条件を制御しなかった）。その結果、鉄損Ｗ１７／５０が０．８５以上となり、磁気特性が低かった。
　試験番号６１では、脱炭焼鈍工程の昇温工程で、酸素ポテンシャル（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が０．１超であった。その結果、磁束密度Ｂ８が１．９０Ｔ未満となり、さらに、鉄損Ｗ１７／５０が０．８５以上となり、磁気特性が低かった。
　試験番号６２では、脱炭焼鈍工程の昇温工程で、酸素ポテンシャル（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が０．１超であった。その結果、磁束密度Ｂ８が１．９０Ｔ未満となり、さらに、鉄損Ｗ１７／５０が０．８５以上となり、磁気特性が低かった。
　試験番号６３では、脱炭焼鈍工程の昇温工程で酸素ポテンシャル（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が０．１超であり、低温焼鈍工程での低温焼鈍温度Ｔ１が低すぎ、高温焼鈍工程での保持時間ｔ２が短すぎた。また、スラブのＡｌ含有量が０．０１質量％未満であったため、方向性電磁鋼板の母材鋼板及びグラス被膜の平均化学組成でｉｎｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００５質量％未満であった。その結果、磁束密度Ｂ８が１．９０Ｔ未満となり、さらに、鉄損Ｗ１７／５０が０．８５以上となり、磁気特性が低かった。
　試験番号６４では、脱炭焼鈍工程の昇温工程で酸素ポテンシャル（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が０．１超であり、低温焼鈍工程での低温焼鈍温度Ｔ１が低すぎ、高温焼鈍工程での保持時間ｔ２が短すぎた。また、スラブのＡｌ含有量が０．０１質量％未満であったため、方向性電磁鋼板の母材鋼板及びグラス被膜の平均化学組成でｉｎｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００５質量％未満であった。その結果、磁束密度Ｂ８が１．９０Ｔ未満となり、さらに、鉄損Ｗ１７／５０が０．８５以上となり、磁気特性が低かった。
　試験番号６５では、脱炭焼鈍工程の昇温工程で、酸素ポテンシャル（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が０．１超であった。その結果、鉄損Ｗ１７／５０が０．８５以上となり、磁気特性が低かった。
　試験番号６６では、低温焼鈍工程での低温焼鈍温度Ｔ１が低すぎた。その結果、磁束密度Ｂ８が１．９０Ｔ未満となり、さらに、鉄損Ｗ１７／５０が０．８５以上となり、磁気特性が低かった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　本発明の上記態様によれば、グラス被膜の密着性に優れる方向性電磁鋼板を提供できる。よって、産業上の利用可能性が高い。
１　　方向性電磁鋼板
１０　母材鋼板
１１　グラス被膜
１２　張力付与絶縁被膜

Claims (4)

  1. 　母材鋼板と、
    　前記母材鋼板上に配されたグラス被膜と、
    　前記グラス被膜上に配された張力付与絶縁被膜と、を備え、
    　前記母材鋼板及び前記グラス被膜の平均化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０１０％以下、
    　Ｓｉ：２．５～４．０％、
    　Ｍｎ：０．０１～１．００％、
    　Ｎ：０．０１０％以下、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％以下、
    　ｉｎｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．０３０％、
    　Ｍｇ：０．０５～０．２０％、
    　Ｏ：０．０５～０．４０％、
    　Ｔｉ：０～０．０２０％、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ｐ：０．０３０％以下、
    　Ｓｎ：０～０．５０％、
    　Ｃｒ：０～０．５０％、
    　Ｃｕ：０～０．５０％、
    　Ｂｉ：０～０．０１００％、
    　Ｓｅ：０～０．０２０％、
    　Ｓｂ：０～０．５０％、及び、
    　残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　前記グラス被膜の表面から深さ方向にグロー放電発光分析を実施して求めたＡｌ及びＳｉのグロー発光分光スペクトルに関して、
    　前記グラス被膜の表面を測定開始時刻Ｔｓとし、
    　Ａｌが最大発光強度となる時刻をＴＡｌ ｐと定義し、
    　前記ＴＡｌ ｐでのＡｌの発光強度をＦ（ＴＡｌ ｐ）と定義し、
    　Ｓｉが最大発光強度となる時刻をＴＳｉ ｐと定義し、
    　前記ＴＳｉ ｐでのＡｌの発光強度をＦ（ＴＳｉ ｐ）と定義したとき、
    　前記Ｔｓと、前記ＴＡｌ ｐと、前記Ｆ（ＴＡｌ ｐ）と、前記ＴＳｉ ｐと、前記Ｆ（ＴＳｉ ｐ）とが、
    　　０．０５≦Ｆ（ＴＳｉ ｐ）／Ｆ（ＴＡｌ ｐ）≦０．５０、及び、
    　　２．０≦（ＴＡｌ ｐ－Ｔｓ）／（ＴＳｉ ｐ－Ｔｓ）≦５．０
    を満たす、方向性電磁鋼板。
  2. 　前記母材鋼板の板厚が、０．１７ｍｍ以上０．２２ｍｍ未満である、請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
  3. 　前記平均化学組成として、質量％で、
    　Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
    　Ｓｎ：０．０１～０．５０％、
    　Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
    　Ｂｉ：０．００１０～０．０１００％、
    　Ｓｅ：０．００１～０．０２０％、及び、
    　Ｓｂ：０．０１～０．５０％、
    　からなる群から選択される少なくとも１元素を含有する、請求項１又は請求項２に記載の方向性電磁鋼板。
  4. 　前記グラス被膜の表面から深さ方向にグロー放電発光分析を実施して求めたＡｌ及びＦｅのグロー発光分光スペクトルに関して、
    　Ａｌが最大発光強度となる時刻をＴＡｌ ｐと定義し、
    　Ｆｅ発光強度がＦｅ発光強度の飽和値に対して６０％となる時刻をＴＦｅ ６０と定義し、
    　Ｆｅ発光強度がＦｅ発光強度の飽和値に対して９０％となる時刻をＴＦｅ ９０と定義したとき、
    　前記ＴＡｌ ｐと、前記ＴＦｅ ６０と、前記ＴＦｅ ９０とが、
    　　ＴＦｅ ６０≦ＴＡｌ ｐ≦ＴＦｅ ９０
    　を満たす、請求項１～３の何れか一項に記載の方向性電磁鋼板。
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