WO2021054409A1 - 方向性電磁鋼板 - Google Patents

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WO2021054409A1
WO2021054409A1 PCT/JP2020/035339 JP2020035339W WO2021054409A1 WO 2021054409 A1 WO2021054409 A1 WO 2021054409A1 JP 2020035339 W JP2020035339 W JP 2020035339W WO 2021054409 A1 WO2021054409 A1 WO 2021054409A1
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less
grain
glass film
base steel
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雅人 安田
毅郎 荒牧
慎也 矢野
有田　吉宏
隆史 片岡
村上　健一
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日本製鉄株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to grain-oriented electrical steel sheets.
  • grain-oriented electrical steel sheets are mainly used as iron cores of transformers, it is desired that their magnetization characteristics, especially iron loss, are low. For that purpose, it is important to highly align the crystal grains accumulated in the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation, to contain Si to increase the intrinsic resistance, and to reduce impurities.
  • Magnetic domain control technology can be broadly divided into non-heat resistant type and heat resistant type technology.
  • Non-heat resistant magnetic domain control technique for example, as disclosed in Patent Documents 1 and 2, a method of forming a linear thermal strain region on the surface layer of a steel sheet by irradiating the steel sheet with a laser beam is known. ing. In this method, the magnetic domain width is narrowed by the thermal strain region, so that iron loss is reduced.
  • the grain-oriented electrical steel sheet to which the non-heat-resistant magnetic domain control technology is applied cannot be used for a transformer that requires strain removal and annealing after processing such as a wound steel core. Therefore, there is a problem that the usage of the grain-oriented electrical steel sheet is limited.
  • grain-oriented electrical steel sheets with heat-resistant magnetic domain control technology have the advantage of not being restricted by their use.
  • a heat-resistant magnetic domain control technique for example, a method of forming a groove by electrolytic etching as disclosed in Patent Document 3 is known.
  • a glass film is first formed on the surface of the steel sheet after secondary recrystallization. Then, the glass film on the surface of the steel sheet is linearly removed by a laser or a mechanical method, and a groove is formed in the portion where the base iron is exposed by etching. Therefore, this method complicates the process and increases the manufacturing cost. Furthermore, there is a limit to the processing speed.
  • Patent Document 4 a method of forming a groove on the surface of a steel sheet by a mechanical tooth mold press is known.
  • about 3% by mass of Si is often added to the electromagnetic steel sheet for the purpose of increasing the electric resistance. Since such an electromagnetic steel sheet is very hard, the method disclosed in Patent Document 4 may cause wear and damage of the tooth profile. Further, the groove depth may vary, and the iron loss improving effect may also vary.
  • Patent Documents 5 and 6 disclose a technique for devising the shape of the steel plate surface and the groove shape as a heat-resistant magnetic domain control technique, but a fundamental solution to each of the above problems possessed by the heat-resistant magnetic domain control technique. Has not been reached.
  • the tension exerted on the steel sheet by the insulating film or the glass film (hereinafter, also referred to as "film tension") is extremely important.
  • the insulating film for example, one formed by applying an aqueous coating solution containing a phosphate and colloidal silica to a steel sheet is known.
  • the glass film which will be described in detail later, for example, a glass film containing an oxide containing forsterite as a main component is known.
  • Patent Documents 7 and 8 disclose techniques for increasing the tension of the glass film.
  • Patent Document 7 discloses an electromagnetic steel sheet in which spinel (for example, MgAl 2 O 4 ) in forsterite (that is, in a glass film) is 5% or more.
  • Patent Document 8 discloses an electromagnetic steel sheet in which the emission intensities of Al and Fe obtained by glow discharge emission analysis satisfy a predetermined condition.
  • Patent Document 9 discloses a technique for improving the adhesion of the glass film (preventing peeling during bending during transformer manufacturing).
  • Patent Document 9 discloses an electromagnetic steel sheet in which the emission intensity of B obtained by glow discharge emission analysis satisfies a predetermined condition.
  • Patent Documents 7 to 9 can be expected to improve the tension or adhesion of the glass film, these techniques alone cannot obtain the magnetic domain subdivision effect. That is, the techniques disclosed in Patent Documents 7 to 9 are premised on the heat-resistant magnetic domain control technique described above. Therefore, even with these techniques, the problem that the iron loss reduction effect cannot be sufficiently obtained cannot be sufficiently solved.
  • the heat-resistant magnetic domain control technology has a problem that the iron loss reduction effect cannot be sufficiently obtained.
  • the non-heat-resistant magnetic domain control technology can enhance the iron loss reduction effect as compared with the heat-resistant magnetic domain control technology, further improvement of the iron loss reduction effect has been required.
  • the present invention has been developed in view of the above circumstances, and even in heat-resistant magnetic domain control in which the iron loss before magnetic domain control is further improved and the iron loss improving effect cannot be sufficiently obtained, the iron loss is sufficiently improved. It is an object of the present invention to provide a grain-oriented electrical steel sheet to which an effect can be obtained.
  • the present inventor has made extensive studies to solve the above problems. Specifically, the present inventor repeated an experiment in which heat-resistant magnetic domain control was performed on a grain-oriented electrical steel sheet having the same magnetic flux density and various iron loss characteristics before magnetic domain control. As a result, the present inventor has found that the better the iron loss in the state before the magnetic domain control, the better the iron loss after the magnetic domain control. Then, as a result of investigating the characteristics of the steel sheet having good iron loss before the magnetic domain control, the present inventor has a structure in which the glass film is fitted into the surface layer of the base steel sheet (hereinafter, "glass film fitting" in any of the steel sheets. It was clarified that the structure (also called "structure”) was developed. The present inventor came up with the present invention based on such findings.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • it is a grain-oriented electrical steel sheet containing a base steel sheet and a glass film formed on the surface of the base steel sheet, and the base steel sheet has a chemical component of mass%.
  • C 0.010% or less
  • Si 2.00 to 4.00%
  • Mn 0.05 to 1.00%
  • Al 0.010 to 0.065% or less
  • N 0.004% or less
  • S Containing 0.010% or less
  • the balance is composed of Fe and impurities
  • the oxygen concentration contained in the glass film and the base steel sheet is 2500 ppm or less
  • the directional electromagnetic steel sheet is analyzed by glow discharge emission from the surface of the glass film.
  • the concentration profile of Al obtained by (GDS) has at least two peaks, and each peak of Al is set as the first peak and the second peak in order from the side closest to the surface of the glass film, and the first peak of Al is set. strength of the I Al_1, when the second peak intensity of Al was set to I Al_2, oriented electrical steel sheet characterized by satisfying the relation of equation (1) is provided. I Al_1 ⁇ I Al_1 ... Equation (1)
  • the region within the range from the surface of the glass film to the depth of 10 ⁇ m in the direction of the center of the plate thickness has a diameter equivalent to a circle of 1 ⁇ m or more.
  • Al-containing precipitates may be scattered in the rolling direction at an average frequency of 50 pieces / mm or more.
  • the vertical cross section refers to a cross section parallel to the normal direction of the surface of the steel sheet.
  • the relationship of the mathematical formula (1) is satisfied.
  • the condition of the mathematical formula (1) is satisfied, the inset structure of the glass film is greatly developed, and a large amount of Al precipitates are formed in the surface layer portion of the base steel sheet. Since these Al precipitates form magnetic poles, the magnetic domain subdivision effect can be sufficiently enhanced by these Al precipitates.
  • the magnetic domain control may be further applied to the grain-oriented electrical steel sheet according to the present invention. Therefore, according to the present invention, the iron loss before the magnetic domain control is further improved, and the iron loss improving effect can be sufficiently obtained even in the heat-resistant magnetic domain control in which the iron loss improving effect cannot be sufficiently obtained.
  • GDS glow discharge emission analysis
  • the subdivision of magnetic domains can be realized by generating new magnetic poles on the surface layer of the base steel sheet. More specifically, such magnetic poles increase the static energy of the surface layer portion of the base steel sheet. Then, in the surface layer portion of the base steel sheet, a new 180 ° domain wall is generated in order to reduce the static magnetic energy. As a result, the magnetic domain is subdivided. In other words, the magnetic domain width becomes narrower.
  • the present inventor examined fitting the glass film into the surface layer portion of the base steel sheet. This is because the fitting structure of the glass film forms magnetic poles at the surface layer portion of the base steel sheet, so that subdivision of magnetic domains can be realized. Although the details will be described later, the inset structure of the glass film contains Al precipitates, which form the magnetic poles.
  • the present inventor has repeatedly studied for maximizing the effect of subdividing the magnetic domain by the fitting structure of the glass film, and found that the fitting structure is formed by forming a glass film satisfying a predetermined condition on the surface of the base steel sheet. It was found that it can be controlled and the magnetic domain subdivision effect can be enjoyed to the maximum.
  • the oxygen concentration contained in the glass film and the base steel sheet is 2500 ppm or less.
  • the concentration profile of Al obtained by performing glow discharge emission analysis (GDS) on the directional electromagnetic steel plate as shown in FIG. 1, the intensity of the first peak 1 of Al (first peak intensity) is set to I Al_1.
  • the intensity of the second peak 2 of Al is I Al_2
  • the structure of the glass film is controlled so that the relationship of I Al_1 ⁇ I Al_2 (formula (1)) is satisfied. As shown in FIGS.
  • the region within a range of 10 ⁇ m from the surface of the glass film a toward the center of the plate thickness is a circle.
  • Precipitates b containing Al having an equivalent diameter of 1 ⁇ m or more are preferably scattered in the rolling direction at an average frequency of 50 pieces / mm or more.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment includes a base steel sheet and a glass film formed on the surface of the base steel sheet. An insulating film may be further formed on the surface of the glass film.
  • the glass film has an fitting structure that fits into the base steel sheet, and the fitting structure is very well developed. That is, the inset structure has a complicated three-dimensional network structure. Therefore, the glass film is classified into a covering portion that covers most of the surface layer of the base steel sheet and an fitting structure that is fitted into the inside of the surface layer portion of the base steel sheet from the covering portion. Further, the inset structure contains a large amount of Al-containing precipitates.
  • FIG. 2 and 3 show an example of a vertical cross section parallel to the rolling direction of the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment.
  • FIG. 2 is a schematic view
  • FIG. 3 is a photomicrograph of a cross section.
  • ND indicates the plate thickness direction (normal direction of the steel plate surface), and RD indicates the rolling direction.
  • the grain-oriented electrical steel sheet includes the base steel sheet c and the glass film a formed on the surface of the base steel sheet c.
  • the glass film a has an fitting structure that fits into the base steel plate c, and the fitting structure is very developed.
  • the inset structure contains Al precipitate b.
  • Al precipitates appear to be scattered in FIGS. 2 and 3, the Al precipitates are present on the plane of the paper surface (that is, in the rolling direction of the steel sheet) as shown in FIGS. 2 and 3. Not only exists only on a parallel cross section), but actually extends in a direction intersecting the paper surfaces of FIGS. 2 and 3 (for example, perpendicular to the paper surface) (that is, in the plate width direction of the steel plate), and extends to the covering portion.
  • the fitting structure generally appears to fit from the covering portion toward the surface layer portion of the base steel plate (that is, extends in the plate thickness direction), but the fitting structure extends in the rolling direction and the plate width direction. In some cases.
  • a long fitting structure is observed on the left and right (in the rolling direction and the plate width direction). Details of the inset structure and Al precipitate will be described later.
  • the coated portion of the glass coating is a portion that covers most of the surface layer of the base steel plate, and is a portion that is connected to the fitting structure that is fitted inside the surface layer portion of the base steel plate.
  • the covering portion and the fitting structure can be classified by the Al concentration profile as described later.
  • the base steel sheet has C: 0.010% or less, Si: 2.00 to 4.00%, Mn: 0.05 to 1.00%, Al: 0.010 to 0 in mass% as chemical components. It contains .065% or less, N: 0.004% or less, S: 0.010% or less, and the balance is composed of Fe and impurities.
  • % related to the component composition shall mean mass% with respect to the total mass of the base steel sheet.
  • C (C: 0.010% or less) C is an element that is effective in controlling the primary recrystallization structure, but since it adversely affects the magnetic properties, it is an element that is removed by decarburization annealing before finish annealing. If the C concentration in the final product exceeds 0.010%, C will age-harden and the hysteresis loss will deteriorate. Therefore, the C concentration should be 0.010% or less.
  • the C concentration is preferably 0.007% or less, more preferably 0.005% or less.
  • the lower limit of the C concentration includes 0%, but if the C concentration is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost will increase significantly, so 0.0001% is a practical lower limit on the practical steel sheet. In grain-oriented electrical steel sheets, the C concentration is usually reduced to about 0.001% or less by decarburization annealing.
  • Si is an element that increases the electrical resistance of a steel sheet and improves the iron loss characteristics. If the Si concentration is less than 2.00%, ⁇ transformation of the iron structure occurs during finish annealing and the crystal orientation of the steel sheet is impaired. Therefore, the Si concentration is set to 2.00% or more. The Si concentration is preferably 2.50% or more, more preferably 3.00% or more. On the other hand, if the Si concentration exceeds 4.00%, the workability of the grain-oriented electrical steel sheet deteriorates and cracks occur during rolling, so the Si concentration is set to 4.00% or less. The Si concentration is preferably 3.50% or less.
  • Mn 0.05 to 1.00%)
  • Mn is an element that prevents cracking during hot rolling and combines with S to produce MnS that functions as an inhibitor. If the Mn concentration is less than 0.05%, the effect of adding Mn is not sufficiently exhibited, so the Mn concentration is set to 0.05% or more.
  • the Mn concentration is preferably 0.07% or more, more preferably 0.09% or more.
  • the Mn concentration exceeds 1.00%, the precipitation and dispersion of MnS become non-uniform, the required secondary recrystallization structure cannot be obtained, and the magnetic flux density decreases, so that the Mn concentration is 1.00% or less.
  • the Mn concentration is preferably 0.80% or less, more preferably 0.60% or less.
  • Al is an element that binds to N to produce (Al, Si) N or AlN that functions as an inhibitor. If the Al concentration is less than 0.010%, the effect of adding Al is not sufficiently exhibited and the secondary recrystallization does not proceed sufficiently. Therefore, the Al concentration is set to 0.010% or more.
  • the Al concentration is preferably 0.015% or more, more preferably 0.020% or more.
  • the Al concentration exceeds 0.065%, the precipitation and dispersion of the inhibitor become non-uniform, the required secondary recrystallization structure cannot be obtained, and the magnetic flux density decreases, so that the Al concentration is 0.065% or less. And.
  • the Al concentration is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less.
  • N is an element that binds to Al to form AlN that functions as an inhibitor.
  • the N concentration of the final product exceeds 0.004%, N in the steel sheet is precipitated as AlN, which deteriorates the hysteresis loss. Therefore, the N concentration is set to 0.004% or less.
  • the lower limit of the N concentration includes 0%, but if the N concentration is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost will increase significantly, so 0.001% is a practical lower limit on the practical steel sheet. In the grain-oriented electrical steel sheet, the N concentration is usually reduced to about 0.001% or less by finish annealing.
  • S is an element that binds to Mn to produce MnS that functions as an inhibitor.
  • S concentration exceeds 0.010% in the final product, S in the steel sheet is precipitated as MnS, which deteriorates the hysteresis loss. Therefore, the S concentration is set to 0.010% or less.
  • the lower limit of the S concentration includes 0%, but if the S concentration is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost will increase significantly, so 0.0001% is a practical lower limit on the practical steel sheet.
  • the S concentration is usually reduced to about 0.005% or less by finish annealing.
  • the balance excluding the above elements is Fe and impurities.
  • Impurities are basically unavoidable impurities, but when the base steel sheet contains optional additive elements described later, the impurities are composed of these optional additive elements in addition to the unavoidable impurities.
  • the unavoidable impurities are elements that are unavoidably mixed from the steel raw material and / or in the steelmaking process, and are permissible elements as long as they do not impair the characteristics of the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment.
  • the base steel sheet Cr: 0.30% or less, Cu: 0.40% or less, P: 0.50% for the purpose of not inhibiting the magnetic characteristics and enhancing other characteristics.
  • Ni 1.00% or less
  • Sn 0.30% or less
  • Sb 0.30% or less
  • B 0.0100% or less
  • Mo 0.1% or less
  • Bi 0.01% or less.
  • One or more of the above may be added as an optional additive element. Since these elements are optional additives, the lower limit of the concentration may be 0%.
  • Cr is an element that improves the oxide layer of decarburization annealing and is effective for forming a glass film. Therefore, Cr may be added to the base steel sheet in the range of 0.30% or less. If the Cr concentration exceeds 0.30%, the decarburization property is significantly inhibited. Therefore, the upper limit of the Cr concentration is preferably 0.30%.
  • Cu is an element effective in increasing the specific resistance of the base steel sheet and reducing iron loss. If the C concentration exceeds 0.40%, the iron loss reduction effect is saturated and causes surface defects such as "copper hesitation" during hot spreading. Therefore, the upper limit of the C concentration is preferably 0.40%.
  • P 0.50% or less
  • P is an element effective for increasing the specific resistance of the base steel sheet and reducing the iron loss. If the P concentration exceeds 0.50%, a problem will occur in rollability. Therefore, the upper limit of the P concentration is preferably 0.50%.
  • Ni is an element effective in increasing the specific resistance of the base steel sheet and reducing iron loss. Ni is also an effective element for controlling the iron structure of the hot-rolled plate and improving the magnetic properties. However, if the Ni concentration exceeds 1.00%, secondary recrystallization becomes unstable, so the upper limit of the Ni concentration is preferably 1.00%.
  • Sn and Sb are well-known intergranular segregation elements. Since the base steel sheet according to the present embodiment contains Al, Al may be oxidized by the moisture released from the annealing separator depending on the finish annealing conditions, and the inhibitor strength may fluctuate at the coil position. As a result, the magnetic characteristics may fluctuate depending on the coil position. As one of the countermeasures, there is a method of preventing the oxidation of Al by adding these intergranular segregation elements, and for that purpose, Sn and Sb may be added to the base steel sheet at a concentration of 0.30% or less, respectively. ..
  • the concentration of these elements exceeds 0.30%, Si is less likely to be oxidized during decarburization annealing, the formation of a glass film becomes insufficient, and the decarburization annealing is significantly inhibited. Therefore, the upper limit of the concentration of these elements is preferably 0.30%.
  • B is an element that binds to N in the base steel sheet and complex-precipitates with MnS to form BN that functions as an inhibitor.
  • the lower limit of the B concentration is not particularly limited, and may be 0% as described above. However, in order to fully exert the effect of adding B, the lower limit of the B concentration is preferably 0.0005%.
  • the B concentration is preferably 0.001% or more, more preferably 0.0015% or more.
  • the B concentration is preferably 0.0100% or less.
  • the B concentration is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less, and more preferably 0.0040% or less.
  • Mo 0.1% or less
  • Mo is an element effective for improving the surface texture during hot spreading. However, if the Mo concentration exceeds 0.1%, the Mo addition effect is saturated, so the upper limit of the Mo concentration is preferably 0.1%.
  • Bi 0.01% or less
  • Bi has the effect of stabilizing precipitates such as sulfides and strengthening the function as an inhibitor.
  • the upper limit of the Bi concentration is preferably 0.01%.
  • the total oxygen concentration in the glass film and the base steel sheet is 2500 ppm or less. Most of the oxygen is contained in the glass film, and the oxygen contained in the steel sheet is about 10 to 100 ppm.
  • the grain-oriented electrical steel sheet contains an insulating film described later, the oxygen concentration is measured after the insulating film is removed from the grain-oriented electrical steel sheet. That is, the insulating film is not included in the measurement target of the oxygen concentration.
  • the insulating film is removed using, for example, an aqueous sodium hydroxide solution.
  • the oxygen analysis method uses a gas analysis method in which a sample is placed in a graphite crucible, the sample is melted and heated, and CO and CO 2 are measured by an infrared absorption method.
  • the oxygen concentration exceeds 2500 ppm, the magnetic flux density of the base steel sheet decreases (more specifically, the amount of magnetic iron decreases), and the iron loss deteriorates. Therefore, the upper limit of the oxygen concentration is 2500 ppm.
  • the lower limit of the oxygen concentration is not particularly limited, but when the oxygen concentration is extremely low as 500 ppm or less, a glass film is not actually formed on the surface of the base steel sheet, and the inset structure of the glass film does not develop. Therefore, the iron loss becomes inferior. Furthermore, the adhesion of the insulating film may decrease. Therefore, the oxygen concentration is preferably more than 500 ppm, more preferably 1000 ppm or more. The oxygen concentration is measured using a gas analyzer that uses the principle of the inert gas melting method.
  • the method for setting the oxygen concentration to 2500 ppm or less include decarburization annealing conditions, particularly a method for adjusting the dew point.
  • the oxygen concentration can be set to 2500 ppm or less by adjusting the dew point while considering the annealing time and annealing temperature.
  • GDS analysis requires appropriate condition adjustment according to the sample, and the adjustment is within the range of normal practice for those skilled in the art. Therefore, the measurement conditions of GDS are not limited, but for example, the output is 35 W, and the data is taken in at intervals of 0.01 to 0.10 seconds.
  • the Al concentration profile has at least two peaks.
  • the peaks of each Al are designated as the first peak, the second peak, and so on in order from the side closer to the surface of the glass film.
  • FIG. 1 shows an example of the Al concentration profile.
  • the Al concentration profile shown in FIG. 1 has two peaks, that is, a first peak 1 and a second peak 2.
  • the number of peaks is preferably two.
  • the peaks may partially overlap or may be separated from each other.
  • the first peak is derived from the Al precipitate in the coated portion of the glass film
  • the second peak is derived from the Al precipitate in the inlaid structure of the glass film.
  • the Al precipitate from which each peak is derived is, for example, Mg 2 Al 2 O 4 in which Si of forsterite (Mg 2 SiO 4) constituting the glass film is replaced with Al.
  • MgAl 2 O 4 has a similar composition of constituent elements to forsterite (Mg 2 SiO 4 ), has a polymorphic relationship, and is easily produced.
  • the Al precipitate is not necessarily limited to Mg 2 Al 2 O 4 , and is not particularly limited as long as it constitutes a magnetic pole in the surface layer portion of the base steel sheet. Examples of other Al precipitates assumed in the present embodiment include precipitates in which other elements are substituted and solid-solved in MgAl 2 O 4 , Al 2 O 3 and the like.
  • the first peak intensity of Al is I Al_1 and the second peak intensity of Al is I Al_1
  • the relationship of the equation (1) is satisfied.
  • each peak intensity is defined as the maximum intensity of Al emission intensity at each peak (in other words, the maximum peak height).
  • the equation (1) may be modified so that the ratio of the first peak intensity to the second peak intensity is less than 1. That is, the relation of the mathematical formula (1)'is satisfied.
  • the first peak intensity may be 0, and the lower limit of the peak ratio may be 0.
  • the lower limit of the peak ratio is 0.1 or more or more than 0.1, 0.2 or more or more than 0.2, 0.3 or more or more than 0.3, 0.4 or more or more than 0.4, 0. 5 or more or more than 0.5, 0.6 or more or more than 0.6, 0.7 or more or more than 0.7, 0.8 or more or more than 0.8, 0.9 or more or more than 0.9. You may. On the other hand, in general, the stronger the second peak intensity, the closer the peak ratio is to 1, which is preferable. Therefore, the upper limit of the peak ratio is 0.9 or less or less than 0.9, 0.8 or less or less than 0.8, 0.7 or less or less than 0.7, 0.6 or less or less than 0.6, 0. It may be 5 or less or less than 0.5, 0.4 or less or less than 0.4.
  • FIGS. 2 and 3 show an example of the surface state of the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment.
  • the grain-oriented electrical steel sheet includes a base steel sheet c and a glass film a formed on the surface of the base steel sheet c.
  • the glass film a has an fitting structure that fits into the base steel plate c, and the fitting structure is very developed.
  • the inset structure contains Al precipitate b.
  • the inset structure has a very complex three-dimensional network structure.
  • Al precipitates appear to be scattered in FIGS. 2 and 3
  • the Al precipitates are present on the plane of the paper surface (that is, in the rolling direction of the steel sheet) as shown in FIGS. 2 and 3.
  • the fitting structure generally appears to fit from the covering portion toward the surface layer portion of the base steel plate (that is, extends in the plate thickness direction), but the fitting structure extends in the rolling direction and the plate width direction. In some cases. When observing the vertical cross section of this portion, a long fitting structure is observed on the left and right (in the rolling direction and the plate width direction).
  • the "surface layer portion of the base steel plate” in the present embodiment means a region from the surface of the base steel plate (the interface between the coated portion of the glass film and the base steel plate) to a predetermined depth in the base steel plate.
  • the portion where the fitting structure of the glass film is formed may be used as the surface layer portion of the base steel sheet.
  • the surface of the base steel sheet (the interface between the coated portion of the glass film and the base steel plate) generally corresponds to the boundary between the coated portion of the glass film and the fitting structure, and the boundary is determined by the Al concentration profile. Can be classified.
  • the predetermined depth may be 10 ⁇ m from the surface of the glass coating toward the center of the plate thickness in consideration of the thickness of the glass coating on a general grain-oriented electrical steel sheet.
  • a part of the inset structure is composed of Al precipitates.
  • Al precipitates are abundantly distributed at the tip of the inset structure.
  • the tip end portion of the fitting structure means an end portion extending in the depth direction on the inner side of the steel sheet in observation in a two-dimensional cross section as shown in FIG. 3, for example.
  • FIGS. 2 and 3 it can be seen that a large amount of Al precipitates are formed at the tip of the inset structure.
  • Al precipitates appearing to be scattered substantially spherically in the base steel plate are at the tip of the fitting structure extending in the direction intersecting the paper surface (that is, the plate width direction of the steel plate). It is formed.
  • the Al precipitate may be present at a portion other than the tip of the inset structure.
  • the specific three-dimensional network structure of the inset structure is not particularly limited, but the more complicated the inset structure is, the more Al precipitates are generated in the inset structure and trapped and stay there.
  • the fitting structure since the fitting structure forms a very complicated three-dimensional network structure, many Al precipitates are present in the fitting structure.
  • most of the Al precipitates are formed by the inset structure and are trapped there, so that not so much is deposited on the coated portion of the glass film.
  • the first peak is derived from the Al precipitate in the coating portion of the glass film
  • the second peak is derived from the Al precipitate in the inlaid structure of the glass film. Therefore, in the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment, the second peak intensity is larger than the first peak intensity, and the mathematical formula (1) is satisfied. From this, the boundary between the coated portion of the glass film and the inset structure can be classified by the Al concentration profile.
  • the Al precipitate forms an interface on the surface layer of the base steel sheet that has a different magnetic permeability from that of the steel sheet. That is, the Al precipitate having the fitted structure fitted into the surface layer portion of the base steel sheet constitutes the magnetic pole.
  • many Al precipitates, that is, magnetic poles are formed on the surface layer portion of the base steel sheet, so that the magnetic domain is further subdivided.
  • the case where the mathematical formula (1) is not satisfied is, for example, a case where the inset structure is not developed and the amount of Al precipitates deposited is small.
  • An example of such a grain-oriented electrical steel sheet is shown in FIG.
  • the meaning of each reference numeral in FIG. 4 is the same as that in FIGS. 2 and 3.
  • the inset structure is hardly developed, and therefore the Al precipitate is present almost only in the glass film (the portion corresponding to the coating portion).
  • the fitting structure is not developed, and Al precipitates serving as magnetic poles are hardly formed on the surface layer portion of the base steel sheet, so that the magnetic domain subdivision effect cannot be enjoyed.
  • the inlaid structure of the glass film is the portion fitted into the surface layer portion of the base steel sheet, and the Al precipitate contained in the inlaid structure is the portion of the surface layer portion of the base steel sheet from the surface of the glass film to a depth of 10 ⁇ m.
  • the Al precipitate can be observed by the following method. That is, of the vertical cross section parallel to the rolling direction of the surface layer portion of the base steel plate, the region from the surface of the glass film to a depth of 10 ⁇ m (hereinafter, also referred to as “observation region”) is defined by an optical microscope or FE-SEM (field electron emission). Observe with a emission scanning electron microscope) or the like.
  • the composition of the observation region is analyzed by EDS (energy dispersive X-ray spectroscopy), EPMA (electron probe microanalyzer), or the like.
  • EDS energy dispersive X-ray spectroscopy
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • the size and precipitation frequency of Al precipitates which will be described later, can be measured.
  • the precipitation frequency for example, a plurality of photographs of the observation area may be taken, and the precipitation frequency measured in each photograph may be arithmetically averaged.
  • Al precipitates having a diameter equivalent to a circle and having a diameter of 1 ⁇ m or more are scattered in the observation region at an average frequency of 50 pieces / mm or more in the rolling direction. In this case, the magnetic domain subdivision effect can be further enhanced.
  • the presence of Al precipitates having a circle-equivalent diameter of less than 1 ⁇ m does not adversely affect the characteristics of the base steel sheet, it is considered that such Al precipitates are unlikely to contribute to the magnetic domain refinement effect.
  • the upper limit of the equivalent circle diameter of the Al precipitate is not particularly limited. However, if the Al precipitates are too large, the number density of the Al precipitates is relatively reduced, and the iron loss improving effect may be reduced. Therefore, for example, the equivalent circle diameter is preferably 10 ⁇ m or less.
  • the precipitation frequency of Al precipitates is less than 50 pieces / mm, the frequency of occurrence of magnetic poles decreases, so that the magnetic domain subdivision effect may be slightly reduced.
  • the upper limit of the precipitation frequency is not particularly limited, but if the precipitation frequency is too high, the Al precipitates may hinder the domain wall movement itself. In this case, the iron loss may be impaired, so the precipitation frequency is preferably 100 pieces / mm or less.
  • the grain- oriented electrical steel sheet according to the present embodiment when the first peak intensity of Al is I Al_1 and the second peak intensity of Al is I Al_1 , the relationship of the mathematical formula (1) is satisfied. Is done.
  • the condition of the formula (1) is satisfied, the inlaid structure of the glass film is greatly developed, and many Al precipitates are formed in the inlaid structure, in other words, in the surface layer portion of the base steel sheet. Since these Al precipitates form magnetic poles, the magnetic domain subdivision effect can be sufficiently enhanced by these Al precipitates.
  • the magnetic domain control described later may be further applied to the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment. Therefore, according to the present embodiment, the iron loss before the magnetic domain control is further improved, and the iron loss improving effect can be sufficiently obtained even in the heat-resistant magnetic domain control in which the iron loss improving effect cannot be sufficiently obtained. ..
  • Manufacturing method of grain-oriented electrical steel sheet > Next, an example of the method for manufacturing the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment will be described.
  • the manufacturing method of the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment is not limited to the manufacturing method described below, and any manufacturing method can be used as long as it can manufacture the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment. You may.
  • the method for manufacturing the directional electromagnetic steel sheet according to the present embodiment includes a steel slab preparation step, a reheating step, a hot rolling step, a hot rolling plate annealing step, a cold rolling step, a decarburization annealing step, a nitrided step, and a quench separation. Includes agent coating step, finish annealing step, purification annealing step, and cooling step. Hereinafter, each step will be described in detail.
  • a steel slab is prepared. Specifically, steel is melted by, for example, a converter or an electric furnace. The molten steel thus obtained is subjected to vacuum degassing treatment as necessary, and then continuously cast or ingot and then block-rolled. This gives a steel slab.
  • the thickness of the steel slab is not particularly limited, but is usually cast in the range of 150 to 350 mm, preferably 220 to 280 mm. However, the steel slab may be a so-called thin slab having a thickness range of 30 to 70 mm. When a thin slab is used, there is an advantage that it is not necessary to roughen the intermediate thickness when manufacturing the hot-rolled plate.
  • the chemical composition of the steel slab is the same as that of the base steel sheet described above except for the mass% of N. Here, only the mass% of N will be described.
  • N is an element that binds to Al to form AlN that functions as an inhibitor. However, N is also an element that forms blisters (vacancy) in the steel sheet during cold rolling. If the mass% of N is less than 0.004%, the formation of AlN is insufficient, so the N concentration is set to 0.004% or more. It is preferably 0.006% or more, more preferably 0.007% or more. If the N concentration exceeds 0.012%, many blisters may be formed in the steel sheet during cold rolling, so the N concentration is set to 0.012% or less.
  • the steel slab is reheated.
  • the reheating temperature of the steel slab is preferably 1280 ° C. or lower.
  • the reheating temperature exceeds 1280 ° C., the amount of molten scale increases.
  • the decarburization annealing temperature it is necessary to set the decarburization annealing temperature to more than 900 ° C. in order to obtain the desired primary recrystallization grain size. Therefore, in this embodiment, it is preferable to reheat the steel slab at 1280 ° C. or lower.
  • the lower limit of the reheating temperature is not particularly limited, but may be, for example, 1100 ° C.
  • Hot rolling process hot rolled sheet annealing process
  • the steel slab after reheating is hot-rolled.
  • the hot-rolled plate annealing step the iron structure is recrystallized by heating the hot-rolled plate obtained by the hot rolling step to the first stage temperature of 1000 to 1150 ° C. Then, the hot-rolled plate is annealed at 850 to 1100 ° C. and at the second stage temperature lower than the first stage temperature.
  • This hot-rolled plate annealing step is mainly performed for the purpose of homogenizing the non-uniform structure generated during hot-rolling.
  • the upper limit of the first stage temperature in this case has a great influence on the inhibitor. For example, when the temperature of the first stage exceeds 1150 ° C., the inhibitor is finely precipitated in the subsequent steps. Therefore, the upper limit of the temperature of the first stage is set to 1150 ° C. On the other hand, when the temperature of the first stage is less than 1000 ° C., recrystallization is insufficient and the iron structure after hot spreading cannot be made uniform. Therefore, the lower limit of the first stage temperature is set to 1000 ° C.
  • the upper limit of the temperature of the second stage also has a great influence on the inhibitor. For example, when the temperature of the second stage exceeds 1100 ° C., the inhibitor is finely precipitated in the subsequent step. Therefore, the upper limit of the temperature of the second stage is set to 1100 ° C. When the temperature of the second stage is less than 850 ° C., the ⁇ phase is not generated, so that the iron structure cannot be made uniform. Therefore, the lower limit of the second stage temperature is set to 850 ° C. Further, the temperature of the second stage needs to be controlled to a value lower than the temperature of the first stage.
  • the hot-rolled plate After performing the hot-rolled plate annealing step, the hot-rolled plate is subjected to one cold rolling or two or more cold rollings (cold rolling) with intermediate annealing sandwiched between them. As a result, the final cold-rolled plate is produced.
  • Each cold rolling may be carried out at room temperature, or may be hot rolling in which the temperature of the steel sheet is raised to a temperature higher than room temperature, for example, about 200 ° C.
  • the decarburization annealing step first, a heating step of heating the steel plate (cold-rolled plate) after the cold-rolling step from an inlet temperature t0 ° C. to a soaking temperature t2 higher than the inlet temperature, and a heating step of equalizing the temperature of the cold-rolled plate. It includes a soaking step of maintaining a heat temperature of t2 ° C. for a predetermined time.
  • the decarburization annealing step is performed in a moist atmosphere.
  • the inlet temperature t0 ° C. is the temperature at which the cold-rolled plate is introduced into the annealing furnace, and is generally 600 ° C. or lower.
  • the soaking temperature is a temperature within the range of 700 to 900 ° C.
  • the decarburization annealing soaking step (the process of maintaining a temperature of 700 to 900 ° C. for a predetermined time) is performed for the purpose of removing carbon in steel and controlling the primary recrystallization grain size to a desired grain size.
  • the soaking step is preferably carried out at a soaking temperature of t2 ° C. in a temperature range of 700 ° C. to 900 ° C. for a time such that the primary recrystallization particle size is 15 ⁇ m or more. If the soaking temperature t2 ° C. is less than 700 ° C., the desired primary recrystallization particle size cannot be achieved, and if the soaking temperature t2 exceeds 900 ° C., the primary recrystallization exceeds the desired particle size.
  • the primary recrystallization texture (specifically, the crystal orientation in the texture) can be controlled by controlling the heating rate in the heating process.
  • the ease of recrystallization differs depending on the crystal orientation, and the ⁇ 411 ⁇ orientation grains are most likely to recrystallize at a heating rate of around 100 ° C./sec, and the Goth orientation grains are more likely to recrystallize in proportion to the heating rate. .. Therefore, in the present embodiment, the heating rate HR1 from t0 ° C., which is 600 ° C. or lower, to t2 ° C.
  • thermo in the tropics which is in the range of 700 to 900 ° C.
  • temperature in the tropics is set to 40 ° C./sec or more, preferably 75 ° C. It is preferable to heat at a heating rate of / sec or more, more preferably 75 to 125 ° C./sec. This makes it possible to reduce the ⁇ 111 ⁇ orientation grains and increase the ⁇ 411 ⁇ orientation grains and the Goth orientation grains.
  • HR1 is an average heating rate from t0 ° C. to t2 ° C., and the heating rate may fluctuate in a part of the heating process and temporarily become less than 40 ° C./sec.
  • the decarburization and annealing steps include a heating step of heating the cold-rolled plate from an inlet temperature t0 ° C. below 600 ° C. to a soaking temperature t2 ° C. higher than the inlet temperature t0 ° C. and a temperature of the cold-rolled plate.
  • the temperature of the cold-rolled plate is within the range of the inlet temperature t0 ° C. to 700 to 900 ° C. and the soaking temperature.
  • the heating rate hr1 until the ultimate temperature t1 ° C. lower than t2 ° C. is set to 40 ° C./sec or more, and the heating rate hr2 until the temperature of the cold-rolled plate reaches the soaking temperature t2 ° C. from the ultimate temperature t1 ° C. It may be over 15 ° C./sec to 30 ° C./sec.
  • the temperature of the cold-rolled plate reaches the ultimate temperature t1 ° C., which is within the range of the inlet temperature t0 ° C. to 700 to 900 ° C. and lower than the soaking temperature t2 ° C. ( That is, the heating rate hr1 in the rapid heating temperature range) is set to 40 ° C./sec or more, and the heating rate hr2 from the reaching temperature t1 ° C. to the soaking temperature t2 ° C. is set to 15 ° C./sec. It may be super to 30 ° C./sec.
  • the inlet temperature t0 ° C. to the ultimate temperature t1 Heating in the temperature range of ° C. can be performed by an induction heating device.
  • the heating rate hr1 may be 40 ° C./sec or higher, preferably 75 to 125 ° C./sec.
  • the heating rate hr1 from the inlet temperature t0 ° C. to the soaking heat t1 ° C. is set to 40 ° C./sec or more. This makes it possible to reduce the ⁇ 111 ⁇ orientation grains and increase the ⁇ 411 ⁇ orientation grains and the Goth orientation grains.
  • the heating rate hr1 is preferably 75 ° C./sec or higher, and more preferably 75 to 125 ° C./sec.
  • the heating rate hr2 from the ultimate temperature t1 ° C. to the soaking temperature t2 ° C. may be set to more than 15 ° C./sec to 30 ° C./sec.
  • the lower limit of the heating rate hr2 is preferably 16 ° C./sec.
  • the heating rate hr2 after the temperature of the cold-rolled plate reaches the ultimate temperature t1 ° C. may be set to a relatively high value of more than 15 ° C./sec to 30 ° C./sec.
  • the reason why the above effect is obtained when the heating rate hr2 is controlled to more than 15 ° C./sec to 30 ° C./sec is not clear, but the present inventor considers the reason as follows. .. That is, in the temperature range from the ultimate temperature t1 ° C. of rapid heating to the soaking temperature t2 ° C., which is 700 to 900 ° C., recrystallization of unrecrystallized grains and grain growth of crystal grains that have already been recrystallized occur. At the soaking temperature of t2 ° C., all the unrecrystallized grains are recrystallized grains.
  • the recrystallized grains enter the grain growth mode, the azimuth grains having a small grain size are slaughtered, and the azimuth grains having a large grain size have a large diameter.
  • the Goth orientation grains have completed recrystallization at an ultimate temperature of t1 ° C. or lower. Goth that has already completed recrystallization by controlling the heating rate hr2 from the ultimate temperature t1 ° C. to the soaking temperature t2 ° C. to more than 15 ° C./sec to 30 ° C., preferably 16 ° C./sec or more and 30 ° C./sec or less. Grain growth of oriented grains is promoted. That is, since the Goth azimuth grains are already large-diameter crystal grains at the start of the heat equalizing step, they can exist without being eaten by other azimuth grains in the heat soaking step.
  • the heating rate hr2 is 15 ° C./sec or less, the growth of the crystal grains in the orientation of recrystallization after the reaching temperature t1 ° C. and the growth of the Goth orientation grains compete with each other, and the Goth orientation grains cannot grow sufficiently. ..
  • the frequency of Goth orientation grains decreases in the primary recrystallized grain aggregate structure, and an electromagnetic steel sheet having good iron loss characteristics cannot be obtained.
  • the heating rate hr2 exceeds 30 ° C./sec, the frequency and crystal grain size of the goth-oriented grains become extremely large in the primary recrystallized grain aggregate structure, and the grain size (uniformity) of the entire structure is significantly impaired. It will be lost.
  • the upper limit of hr2 may be 25 ° C. or lower or less than 25 ° C.
  • the range of hr2 can be heated by various heating devices as described in detail later, but if hr2 becomes large and overshoots the soaking temperature t2, it may lead to subsequent secondary recrystallization failure. Therefore, it is preferable that the upper limit of hr2 is 25 ° C. or lower or less than 25 ° C., because it is possible to prevent overshooting the soaking temperature t2.
  • Heating in the heating process of decarburization annealing may be performed by induction heating.
  • the degree of freedom of the heating rate is high, the steel sheet can be heated in a non-contact manner, and the effect of being relatively easy to install in the decarburization annealing furnace can be obtained.
  • the cold-rolled plate is heated from the inlet temperature t0 ° C. only by the induction heating device. It can be rapidly heated to the ultimate temperature t1 ° C.
  • heating from the ultimate temperature t1 ° C. to the soaking temperature t2 ° C. and the soaking heat treatment in the subsequent soaking step may be performed using a heating device using a radiant heat source such as a radiant tube. It is difficult to heat after the Curie point with an induction heating device, but a heating device using a radiant heat source can stably heat a cold-rolled plate even in such a temperature range. Further, heating by radiant heat has an advantage that it is easy to control within the range of the heating rate hr2 (within the range slower than the heating rate hr1).
  • the heating method is not particularly limited.
  • the heating method may be a method using a new high-energy heat source such as a laser or plasma, a method using an energization heating device, or the like. It is also possible to combine these as appropriate.
  • a new high-energy heat source such as a laser or plasma
  • an energization heating device or the like. It is also possible to combine these as appropriate.
  • an induction heating device or a heating device using a radiant heat source there is an advantage that the cold rolling plate can be heated without the heating device coming into direct contact with the cold rolling plate.
  • the method for measuring the heating rate of HR1, HR2 (described later), hr1, hr2, etc. is not particularly limited, but it can be calculated by measuring the temperature of the steel sheet using, for example, a radiation thermometer or the like. However, if it is difficult to measure the steel plate temperatures t0, t1, t2, etc., and it is difficult to estimate the exact locations of the start and end points of HR1, HR2, hr1, hr2, etc., each heat in the temperature rise process These locations may be estimated by analogizing the pattern.
  • the steel sheet After decarburization annealing, the steel sheet is nitrided so that the nitrogen concentration of the steel sheet is 40 ppm or more and 1000 ppm or less. If the nitrogen concentration of the steel sheet after the nitriding treatment is less than 40 ppm, AlN is not sufficiently precipitated in the steel sheet, and AlN does not function as an inhibitor. Therefore, the nitrogen concentration of the steel sheet is set to 40 ppm or more. On the other hand, when the nitrogen concentration of the steel sheet exceeds 1000 ppm, excess AlN is present in the steel sheet even after the completion of secondary recrystallization in finish annealing. Such AlN causes deterioration of iron loss. Therefore, the nitrogen concentration of the steel sheet is set to 1000 ppm or less.
  • an annealing separator is applied to the surface of the steel sheet.
  • Finish annealing which will be described later, may be performed in a state where the steel sheet is wound into a coil. When finish annealing is performed in such a state, the coil may be seized and it may be difficult to unwind the coil. Therefore, in the present embodiment, an annealing separator is applied so that the coil can be unwound after finish annealing.
  • the main component of the annealing separator is MgO, and MgO in the annealing separator undergoes a solid-phase reaction with SiO 2 in the internal oxide layer during finish annealing to form forsterite (Mg 2 SiO 4 ), resulting in a glass film. To form.
  • the finish annealing step is annealing, which is also called a secondary recrystallization annealing step, and is a process for promoting secondary recrystallization of the iron structure.
  • the steel sheet is heated to about 1200 ° C., which will be described later.
  • the heating rate HR2 is 15 ° C./h or less in the temperature range of at least 1000 ° C. to 1100 ° C.
  • heating rate HR2 is too fast (more than 15 ° C./h), crystal grains having a crystal orientation other than the Goth orientation will grow.
  • the heating rate in other temperature ranges is not particularly limited and may be about the same as that of the conventional finish annealing.
  • the finish annealing process is performed in a mixed atmosphere of nitrogen and hydrogen. Further, in the present embodiment, the nitrogen concentration (nitrogen partial pressure) is controlled to be gradually lowered in the heating process. Specifically, when the temperature range of 700 to 900 ° C. is T2, the temperature range of 800 to 1000 ° C. is T3, and the temperature range of 900 to 1200 ° C. is T4, the partial pressure of nitrogen from room temperature to T2 (T2 or less) P0 is 60 to 90%, nitrogen partial pressure P1 from T2 to T3 (more than T2 and T3 or less) is 40 to 60%, and nitrogen partial pressure P2 from T3 to T4 (more than T3 and T4 or less) is 10 to 40%. ..
  • T4 is set to a temperature lower than 1200 ° C.
  • the nitrogen partial pressure P2 at T4 to 1200 ° C. is 0% (hydrogen partial pressure 100%).
  • the precipitates (AlN, MnS, etc.) used as inhibitors are detoxified by purifying after the completion of the secondary recrystallization. This makes it possible to reduce the hysteresis loss in the final magnetic characteristics.
  • the purification annealing step for example, it is preferable to retain the steel sheet at 1200 ° C. for 10 hours or more in a hydrogen atmosphere.
  • the steel sheet is cooled.
  • the cooling rate (temperature lowering rate) CR in the temperature range (T5) of 1200 to 1000 ° C. is 30 to 100 ° C./h.
  • the cooling rate CR is more preferably 30 to 50 ° C./h.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment can be produced.
  • the reason why the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment can be produced by each of the above-mentioned steps is not clear, but the present inventor generally considers the reason as follows.
  • forsterite (Mg 2 SiO 4 ) is produced by the solid-phase reaction between SiO 2 in the internal oxide layer and MgO in the annealing separator. Then, forsterite is accumulated on the surface of the steel sheet to form a glass film. As a result, a glass film is formed on the surface of the steel sheet (base steel sheet).
  • the nitrogen partial pressure is gradually lowered from a high partial pressure to a low partial pressure at 700 to 1200 ° C.
  • MgO in the annealing separator reacts stably with SiO 2 existing at a deeper position in the internal oxide layer to generate forsterite.
  • the glass film is fitted into the surface layer portion of the base steel sheet, and the fitting structure is formed. Furthermore, the Ostwald growth of the generated Ostwald develops the inset structure. Specifically, the three-dimensional network structure of the inset structure becomes complicated, and the branches constituting the inset structure become thicker.
  • the Al precipitates that are abundantly distributed in this inlaid structure correspond to the second peak of the Al concentration profile.
  • the Al precipitate present in this glass film corresponds to the first peak of the Al concentration profile. Therefore, the second peak derived from the Al precipitate of the inlaid structure is larger than the first peak derived from the Al precipitate of the glass film.
  • the Al precipitate grows in the inset structure and develops in the surface layer portion of the base steel sheet so that the mathematical formula (1) is satisfied.
  • 2 and 3 show an example in which the inset structure is developed (that is, the equation (1) is satisfied), and
  • FIG. 4 shows an example in which the inset structure is not developed (that is, the equation (1) is not satisfied).
  • the lower the cooling rate CR the more the fitting structure develops. That is, the lower the cooling rate CR, the higher the precipitation frequency of Al precipitates, and by extension, 50 pieces / mm or more.
  • an insulating film coating step and a magnetic domain control step may be further performed.
  • the type of the insulating film is not particularly limited, and any conventionally known insulating film is suitable for the grain-oriented electrical steel sheet of the present embodiment.
  • the insulating film include a film formed by applying an aqueous coating solution containing a phosphate and colloidal silica.
  • examples of the phosphate include phosphates such as Ca, Al, and Sr. Of these, the aluminum phosphate salt is more preferable.
  • Colloidal silica is not particularly limited, and its particle size can be used as appropriate.
  • a particularly preferable particle size (average particle size) is 200 nm or less. Even if the particle size is less than 100 nm, there is no problem in dispersion, but the manufacturing cost becomes high and it may not be realistic. If the particle size exceeds 200 nm, it may settle in the treatment liquid.
  • the insulating film coating liquid it is preferable to apply the insulating film coating liquid to the surface of the steel sheet by a wet coating method such as a roll coater and bake it in an atmospheric atmosphere at a temperature of 800 to 900 ° C. for 10 to 60 seconds to form a tension insulating film. ..
  • the specific processing method of the magnetic domain control step is not particularly limited, and lower iron loss can be obtained by performing magnetic domain control by, for example, laser irradiation, electron beam, etching, or a groove forming method using a gear.
  • the iron loss is greatly improved in the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment even before the magnetic domain control. Therefore, even if the heat-resistant magnetic domain control is performed in which the iron loss improving effect cannot be sufficiently obtained, the iron loss improving effect can be sufficiently obtained.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and 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.
  • Example 1> In Example 1, the steel slab having the composition shown in Table 1 was heated to 1150 ° C. and then subjected to hot rolling to obtain a hot-rolled plate having a plate thickness of 2.6 mm. Then, the hot-rolled plate was annealed by setting the temperature of the first stage to 1100 ° C. and the temperature of the second stage to 900 ° C. Then, the hot-rolled plate was subjected to one cold-rolling or a plurality of times of cold-rolling sandwiching intermediate annealing to prepare a cold-rolled plate having a final plate thickness of 0.23 mm.
  • the cold-rolled plate having a final plate thickness of 0.23 mm was subjected to decarburization annealing and nitriding treatment (annealing to increase the amount of nitrogen in the steel plate).
  • the heating rate HR1 in decarburization annealing was set to 100 ° C./s.
  • the heating method was a radiant tube method.
  • t0 was 550 ° C and t2 was 840 ° C. In the tropics, the temperature t2 was maintained for 100 seconds.
  • the nitrogen concentration is 200 to 25.
  • the range was set to 0 ppm, and analysis was performed by the method described in JIS G 1228.
  • an annealing separator containing magnesia (MgO) as a main component was applied to the surface of the steel sheet, and finish annealing was performed.
  • the steel sheet was heated to 1200 ° C.
  • the heating temperature in the temperature range of 1000 to 1100 ° C. was set to 10 ° C./h.
  • the nitrogen partial pressure P0 up to 800 ° C. (up to T2) is 80%
  • the nitrogen partial pressure P1 up to 1000 ° C. (up to T3) is 50%
  • P2 was set to 20%.
  • the annealing atmosphere of Comparative Examples b10 and b11 was the atmosphere described later. Purification was at 1200 ° C. for 10 hours.
  • the steel sheet was cooled at a cooling rate CR of 60 ° C./h in the temperature range (T5) from 1200 ° C. to 1000 ° C.
  • the cooling rate CR of Comparative Examples b12 and b13 was set to a value described later.
  • a grain-oriented electrical steel sheet was produced by the above steps.
  • the oxygen concentration of the grain-oriented electrical steel sheet was measured, and the Al concentration profile was further measured by GDS.
  • the oxygen concentration was analyzed by the method described in JIS G 1239.
  • the GDS had an output of 35 W, and data was acquired at 0.01 second intervals. The results are shown in Table 2.
  • the iron loss is 0.85 W / kg or less, which is good magnetism. The characteristics have been obtained.
  • Comparative Examples b1, b2, b4, and b5 since a steel slab in which the mass% of a part of the component composition was out of the range of the present embodiment was used, secondary recrystallization did not occur and the iron loss was 1.0 W / W /. It exceeded kg and was significantly inferior.
  • Comparative Examples b3 and b9 since the steel slab in which the mass% of a part of the component composition was less than the range of this embodiment was used, the intrinsic resistance was small and the iron loss was 0.9 W / kg or more, which was inferior.
  • Comparative Examples b6 and b7 since steel slabs having a mass% of some component compositions exceeding the range of this embodiment were used, impurities remained and the iron loss was inferior to 0.9 W / kg or more.
  • Comparative Example b8 since a steel slab in which the mass% of a part of the component composition was out of the range of the present embodiment was used, the steel sheet after reheating became brittle and rolling had to be stopped.
  • the nitrogen partial pressure P0 up to 800 ° C. (up to T2) was 50%
  • the nitrogen partial pressure P1 up to 1000 ° C. (up to T3) was 50%
  • up to 1200 ° C. (up to T4) with respect to the finish annealing atmosphere.
  • the nitrogen partial pressure P2 was set to 50%. That is, the partial pressure of nitrogen was kept constant. Therefore, the fitting structure of the glass film was not developed, and the iron loss was inferior to more than 0.85 W / kg.
  • the cooling rate CR in the temperature range (T5) from 1200 ° C. to 1000 ° C. was set to 150 ° C./h in the cooling step after finish annealing. Therefore, the inlaid structure of the glass film, particularly Al precipitates, did not develop, and the iron loss was inferior to more than 0.85 W / kg.
  • Example 2 In Example 2, the steel slab having the composition shown in Table 1 was heated to 1150 ° C. and then subjected to hot rolling to obtain a hot-rolled steel sheet having a plate thickness of 2.6 mm. Then, the hot-rolled plate was annealed by setting the temperature of the first stage to 1100 ° C. and the temperature of the second stage to 900 ° C. Then, the hot-rolled plate was subjected to one cold-rolling or a plurality of times of cold-rolling sandwiching intermediate annealing to prepare a cold-rolled plate having a final plate thickness of 0.23 mm.
  • the cold-rolled steel sheet having a final thickness of 0.23 mm was subjected to decarburization annealing and nitriding treatment (annealing to increase the amount of nitrogen in the steel sheet).
  • the heating rate HR in decarburization annealing was 100 ° C./s.
  • the heating method was a radiant tube method.
  • t0 was 580 ° C.
  • t2 was 860 ° C.
  • the temperature t2 was maintained for 120 seconds.
  • the nitrogen concentration is 220-26.
  • the range was set to 0 ppm, and analysis was performed by the method described in JIS G 1228.
  • an annealing separator containing magnesia (MgO) as a main component was applied to the surface of the steel sheet, and finish annealing was performed.
  • the steel sheet was heated to 1200 ° C.
  • the heating temperature in the temperature range of 1000 to 1100 ° C. was set to 10 ° C./h.
  • the annealing atmosphere and the cooling rate CR in the subsequent cooling step were changed for each invention example. Specifically, regarding the annealing atmosphere of Invention Examples C1 to C3 (see Table 3), the nitrogen partial pressure P0 up to 800 ° C. (up to T2) is 90%, and the nitrogen partial pressure P1 up to 1000 ° C. (up to T3) is set.
  • the nitrogen partial pressure P2 up to 60% and 1200 ° C. (up to T4) was set to 30%.
  • the cooling rate CR in the temperature range (T5) from 1200 ° C. to 1000 ° C. was set to 100 ° C./h.
  • the nitrogen partial pressure P0 up to 800 ° C. (up to T2) was 75%
  • the nitrogen partial pressure P1 up to 1000 ° C. (up to T3) was 50%
  • the nitrogen partial pressure P2 up to 1200 ° C. (up to T4) was set to 30%.
  • the cooling rate CR in the temperature range (T5) from 1200 ° C. to 1000 ° C. was set to 40 ° C./h.
  • the oxygen concentration of the grain-oriented electrical steel sheet was measured in the same manner as in Example 1, and the Al concentration profile was further measured by GDS.
  • the oxygen concentration was analyzed by the method described in JIS G 1239.
  • the cross section of the grain-oriented electrical steel sheet was also observed. Specifically, in the vertical cross section parallel to the rolling direction of the surface layer portion of the base steel sheet, a region from the surface of the glass film to a depth of 10 ⁇ m, that is, an observation region was photographed with an optical microscope. The magnification at the time of photographing was 400 times, and 10 images were photographed for each sample. Then, the composition of the observation region in each image was analyzed by SEM-EDS to identify the composition in the observation region.
  • the iron loss of Invention Examples C4 to C17 satisfying the precipitation frequency of Al precipitates of 50 pieces / mm or more is higher than that of Invention Examples C1 to C3 in which the precipitation frequency of Al precipitates is less than 50 pieces / mm. It was even better at 0.80 W / kg or less. Since the cooling rates in Invention Examples C4 to C17 are lower than the cooling rates in Invention Examples C1 to C3, it is presumed that such a result was obtained.

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Abstract

（課題）磁区制御前の鉄損が一層改善し、かつ鉄損改善効果が十分に得られない耐熱性の磁区制御においても、十分に鉄損改善効果を得られる方向性電磁鋼板を提供する。 （課題手段）本発明のある観点によれば、母材鋼板と、母材鋼板の表面に形成されたグラス皮膜と、を含む方向性電磁鋼板であって、母材鋼板は、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：２．００～４．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ａｌ：０．０１０～０．０６５％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｓ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、グラス皮膜及び母材鋼板に含まれる酸素濃度が２５００ｐｐｍ以下であり、Ａｌの濃度プロファイルにおいて、Ａｌの第１ピーク強度をＩＡｌ＿１とし、Ａｌの第２ピーク強度をＩＡｌ＿２としたとき、数式（１）の関係を満たすことを特徴とする方向性電磁鋼板が提供される。 ＩＡｌ＿１＜ＩＡｌ＿２　・・・　式（１）

Description

方向性電磁鋼板
　本発明は、方向性電磁鋼板に関する。
　方向性電磁鋼板は、主にトランスの鉄心として利用されるので、磁化特性、特に鉄損が低いことが望まれる。そのためには、｛１１０｝＜００１＞方位に集積した結晶粒を高度に揃えることや、Ｓｉを含有させ固有抵抗を上げること、不純物を低減することが重要である。
　しかし、結晶方位の制御や鋼板成分による鉄損の低減には限界があり、磁区の幅を細分化して、鉄損を低減する技術（以下、「磁区制御技術」とも称す。）が開発されている。磁区制御技術は大別して、非耐熱型と耐熱型の技術とに分けられる。
　非耐熱型の磁区制御技術としては、例えば特許文献１、２に開示されているように、鋼板にレーザービームを照射することで、鋼板表層に線状の熱歪領域を形成する方法が知られている。この方法では、熱歪領域によって磁区幅が狭くなるので、鉄損が低減される。しかしながら、熱歪領域は熱処理により歪が解放されるため、非耐熱型の磁区制御技術が施された方向性電磁鋼板は巻鉄心のような加工後に歪取り焼鈍を要する変圧器には使用できない。そのため、方向性電磁鋼板の使用用途が制限されるという課題がある。
　一方、耐熱型の磁区制御技術が施された方向性電磁鋼板には、用途の制約を受けないというメリットがある。このような耐熱型の磁区制御技術としては、例えば特許文献３に開示されているような電解エッチングにより溝形成する方法が知られている。この方法では、例えば、まず二次再結晶後の鋼板表面にグラス皮膜を形成する。ついで、レーザーや機械的方法により鋼板表面のグラス皮膜を線状に除去し、エッチングにより地鉄が露出した部分に溝を形成する。したがって、この方法では、工程が複雑になり、かつ製造コストが高くなる。さらに、処理速度にも限界がある。
　他には、特許文献４で開示されているように、機械的な歯型プレスにより鋼板の表面に溝を形成する方法が知られている。しかし、電磁鋼板には電気抵抗を高める等の目的によりＳｉを約３質量％添加されることが多い。このような電磁鋼板は非常に硬いため、特許文献４に開示されている方法では、歯形の摩耗及び損傷が発生する可能性がある。さらに溝深さにバラツキが生じ、ひいては、鉄損改善効果にもバラツキが生じる可能性がある。
　さらに、上記の耐熱型の磁区制御技術には、鋼板にレーザービームを照射することで鋼板表層に熱歪領域を導入する非耐熱型の磁区制御技術に比べて、鉄損低減効果が十分に得られないという課題もある。特許文献５、６には、耐熱型の磁区制御技術として、鋼板表面の形状や溝形状を工夫した技術が開示されているが、耐熱型の磁区制御技術が有する上記各課題の根本的な解決には至っていない。
　ところで、上記のような磁区細分化による鉄損低減の効果を十分に得るためには、絶縁皮膜やグラス皮膜が鋼板に及ぼす張力（以下、「皮膜張力」とも称することがある）も極めて重要とされる。絶縁皮膜としては、例えば、リン酸塩とコロイダルシリカを含む水系塗布溶液を鋼板に塗布することで形成されるものなどが知られている。グラス皮膜としては、後述で詳細に説明するが、例えばフォルステライトを主成分とする酸化物を含むものが知られている。
　特許文献７、８には、グラス皮膜の張力を高めることを目的とした技術が開示されている。具体的には、特許文献７には、フォルステライト中（すなわちグラス皮膜中）のスピネル（例えば、ＭｇＡｌ２Ｏ４）を５％以上とした電磁鋼板が開示されている。また、特許文献８には、グロー放電発光分析によって得られるＡｌとＦｅの発光強度が所定の条件を満たす電磁鋼板が開示されている。さらに、特許文献９は、グラス皮膜の密着性を高める（トランス製造時の曲げ加工での剥離を防ぐ）ことを目的とした技術が開示されている。具体的には、特許文献９には、グロー放電発光分析によって得られるＢの発光強度が所定の条件を満たす電磁鋼板が開示されている。しかしながら、特許文献７～９に開示されている技術では、グラス皮膜張力または密着性が向上することが期待できるものの、これらの技術だけでは磁区細分化効果は得られない。つまり、特許文献７～９に開示されている技術は、あくまで上述した耐熱型の磁区制御技術を前提としたものである。したがって、これらの技術によっても、依然として鉄損低減効果が十分に得られないという課題を十分に解決することができない。
特開平６－５７３３５号公報 特開２００３－１２９１３５号公報 特開昭６１－１１７２８４号公報 特開昭６１－１１７２１８号公報 国際公開第２０１０／１４７００９号 特表２０１３－５１０２３９号公報 特開平８－１３４６６０号公報 特開２０００－２０４４５０号公報 国際公開第２０１９／１４６６９７号
　以上述べた通り、耐熱型の磁区制御技術では、鉄損低減効果が十分に得られないという問題があった。一方、非耐熱型の磁区制御技術では、耐熱型の磁区制御技術に比べて鉄損低減効果を高めることができるものの、さらなる鉄損低減効果の改善が求められていた。
　本発明は上記の実情を鑑み開発されたものであり、磁区制御前の鉄損が一層改善し、かつ鉄損改善効果が十分に得られない耐熱性の磁区制御においても、十分に鉄損改善効果を得られる方向性電磁鋼板を提供することを目的とするものである。
　本発明者は、上記課題の解決に向けて鋭意検討を重ねた。具体的には、本発明者は、磁区制御前の状態で、同一の磁束密度を有し、かつ種々の鉄損特性を有する方向性電磁鋼板に耐熱型の磁区制御を施す実験を繰り返した。この結果、本発明者は、磁区制御前の状態の鉄損が良好なほど、磁区制御後の鉄損も良いことを見出した。そして、本発明者は、磁区制御前の鉄損が良好な鋼板の特徴を調べた結果、いずれの鋼板においても、グラス皮膜の母材鋼板表層部への嵌入構造（以下、「グラス皮膜の嵌入構造」とも称する）が発達していることを明らかにした。本発明者は、このような知見に基づいて、本発明に想到した。本発明の要旨は次の通りである。
　本発明のある観点によれば、母材鋼板と、母材鋼板の表面に形成されたグラス皮膜と、を含む方向性電磁鋼板であって、母材鋼板は、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：２．００～４．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ａｌ：０．０１０～０．０６５％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｓ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、グラス皮膜及び母材鋼板に含まれる酸素濃度が２５００ｐｐｍ以下であり、グラス皮膜の表面から方向性電磁鋼板をグロー放電発光分析（ＧＤＳ）することで得られるＡｌの濃度プロファイルが少なくとも２つのピークを有し、各々のＡｌのピークをグラス皮膜の表面に近い側から順に第１ピーク、第２ピークとし、Ａｌの第１ピークの強度をＩＡｌ＿１、Ａｌの第２ピーク強度をＩＡｌ＿２としたとき、数式（１）の関係を満たすことを特徴とする方向性電磁鋼板が提供される。
ＩＡｌ＿１＜ＩＡｌ＿２　・・・　式（１）
　ここで、母材鋼板の表層部の圧延方向に平行な垂直断面のうち、グラス皮膜の表面から板厚中心部方向への深さ１０μｍまでの範囲内の領域には、円相当径で１μｍ以上のＡｌを含有する析出物が圧延方向に平均で５０個／ｍｍ以上の頻度で点在してもよい。なお、本明細書で特に断りのない限り、垂直断面とは鋼板表面の法線方向に平行な断面を指す。
　本発明の上記観点によれば、Ａｌの第１ピーク強度をＩＡｌ＿１とし、Ａｌの第２ピーク強度をＩＡｌ＿２とした場合、数式（１）の関係が満たされる。詳細は後述するが、数式（１）の条件が満たされる場合、グラス皮膜の嵌入構造が大きく発達し、多くのＡｌ析出物が母材鋼板の表層部内に形成される。これらのＡｌ析出物は磁極を構成するので、これらのＡｌ析出物によって磁区細分化効果を十分に高めることができる。本発明に係る方向性電磁鋼板には、さらに磁区制御を施してもよい。したがって、本発明によれば、磁区制御前の鉄損が一層改善し、かつ鉄損改善効果が十分に得られない耐熱性の磁区制御においても、十分に鉄損改善効果を得ることができる。
本実施形態に係る方向性電磁鋼板をグロー放電発光分析（ＧＤＳ）することで得られるＡｌの濃度プロファイルの一例を示すグラフである。 本実施形態に係る方向性電磁鋼板の圧延方向に平行な垂直断面を模式的に示す断面図である。 本実施形態に係る方向性電磁鋼板の圧延方向に平行な断面を光学顕微鏡で撮影した写真の一例である。 グラス皮膜の嵌入構造が発達していない方向性電磁鋼板の圧延方向に平行な垂直断面を模式的に示す断面図である。 本実施形態の脱炭焼鈍における昇温パターンの一例を説明するグラフである。
　＜１．本発明の概要＞
　以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。まず、本発明の概要について説明する。本発明者は、さらなる鉄損の低減のために、磁区細分化を促進する技術について鋭意検討した。磁区が細分化されると、磁区幅が狭くなる。磁区幅が狭くなると鋼板が磁化された際の磁壁の移動距離が短くなるので、磁壁移動時のエネルギーロスが低減する。すなわち鉄損が低減される。
　ここで、磁区細分化は、母材鋼板の表層部に新たな磁極を生成することで実現されうる。詳細に説明すると、このような磁極により母材鋼板表層部の静磁エネルギーが高くなる。そして、母材鋼板の表層部では、静磁エネルギーを低くするために新たに１８０°磁壁が生成される。これにより、磁区が細分化される。言い換えれば、磁区幅が狭くなる。
　以上述べた通り、磁区細分化には新たな磁極の生成が必要である。具体的には、母材鋼板とは透磁率の異なる物質による界面を母材鋼板の表層部に造りこむことが必要である。
　そこで、本発明者は、グラス皮膜を母材鋼板の表層部に嵌入させることを検討した。グラス皮膜の嵌入構造は母材鋼板の表層部で磁極を構成するので、磁区細分化を実現することができるからである。なお、詳細は後述するが、グラス皮膜の嵌入構造はＡｌ析出物を含み、これらが磁極を構成する。
　本発明者は、グラス皮膜の嵌入構造による磁区細分化効果を最大限に発現するための検討を重ねたところ、所定の条件を満たすグラス皮膜を母材鋼板の表面に形成することで嵌入構造を制御し、磁区細分化効果を最大限、享受できることを見出した。
　具体的には、グラス皮膜及び母材鋼板に含まれる酸素濃度を２５００ｐｐｍ以下とする。さらに、方向性電磁鋼板をグロー放電発光分析（ＧＤＳ）することにより得られるＡｌの濃度プロファイルにおいて、図１に示すように、Ａｌの第１ピーク１の強度（第１ピーク強度）をＩＡｌ＿１とし、Ａｌの第２ピーク２の強度（第２ピーク強度）をＩＡｌ＿２とした場合、ＩＡｌ＿１＜ＩＡｌ＿２（数式（１））の関係が満たされるようにグラス皮膜の構造を制御する。図２、図３に示すように、母材鋼板ｃの表層部の圧延方向に平行な垂直断面のうち、グラス皮膜ａの表面から板厚中心部方向へ１０μｍの範囲内の領域には、円相当径で１μｍ以上のＡｌを含有する析出物ｂが圧延方向に平均で５０個／ｍｍ以上の頻度で点在することが好ましい。以下、本実施形態について詳細に説明する。
　＜２．方向性電磁鋼板の構成＞
　（２－１．全体構成）
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、母材鋼板と、母材鋼板の表面に形成されたグラス皮膜とを含む。グラス皮膜の表面にはさらに絶縁皮膜が形成されていてもよい。グラス皮膜は母材鋼板に嵌入する嵌入構造を有しており、嵌入構造が非常に発達している。すなわち、嵌入構造は複雑な３次元ネットワーク構造を有している。したがって、グラス皮膜は、母材鋼板の表層の大部分を被覆する被覆部分と、当該被覆部分から母材鋼板の表層部の内部に嵌入した嵌入構造とに区分される。さらに、嵌入構造はＡｌを含む析出物を多く含む。
　図２及び図３は本実施形態に係る方向性電磁鋼板の圧延方向に平行な垂直断面の一例を示す。図２は模式図であり、図３は断面の顕微鏡写真である。ＮＤは板厚方向（鋼板表面の法線方向）を示し、ＲＤは圧延方向を示す。
　これらの例では、方向性電磁鋼板は、母材鋼板ｃと、母材鋼板ｃの表面に形成されたグラス皮膜ａとを含む。グラス皮膜ａは母材鋼板ｃに嵌入する嵌入構造を有しており、嵌入構造が非常に発達している。嵌入構造はＡｌ析出物ｂを含む。なお、図２及び図３ではＡｌ析出物が点在して存在するように見えるが、Ａｌ析出物は、図２及び図３で示されるように、紙面の平面上（すなわち鋼板の圧延方向に平行な断面上）にのみ存在するだけではなく、実際には図２及び図３の紙面に交差する（例えば紙面に垂直な）方向（すなわち鋼板の板幅方向）にも延び、かつ被覆部分に連結した３次元ネットワーク構造を有している。また、図２、図３では嵌入構造が概して被覆部分から母材鋼板の表層部に向かって嵌入する（つまり板厚方向に延びる）ように見えるが、嵌入構造は圧延方向および板幅方向に延びる場合もある。この部分の垂直断面を観察した場合、左右に（圧延方向および板幅方向に）長い嵌入構造が観察される。嵌入構造及びＡｌ析出物の詳細は後述する。なお、グラス被膜のうち被覆部分は、母材鋼板の表層の大部分を被覆する部分であり、また母材鋼板の表層部の内部に嵌入する嵌入構造と繋がる部分である。被覆部分と嵌入構造は、後述するとおり、Ａｌ濃度プロファイルによって区分することができる。
　（２－２．母材鋼板の成分組成）
　母材鋼板は、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：２．００～４．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ａｌ：０．０１０～０．０６５％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｓ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。以下、成分組成に係る％は、母材鋼板の総質量に対する質量％を意味するものとする。
　（Ｃ：０．０１０％以下）
　Ｃは、一次再結晶組織の制御に有効な元素であるが、磁気特性に悪影響を及ぼすので、仕上げ焼鈍前に脱炭焼鈍で除去される元素である。最終製品でＣ濃度が０．０１０％を超えると、Ｃが時効析出し、ヒステリシス損が劣化するので、Ｃ濃度は０．０１０％以下とする。Ｃ濃度は好ましくは０．００７％以下、より好ましくは０．００５％以下である。Ｃ濃度の下限は０％を含むが、Ｃ濃度を０．０００１％未満に低減しようとすると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。なお、方向性電磁鋼板において、Ｃ濃度は、脱炭焼鈍によって通常０．００１％程度以下に低減される。
　（Ｓｉ：２．００～４．００％）
　Ｓｉは、鋼板の電気抵抗を高めて、鉄損特性を改善する元素である。Ｓｉ濃度が２．００％未満では、仕上げ焼鈍時に鉄組織のγ変態が生じ、鋼板の結晶方位が損なわれるので、Ｓｉ濃度は２．００％以上とする。Ｓｉ濃度は、好ましくは２．５０％以上、より好ましくは３．００％以上である。一方、Ｓｉ濃度が４．００％を超えると、方向性電磁鋼板の加工性が低下し、圧延時に割れが発生するので、Ｓｉ濃度は４．００％以下とする。Ｓｉ濃度は好ましくは３．５０％以下である。
　（Ｍｎ：０．０５～１．００％）
　Ｍｎは、熱間圧延時の割れを防止するとともに、Ｓと結合して、インヒビターとして機能するＭｎＳを生成する元素である。Ｍｎ濃度が０．０５％未満では、Ｍｎの添加効果が十分に発現しないので、Ｍｎ濃度は０．０５％以上とする。Ｍｎ濃度は、好ましくは０．０７％以上、より好ましくは０．０９％以上である。一方、Ｍｎ濃度が１．００％を超えると、ＭｎＳの析出分散が不均一になり、所要の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下するので、Ｍｎ濃度は１．００％以下とする。Ｍｎ濃度は好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．６０％以下である。
　（Ａｌ：０．０１０～０．０６５％）
　Ａｌは、Ｎと結合して、インヒビターとして機能する（Ａｌ、Ｓｉ）ＮまたはＡｌＮを生成する元素である。Ａｌ濃度が０．０１０％未満では、Ａｌの添加効果が十分に発現せず、二次再結晶が十分に進行しないので、Ａｌ濃度は０．０１０％以上とする。Ａｌ濃度は好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ａｌ濃度が０．０６５％を超えると、インヒビターの析出分散が不均一になり、所要の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下するので、Ａｌ濃度は０．０６５％以下とする。Ａｌ濃度は好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下である。なお、詳細は後述するが、母材鋼板中のＡｌは嵌入構造が発達したグラス皮膜と反応し、Ａｌ析出物を形成するという機能も有する。
　（Ｎ：０．００４％以下）
　Ｎは、Ａｌと結合して、インヒビターとして機能するＡｌＮを形成する元素である。ただし、最終製品でＮ濃度が０．００４％を超えると鋼板中のＮがＡｌＮとして析出し、ヒステリシス損を劣化させるので、Ｎ濃度は０．００４％以下とする。Ｎ濃度の下限は０％を含むが、Ｎ濃度を０．０００１％未満に低減しようとすると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．００１％が実質的な下限である。なお、方向性電磁鋼板において、Ｎ濃度は、仕上げ焼鈍によって通常０．００１％程度以下に低減される。
　（Ｓ：０．０１０％以下）
　Ｓは、Ｍｎと結合して、インヒビターとして機能するＭｎＳを生成する元素である。ただし、最終製品においてＳ濃度が０．０１０％を超えると鋼板中のＳがＭｎＳとして析出し、ヒステリシス損を劣化させるので、Ｓ濃度は０．０１０％以下とする。Ｓ濃度の下限は０％を含むが、Ｓ濃度を０．０００１％未満に低減しようとすると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。なお、方向性電磁鋼板において、Ｓ濃度は、仕上げ焼鈍によって通常、０．００５％程度以下に低減される。
　母材鋼板の成分において、上記元素を除く残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物は基本的に不可避的不純物であるが、母材鋼板に後述する任意添加元素が含まれる場合、不純物は不可避的不純物のほか、これらの任意添加元素で構成される。不可避的不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で不可避的に混入する元素であり、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の特性を阻害しない範囲で許容される元素である。
　また、母材鋼板には、その磁気特性を阻害せず、かつ他の特性を高め得ることを目的として、Ｃｒ：０．３０％以下、Ｃｕ：０．４０％以下、Ｐ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｓｎ：０．３０％以下、Ｓｂ：０．３０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｍｏ：０．１％以下及び、Ｂｉ：０．０１％以下の１種又は２種以上を任意添加元素として添加してもよい。これらの元素は任意添加元素なので、濃度の下限値は０％であってもよい。
　（Ｃｒ：０．３０％以下）
　Ｃｒは、脱炭焼鈍の酸化層を改善し、グラス皮膜形成に有効な元素である。このため、Ｃｒを０．３０％以下の範囲で母材鋼板に添加してもよい。Ｃｒ濃度が０．３０％を超えると、脱炭性を著しく阻害するので、Ｃｒ濃度の上限は０．３０％であることが好ましい。
　（Ｃｕ：０．４０％以下）
　Ｃｕは母材鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減させることに有効な元素である。Ｃ濃度が０．４０％を超えると鉄損低減効果が飽和するとともに、熱延時に「カッパーヘゲ」なる表面疵の原因になるため、Ｃ濃度の上限は０．４０％であることが好ましい。
　（Ｐ：０．５０％以下）
　Ｐは母材鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減させることに有効な元素である。Ｐ濃度が０．５０％を超えると圧延性に問題を生じるため、Ｐ濃度の上限は０．５０％であることが好ましい。
　（Ｎｉ：１．００％以下）
　Ｎｉは母材鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減させることに有効な元素である。また、Ｎｉは熱延板の鉄組織を制御して磁気特性を向上させるうえで有効な元素でもある。しかしながら、Ｎｉ濃度が１．００％を超えると二次再結晶が不安定になるため、Ｎｉ濃度の上限は１．００％であることが好ましい。
　（Ｓｎ：０．３０％以下、Ｓｂ：０．３０％以下）
　ＳｎとＳｂは、良く知られている粒界偏析元素である。本実施形態に係る母材鋼板はＡｌを含有しているため、仕上げ焼鈍の条件によっては焼鈍分離剤から放出される水分によりＡｌが酸化されてコイル位置でインヒビター強度が変動する場合がある。この結果、磁気特性がコイル位置で変動する場合がある。この対策の一つとして、これらの粒界偏析元素の添加によりＡｌの酸化を防止する方法があり、そのためにＳｎ及びＳｂをそれぞれ０．３０％以下の濃度で母材鋼板に添加してもよい。一方、これらの元素の濃度が０．３０％を超えると脱炭焼鈍時にＳｉが酸化されにくく、グラス皮膜の形成が不十分となるとともに、脱炭焼鈍性を著しく阻害する。このため、これらの元素の濃度の上限は０．３０％であることが好ましい。
　（Ｂ：０．０１００％以下）
　Ｂは母材鋼板中のＮと結合し、ＭｎＳと複合析出して、インヒビターとして機能するＢＮを形成する元素である。Ｂ濃度の下限は特に制限されず、上述したように０％でもよい。ただし、Ｂの添加効果を十分に発揮するためには、Ｂ濃度の下限は０．０００５％であることが好ましい。Ｂ濃度は好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００１５％以上である。一方、Ｂ濃度が０．０１００％を超えると、ＢＮの析出分散が不均一になり、所要の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下する。このため、Ｂ濃度は０．０１００％以下であることが好ましい。Ｂ濃度は好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。
　（Ｍｏ：０．１％以下）
　Ｍｏは熱延時の表面性状を改善することに有効な元素である。ただし、Ｍｏ濃度が０．１％を超えるとＭｏ添加効果が飽和してしまうため、Ｍｏ濃度の上限は０．１％であることが好ましい。
　（Ｂｉ：０．０１％以下）
　Ｂｉは硫化物などの析出物を安定化してインヒビターとしての機能を強化する効果がある。しかしながら、Ｂｉ濃度が０．０１％を超えるとＢｉがグラス皮膜形成に悪影響を及ぼすため、Ｂｉ濃度の上限は０．０１％であることが好ましい。
　（２－３．グラス皮膜及び母材鋼板中の酸素濃度）
　グラス皮膜及び母材鋼板中の合計の酸素濃度は２５００ｐｐｍ以下とされる。酸素の殆どはグラス皮膜に含まれ、鋼板中に含まれる酸素は１０～１００ｐｐｍ程度である。なお、方向性電磁鋼板が後述する絶縁皮膜を含む場合、酸素濃度は、方向性電磁鋼板から絶縁皮膜を除去した後に測定される。つまり、絶縁皮膜は酸素濃度の測定対象には含まれない。絶縁皮膜は、例えば水酸化ナトリウム水溶液等を用いて除去される。
　酸素分析法は、黒鉛るつぼ内に試料を入れ、試料を融解させ加熱し、ＣＯおよびＣＯ２を赤外吸収法で測定するガス分析手法を用いる。
　酸素濃度が２５００ｐｐｍを超えると、母材鋼板の磁束密度が低下し（より具体的には、磁鉄が少なくなり）、鉄損が劣化する。このため、酸素濃度の上限は２５００ｐｐｍとされる。酸素濃度の下限は特に制限されないが、酸素濃度が５００ｐｐｍ以下と極端に低い場合は、事実上、母材鋼板の表面にグラス皮膜が形成されず、グラス皮膜の嵌入構造も発達しない。このため、鉄損が劣位となる。さらに、絶縁皮膜密着性が下がる可能性もある。そのため、酸素濃度は５００ｐｐｍ超であることが好ましく、１０００ｐｐｍ以上とされることがさらに好ましい。なお、酸素濃度は、不活性ガス溶融法の原理を用いたガス分析装置を用いて測定される。後述する実施例ではこの方法で測定された値である。酸素濃度を２５００ｐｐｍ以下とする方法としては、例えば、脱炭焼鈍条件、特に露点を調整する方法が挙げられる。例えば、焼鈍時間及び焼鈍温度を考慮しつつ露点を調整することで、酸素濃度を２５００ｐｐｍ以下とすることができる。
　（２－４．ＧＤＳによるＡｌ濃度プロファイル）
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板をグロー放電発光分析（ＧＤＳ）した場合、板厚方向にＡｌの発光強度分布（Ａｌ濃度プロファイル）が観測される。なお、方向性電磁鋼板が後述する絶縁皮膜を含む場合、Ａｌ濃度プロファイルは、方向性電磁鋼板から絶縁皮膜を除去した後に測定される。つまり、絶縁皮膜はＡｌ濃度プロファイルの測定対象には含まれない。ＧＤＳによる測定は、グラス皮膜の表面から行われる。
　ＧＤＳ分析は、試料に応じて、適宜条件調整が必要であり、その調整は当業者には通常の実務範囲内である。そのため、ＧＤＳの測定条件は限定されないが，例えば出力３５Ｗとし、０．０１～０．１０秒間隔でデータを取り込んだ。
　Ａｌ濃度プロファイルは、少なくとも２つのピークを有する。各々のＡｌのピークをグラス皮膜の表面に近い側から順に第１ピーク、第２ピーク・・・とする。図１にＡｌ濃度プロファイルの一例を示す。図１に示すＡｌ濃度プロファイルは、２つのピーク、すなわち第１ピーク１、第２ピーク２を有する。ピークの数は好ましくは２つである。なお、ピーク同士は一部重なっていてもよいし、離間していてもよい。
　第１ピークは、グラス皮膜の被覆部分中のＡｌ析出物に由来し、第２ピークはグラス皮膜の嵌入構造中のＡｌ析出物に由来する。各ピークの由来となるＡｌ析出物は、例えばグラス皮膜を構成するフォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）のＳｉがＡｌに置換されたＭｇ２Ａｌ２Ｏ４である。ＭｇＡｌ２Ｏ４はフォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）と構成元素の組成が類似しており、多形の関係にあり、生成しやすい。ただし、Ａｌ析出物は必ずしもＭｇ２Ａｌ２Ｏ４に限定されず、母材鋼板の表層部内で磁極を構成するものであれば特に制限されない。本実施形態において想定される他のＡｌ析出物としては、ＭｇＡｌ２Ｏ４に他元素が置換型固溶した析出物やＡｌ２Ｏ３等が挙げられる。
　さらに、Ａｌの第１ピーク強度をＩＡｌ＿１とし、Ａｌの第２ピーク強度をＩＡｌ＿２としたとき、数式（１）の関係を満たす。
ＩＡｌ＿１＜ＩＡｌ＿２　・・・　式（１）
　つまり、第２ピーク強度は第１ピーク強度よりも大きくなる。ここで、各ピーク強度は、各ピークにおけるＡｌ発光強度の最高強度（言い換えれば最高ピーク高さ）として定義される。
　また、数式（１）を変形して、第１ピーク強度と第２ピーク強度の比が１未満であってもよい。すなわち、数式（１）’の関係を満たす。
ＩＡｌ＿１／ＩＡｌ＿２　＜１・・・　式（１）’
第１ピーク強度は０であってもよく、ピーク比の下限は０であってもよい。また、ピーク比の下限は、０．１以上または０．１超、０．２以上または０．２超、０．３以上または０．３超、０．４以上または０．４超、０．５以上または０．５超、０．６以上または０．６超、０．７以上または０．７超、０．８以上または０．８超、０．９以上または０．９超、であってもよい。
一方、概して第２ピーク強度が強いほど、ピーク比は１に近づき好ましい。従って、ピーク比の上限は、０．９以下または０．９未満、０．８以下または０．８未満、０．７以下または０．７未満、０．６以下または０．６未満、０．５以下または０．５未満、０．４以下または０．４未満であってもよい。
　（２－５．母材鋼板の表層部の構造）
　上述したように、第２ピーク強度は第１ピーク強度よりも大きくなる。これは、母材鋼板の表層部にグラス皮膜の嵌入構造が形成されており、後述で詳細に説明するとおりＡｌ析出物が嵌入構造に多く分布するからである。そこで、図２及び図３を参照して、グラス皮膜の嵌入構造について説明する。上述したように、図２及び図３は本実施形態に係る方向性電磁鋼板の表面状態の一例を示す。これらの例では、方向性電磁鋼板は、母材鋼板ｃと、母材鋼板ｃの表面に形成されたグラス皮膜ａとを含む。グラス皮膜ａは母材鋼板ｃに嵌入する嵌入構造を有しており、嵌入構造が非常に発達している。嵌入構造はＡｌ析出物ｂを含む。
　これらの例で示されるように、本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、母材鋼板の表層部にグラス皮膜の嵌入構造が形成されている。さらに、嵌入構造は非常に複雑な３次元ネットワーク構造を有している。なお、図２及び図３ではＡｌ析出物が点在して存在するように見えるが、Ａｌ析出物は、図２及び図３で示されるように、紙面の平面上（すなわち鋼板の圧延方向に平行な断面上）にのみ存在するだけではなく、実際には図２及び図３の紙面に交差する（例えば紙面に垂直な）方向（すなわち鋼板の板幅方向）にも延び、かつ被覆部分に連結した３次元ネットワーク構造を有している。また、図２、図３では嵌入構造が概して被覆部分から母材鋼板の表層部に向かって嵌入する（つまり板厚方向に延びる）ように見えるが、嵌入構造は圧延方向および板幅方向に延びる場合もある。この部分の垂直断面を観察した場合、左右に（圧延方向および板幅方向に）長い嵌入構造が観察される。
　なお、本実施形態における「母材鋼板の表層部」は、母材鋼板の表面（グラス皮膜の被覆部分と母材鋼板との界面）から母材鋼板内の所定深さまでの領域を意味する。例えば、グラス皮膜の嵌入構造が形成されている部分を母材鋼板の表層部としてもよい。ここで、母材鋼板の表面（グラス皮膜の被覆部分と母材鋼板との界面）は、概ね、グラス皮膜の被覆部分と嵌入構造との境界に対応しており、当該境界はＡｌ濃度プロファイルによって区分することができる。また、所定深さは、一般的な方向性電磁鋼板でのグラス皮膜の厚さを考慮して、グラス被膜の表面から板厚中心部方向への深さ１０μｍであってもよい。
　さらに、嵌入構造の一部はＡｌ析出物で構成されている。Ａｌ析出物は、嵌入構造の先端部に多く分布する。ここで、嵌入構造の先端部は、例えば図３のような二次元断面での観察において、鋼板内部側の深さ方向に延びた端部を意味する。図２及び図３においても、多くのＡｌ析出物が嵌入構造の先端部に形成されていることが読み取れる。また、図２及び図３において、母材鋼板中に略球状で点在しているように見えるＡｌ析出物は、紙面に交差する方向（すなわち鋼板の板幅方向）に延びる嵌入構造の先端に形成されているものである。なお、嵌入構造がその後にさらに発達することがあるので、Ａｌ析出物は嵌入構造の先端部に以外に存在することもある。嵌入構造の具体的な３次元ネットワーク構造は特に制限されないが、嵌入構造が複雑であればあるほど、多くのＡｌ析出物が嵌入構造内に生成し、そこにトラップされ留まる。本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、嵌入構造が非常に複雑な３次元ネットワーク構造を形成しているため、多くのＡｌ析出物が嵌入構造内に存在する。一方で、Ａｌ析出物は、多くが嵌入構造で形成されそこにトラップされるので、グラス皮膜の被覆部分にはそれほど多くは析出しない。そして、上述したように、Ａｌ濃度プロファイルにおいて、第１ピークは、グラス皮膜の被覆部分中のＡｌ析出物に由来し、第２ピークはグラス皮膜の嵌入構造中のＡｌ析出物に由来する。このため、本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、第２ピーク強度が第１ピーク強度よりも大きくなり、数式（１）が満たされる。このことから、グラス皮膜の被覆部分と嵌入構造との境界を、Ａｌ濃度プロファイルによって区分することができる。
　Ａｌ析出物は、母材鋼板の表層部において鋼板とは透磁率の異なる界面を形成する。すなわち、母材鋼板の表層部に嵌入した嵌入構造のＡｌ析出物は磁極を構成する。本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、多くのＡｌ析出物、すなわち磁極が母材鋼板の表層部に形成されるため、磁区がより細分化される。
　なお、数式（１）が満たされない場合としては、例えば嵌入構造が発達しておらず、Ａｌ析出物の析出量が少ない場合が挙げられる。このような方向性電磁鋼板の一例を図４に示す。図４中の各符号の意味は図２及び図３と同様である。図４の例では、嵌入構造がほとんど発達しておらず、したがってＡｌ析出物はほぼグラス皮膜内（被覆部分に相当する部分）にのみ存在する。この場合、嵌入構造が発達せず、母材鋼板の表層部に磁極となるＡｌ析出物がほとんど形成されないので、磁区細分化効果を享受できない。
　（２－６．Ａｌ析出物の観察方法）
　グラス皮膜の嵌入構造は母材鋼板の表層部に嵌入した部分であり、その嵌入構造に含まれるＡｌ析出物は、母材鋼板の表層部のうち、グラス皮膜の表面から深さ１０μｍまでの部分に多く存在する。このため、Ａｌ析出物は以下の方法で観察可能である。すなわち、母材鋼板の表層部の圧延方向に平行な垂直断面のうち、少なくともグラス皮膜の表面から深さ１０μｍまでの領域（以下、「観察領域」とも称する）を光学顕微鏡やＦＥ－ＳＥＭ（電界放出型走査電子顕微鏡）等で観察する。ついで、観察領域の組成をＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光法）やＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）等で分析する。これにより、観察領域内のＡｌ析出物を同定することができる。例えば、後述するＡｌ析出物のサイズ、析出頻度を測定することができる。なお、析出頻度に関しては、例えば観察領域の写真を複数枚撮影し、各写真で測定された析出頻度を算術平均してもよい。
　（２－７．Ａｌ析出物のサイズ及び析出頻度）
　上記観察領域内には、円相当径で１μｍ以上のＡｌ析出物が圧延方向に平均で５０個／ｍｍ以上の頻度で点在することが好ましい。この場合、磁区細分化効果をより高めることができる。
　円相当径が１μｍ未満のＡｌ析出物の存在は母材鋼板の特性に悪影響を及ぼすものではないものの、このようなＡｌ析出物は磁区細部化効果には寄与しにくいものと考えられる。Ａｌ析出物の円相当径の上限は特に制限されない。ただし、あまりにＡｌ析出物が大きすぎるとＡｌ析出物の個数密度が相対的に減少し、鉄損改善効果が低減する可能性があるので、例えば円相当径は１０μｍ以下が好ましい。
　Ａｌ析出物の析出頻度が５０個／ｍｍより少ないと、磁極の発生頻度が下がるので、磁区細分化効果が若干低減する可能性がある。析出頻度の上限は特に制限されないが、析出頻度があまりに多すぎるとＡｌ析出物が磁壁移動そのものを阻害する可能性がある。この場合、かえって鉄損が損なわれる可能性があるので、析出頻度は１００個／ｍｍ以下が好ましい。
　以上述べた通り、本実施形態に係る方向性電磁鋼板によれば、Ａｌの第１ピーク強度をＩＡｌ＿１とし、Ａｌの第２ピーク強度をＩＡｌ＿２とした場合、数式（１）の関係が満たされる。数式（１）の条件が満たされる場合、グラス皮膜の嵌入構造が大きく発達し、多くのＡｌ析出物が嵌入構造、言い換えると母材鋼板の表層部内に形成される。これらのＡｌ析出物は磁極を構成するので、これらのＡｌ析出物によって磁区細分化効果を十分に高めることができる。本実施形態に係る方向性電磁鋼板には、さらに後述する磁区制御を施してもよい。したがって、本実施形態によれば、磁区制御前の鉄損が一層改善し、かつ鉄損改善効果が十分に得られない耐熱性の磁区制御においても、十分に鉄損改善効果を得ることができる。
　＜３．方向性電磁鋼板の製造方法＞
　次に、本実施形態に係る方向性電磁鋼板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の製造方法は以下に説明する製造方法に限定されず、本実施形態に係る方向性電磁鋼板を製造できる製造方法であればどのような製造方法であってもよい。
　（３－１．製造方法の概要）
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、鋼スラブ準備工程、再加熱工程、熱間圧延工程、熱延板焼鈍工程、冷間圧延工程、脱炭焼鈍工程、窒化処理工程、焼鈍分離剤塗布工程、仕上げ焼鈍工程、純化焼鈍工程、及び冷却工程を含む。以下、各工程について詳細に説明する。
　（３－２．鋼スラブ準備工程）
　この工程では、鋼スラブを準備する。具体的には、例えば転炉または電気炉等により鋼を溶製する。これにより得られた溶鋼を必要に応じて真空脱ガス処理した後、連続鋳造もしくは造塊後分塊圧延する。これにより鋼スラブが得られる。鋼スラブの厚さは特に制限されないが、通常は１５０～３５０ｍｍの範囲、好ましくは２２０～２８０ｍｍの厚みで鋳造される。ただし、鋼スラブは３０～７０ｍｍの厚さ範囲のいわゆる薄スラブであっても良い。薄スラブを使用する場合、熱延板を製造する際に中間厚みに粗加工を行う必要がないという利点がある。
　ここで、鋼スラブの化学成分は、Ｎの質量％を除き上述した母材鋼板と同様である。ここではＮの質量％のみ説明する。
　（Ｎ：０．００４～０．０１２％）
　Ｎは、Ａｌと結合して、インヒビターとしての機能するＡｌＮを形成する元素である。ただし、Ｎは冷間圧延時に鋼板中にブリスター（空孔）を形成する元素でもある。Ｎの質量％が０．００４％未満では、ＡｌＮの形成が不十分となるので、Ｎ濃度は０．００４％以上とする。好ましくは０．００６％以上、より好ましくは０．００７％以上である。Ｎ濃度が０．０１２％を超えると、冷間圧延時に鋼板中に多くのブリスターを形成する可能性があるので、Ｎ濃度は０．０１２％以下とする。
　（３－３．再加熱工程）
　この工程では、鋼スラブを再加熱する。鋼スラブの再加熱温度は１２８０℃以下が好ましい。再加熱温度が１２８０℃を超える場合、溶融スケール量が多くなる。さらに、ＭｎＳが鋼スラブに完全固溶し、その後の工程で微細に析出するため、所望の一次再結晶粒径を得るための脱炭焼鈍温度を９００℃超とする必要がある。このため、本実施形態では、鋼スラブを１２８０℃以下で再加熱することが好ましい。再加熱温度の下限値は特に制限されないが、例えば１１００℃であってもよい。
　（３－４．熱間圧延工程、熱延板焼鈍工程）
　熱間圧延（熱延）工程では、再加熱後の鋼スラブを熱延する。熱延板焼鈍工程では、上記熱間圧延工程により得られた熱延板を１０００～１１５０℃の１段目温度まで加熱することで、鉄組織を再結晶させる。ついで、熱延板を８５０～１１００℃かつ１段目温度より低い２段目温度で焼鈍する。この熱延板焼鈍工程は主に熱延時に生じた不均一組織の均一化を目的として行われる。
　すなわち、熱延時に生じた不均一な鉄組織を最終冷間圧延前に均一化するために、本実施形態では、１回以上の焼鈍を行うことが必須である。この場合の１段目温度の上限値は、インヒビターに大きな影響を与える。例えば、１段目温度が１１５０℃を超える場合には、インヒビターがその後の工程で微細に析出する。このため、１段目温度の上限を１１５０℃とする。一方、１段目温度が１０００℃未満の場合は、再結晶が不十分で熱延後の鉄組織を均一化できない。このため、１段目温度の下限を１０００℃とする。２段目温度の上限値もインヒビターに大きな影響を与える。例えば、２段目温度が１１００℃を超える場合には、インヒビターがその後の工程で微細に析出する。このため、２段目温度の上限を１１００℃とする。２段目温度が８５０℃未満の場合には、γ相が生じないため、鉄組織の均一化ができない。このため、２段目温度の下限を８５０℃とする。さらに、２段目温度は１段目温度よりも低い値に制御する必要がある。
　（３－５．冷間圧延工程）
　熱延板焼鈍工程を行った後、熱延板に１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延（冷延）を施す。これにより、最終冷延板を作製する。各冷間圧延は、常温で行ってもよいし、常温より高い温度たとえば２００℃程度に鋼板温度を上げて圧延する温間圧延としてもよい。
　（３－６．脱炭焼鈍工程）
　脱炭焼鈍工程では、まず、冷延工程後の鋼板（冷延板）を入側温度ｔ０℃から入側温度よりも高い均熱温度ｔ２まで加熱する加熱工程と、冷延板の温度を均熱温度ｔ２℃に所定時間維持する均熱工程とを含む。脱炭焼鈍工程は湿潤雰囲気で行われる。ここで、入側温度ｔ０℃は冷延板が焼鈍炉に導入される際の温度であり、概ね６００℃以下である。均熱温度は７００～９００℃の範囲内の温度とされる。
　脱炭焼鈍の均熱工程（７００～９００℃の温度を所定時間維持する過程）は鋼中カーボンの除去と一次再結晶粒径を所望の粒径に制御することを目的として行われる。均熱工程は、例えば、７００℃～９００℃の温度域の均熱温度ｔ２℃で、一次再結晶粒径が１５μｍ以上となるような時間で行うことが好ましい。均熱温度ｔ２℃が７００℃未満では所望の一次再結晶粒径を実現できず、均熱温度ｔ２が９００℃超では一次再結晶が所望の粒径を超えてしまう。
　脱炭焼鈍工程では、加熱過程における加熱速度を制御することにより一次再結晶集合組織（具体的には、集合組織内の結晶方位）を制御することができる。一次再結晶集合組織では、｛１１１｝方位粒を減らし、｛４１１｝方位粒およびゴス方位粒が増えることが好ましい。再結晶のしやすさが結晶方位により異なり、｛４１１｝方位粒は１００℃／秒近傍の加熱速度で最も再結晶しやすく、またゴス方位粒は、加熱速度に比例して再結晶しやすくなる。したがって、本実施形態では、鋼板温度が６００℃以下のｔ０℃から７００～９００℃の範囲にあるｔ２℃（均熱帯での温度）までの加熱速度ＨＲ１を４０℃／秒以上、好ましくは７５℃／秒以上、さらに好ましくは７５～１２５℃／秒の加熱速度で加熱することが好ましい。これにより、｛１１１｝方位粒を減らし、｛４１１｝方位粒およびゴス方位粒を増やすことができる。なお、詳細は後述するが、ｔ０～ｔ２の温度域の加熱速度ＨＲ１を４０℃／秒以上に制御することで、鋼板の表層部にＳｉＯ２を生成、発達させることができる。すなわち、鋼板の表層部にＳｉＯ２を多く含む内部酸化層を形成することができる。なお、ＨＲ１はｔ０℃からｔ２℃までの平均加熱速度であり、加熱過程の一部において加熱速度が変動して、一時的に例えば４０℃／秒未満になることがあってもよい。
　さらに、加熱工程では、前半と後半で加熱速度を変化させてもよい。
　一実施形態では、脱炭焼鈍工程は、冷延板を６００℃以下の入側温度ｔ０℃から入側温度ｔ０℃よりも高い均熱温度ｔ２℃まで加熱する加熱工程と、冷延板の温度を均熱温度ｔ２℃で維持する均熱工程と、を含み、脱炭焼鈍工程の加熱工程では、冷延板の温度が入側温度ｔ０℃から７００～９００℃の範囲内でかつ均熱温度ｔ２℃よりも低い到達温度ｔ１℃に到達するまでの加熱速度ｈｒ１を４０℃／秒以上とし、冷延板の温度が到達温度ｔ１℃から均熱温度ｔ２℃に到達するまでの加熱速度ｈｒ２を１５℃／秒超～３０℃／秒としてもよい。
　具体的には、図５に示すように、冷延板の温度が入側温度ｔ０℃から７００～９００℃の範囲内でかつ均熱温度ｔ２℃よりも低い到達温度ｔ１℃に到達するまで（すなわち、急速加熱温度範囲）の加熱速度ｈｒ１を４０℃／秒以上とし、さらに、冷延板の温度が到達温度ｔ１℃から均熱温度ｔ２℃に到達するまでの加熱速度ｈｒ２を１５℃／秒超～３０℃／秒としてもよい。到達温度ｔ１℃は上述した条件が満たされる範囲内で任意に設定されてよいが、到達温度ｔ１℃を鋼板のキュリー点（７５０℃）以下とすることで、入側温度ｔ０℃～到達温度ｔ１℃の温度範囲（急速加熱温度範囲）での加熱を誘導加熱装置によって行うことができる。
　ここで、加熱速度ｈｒ１が４０℃／秒以上であり、好ましくは７５～１２５℃／秒であってもよい。
本実施形態では、冷延板の温度が入側温度ｔ０℃から均熱ｔ１℃に到達するまでの加熱速度ｈｒ１を４０℃／秒以上とする。これにより、｛１１１｝方位粒を減らし、｛４１１｝方位粒およびゴス方位粒を増やすことができる。加熱速度ｈｒ１は、好ましくは７５℃／秒以上、さらに好ましくは７５～１２５℃／秒である。
　さらに、本実施形態では、冷延板の温度が到達温度ｔ１℃から均熱温度ｔ２℃に到達するまでの加熱速度ｈｒ２を１５℃／秒超～３０℃／秒としてもよい。加熱速度ｈｒ２の下限値は、好ましくは１６℃／秒である。このように、本実施形態では、冷延板の温度が到達温度ｔ１℃に到達した以降の加熱速度ｈｒ２を１５℃／秒超～３０℃／秒と比較的高い値としてもよい。これにより、｛４１１｝方位粒およびゴス方位粒の頻度が高く、かつゴス方位粒の結晶粒径が大径化した一次再結晶粒集合組織を得ることが可能である。この結果、その後の仕上げ焼鈍の二次再結晶で二次再結晶粒径が小径化するため、鉄損が良好な方向性電磁鋼板が得られる。
　ここで、加熱速度ｈｒ２を１５℃／秒超～３０℃／秒に制御した場合に上記の効果が得られる理由は明らかではないが、本発明者は、その理由を以下のように考えている。すなわち、急速加熱の到達温度ｔ１℃から７００～９００℃にある均熱温度ｔ２℃までの温度範囲では、未再結晶粒の再結晶とすでに再結晶を終えた結晶粒の粒成長が起こる。均熱温度ｔ２℃では、未再結晶粒は全て再結晶粒となっている。その後、均熱温度ｔ２℃での均熱工程（均熱焼鈍）では、再結晶粒が粒成長モードに入り、結晶粒径の小さな方位粒は蚕食され、結晶粒径の大きな方位粒は大径化する。ここで、ゴス方位粒は到達温度ｔ１℃以下で再結晶を完了している。到達温度ｔ１℃から均熱温度ｔ２℃までの加熱速度ｈｒ２を１５℃／秒超～３０℃、好ましくは１６℃／秒以上３０℃／秒以下に制御することで、すでに再結晶を終えたゴス方位粒の粒成長が促進される。すなわち、均熱工程の開始時にはすでにゴス方位粒は大径化した結晶粒となっているため、均熱工程において他の方位粒に蚕食されることなく存在できる。
　ここで、加熱速度ｈｒ２が１５℃／秒以下の場合は、到達温度ｔ１℃以降に再結晶する方位の結晶粒の成長とゴス方位粒の成長が競合し、ゴス方位粒が十分に粒成長できない。この結果、一次再結晶粒集合組織においてゴス方位粒の頻度が低下してしまい、良好な鉄損特性を有する電磁鋼板が得られない。一方、加熱速度ｈｒ２が３０℃／秒超の場合は、一次再結晶粒集合組織においてゴス方位粒の頻度、結晶粒径が極端に大きくなり、組織全体の整粒性（均一性）が著しく損なわれてしまう。このため、安定な二次再結晶が得られず、結果として鉄損特性は劣化してしまう。
また、ｈｒ２の上限は、２５℃以下または２５℃未満としてもよい。ｈｒ２の範囲は、後段で詳述するとおり、種々の加熱装置で加熱することができるが、ｈｒ２が大きくなり均熱温度ｔ２をオーバーシュートすると、その後の二次再結晶不良につながることがある。そのため、ｈｒ２の上限は、２５℃以下または２５℃未満とすることにより、均熱温度ｔ２をオーバーシュートすることを防ぐことができ、好ましい。
　（３－６－１．脱炭焼鈍工程における加熱方法）
　脱炭焼鈍の加熱過程における加熱は誘導加熱で行ってもよい。この場合、加熱速度の自由度が高く、鋼板と非接触に加熱でき、さらに、脱炭焼鈍炉内への設置が比較的容易であるなどの効果が得られる。
　特に、加熱工程では、前半と後半で加熱速度を変化させて、到達温度ｔ１℃が鋼板のキュリー点である７５０℃以下となる場合、誘導加熱装置のみで冷延板を入側温度ｔ０℃から到達温度ｔ１℃まで急速加熱することができる。
　一方、到達温度ｔ１℃から均熱温度ｔ２℃までの加熱及びその後の均熱工程での均熱処理は例えばラジアントチューブ等の輻射熱源を用いた加熱装置を用いて行ってもよい。誘導加熱装置ではキュリー点以降の加熱が困難であるが、輻射熱源を用いた加熱装置であればこのような温度域であっても安定して冷延板を加熱することができる。さらに、輻射熱による加熱には、加熱速度ｈｒ２の範囲内（加熱速度ｈｒ１よりも遅い範囲内）において制御が容易であるというメリットもある。
　もちろん、加熱方法は特に限定されるものではない。加熱方法は、上述した方法の他、新たなレーザー、プラズマ等の高エネルギー熱源を利用する方法、通電加熱装置を利用する方法等であってもよい。これらを適宜組み合わせることも可能である。ただし、誘導加熱装置あるいは輻射熱源を用いた加熱装置を用いることで、冷延板に加熱装置が直接接触することなく冷延板を加熱することができるというメリットがある。
　ここで、ＨＲ１、ＨＲ２（後述）、ｈｒ１、ｈｒ２等の加熱速度の測定方法は、特に限定されないが、例えば放射温度計等を用いて鋼板温度を測定することによって算出することが可能である。ただし、鋼板温度ｔ０、ｔ１、ｔ２等の測定が困難であり、ＨＲ１、ＨＲ２、ｈｒ１、ｈｒ２等の開始、終了点の正確な場所の推定が困難である場合は、昇温過程の各々のヒートパターンを類推することで、これらの場所を推定してもよい。
　（３－７．窒化処理工程）
　脱炭焼鈍後、鋼板の窒素濃度が４０ｐｐｍ以上１０００ｐｐｍ以下となるように、鋼板に窒化処理を施す。窒化処理後の鋼板の窒素濃度が４０ｐｐｍ未満では鋼板内にＡｌＮが十分に析出せず、ＡｌＮがインヒビターとして機能しない。このため、鋼板の窒素濃度は４０ｐｐｍ以上とする。一方、鋼板の窒素濃度が１０００ｐｐｍ超となった場合、仕上げ焼鈍において二次再結晶完了後も鋼板内に過剰にＡｌＮが存在する。このようなＡｌＮは鉄損劣化の原因となる。このため、鋼板の窒素濃度は１０００ｐｐｍ以下とする。
　（３－８．焼鈍分離剤塗布工程）
　窒化処理工程後、鋼板の表面に焼鈍分離剤を塗布する。後述する仕上げ焼鈍は鋼板をコイル状に巻き取った状態で行われる場合がある。このような状態で仕上げ焼鈍を行った場合、コイルが焼き付いてコイルを巻きほどくことが困難になることがある。そこで、本実施形態では、仕上げ焼鈍後にコイルを巻きほどくことができるように、焼鈍分離剤を塗布する。ここで、焼鈍分離剤の主成分はＭｇＯであり、焼鈍分離剤中のＭｇＯが仕上げ焼鈍時に内部酸化層中のＳｉＯ２と固相反応し、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）が生成、グラス皮膜を形成する。
　（３－９．仕上げ焼鈍工程）
　仕上げ焼鈍工程は、二次再結晶焼鈍工程とも称される焼鈍であり、鉄組織の二次再結晶を促す処理である。仕上げ焼鈍工程では、鋼板を後述する１２００℃程度まで加熱する。ここで、加熱過程において、少なくとも１０００℃～１１００℃の温度範囲では、加熱速度ＨＲ２を１５℃／ｈ以下とすることが好ましい。また、加熱速度の制御に代えて、１０００℃～１１００℃の温度範囲内に１０時間以上保持することも有効である。つまり、この温度域での加熱速度を極めて遅くする。これにより、ゴス方位の優先成長（二次再結晶）を促すことができる。加熱速度ＨＲ２が速すぎる（１５℃／ｈを超える）場合、ゴス方位以外の結晶方位の結晶粒が成長してしまう。他の温度域における加熱速度は特に制限されず、従来の仕上げ焼鈍と同程度であればよい。
　仕上げ焼鈍工程は、窒素水素の混合雰囲気にて行う。さらに、本実施形態では、窒素濃度（窒素分圧）を加熱過程において段階的に下げる制御を行う。具体的には、７００～９００℃の温度範囲をＴ２、８００～１０００℃の温度範囲をＴ３、９００～１２００℃の温度範囲をＴ４とした場合、室温からＴ２まで（Ｔ２以下）の窒素分圧Ｐ０を６０～９０％、Ｔ２からＴ３まで（Ｔ２超Ｔ３以下）の窒素分圧Ｐ１を４０～６０％、Ｔ３からＴ４まで（Ｔ３超Ｔ４以下）の窒素分圧Ｐ２を１０～４０％とする。このとき、Ｔ２＜Ｔ３＜Ｔ４かつＰ０＞Ｐ１＞Ｐ２とする。詳細は後述するが、このように窒素分圧を段階的に下げることで、グラス皮膜の嵌入構造を大きく発達させることができる。なお、Ｔ４を１２００℃より低い温度とした場合、Ｔ４～１２００℃の窒素分圧Ｐ２は０％（水素分圧１００％）となる。
　（３－１０．純化焼鈍工程）
　仕上げ焼鈍工程に続く純化焼鈍工程では、二次再結晶完了後に純化を行うことで、インヒビターとして利用した析出物（ＡｌＮ、ＭｎＳ等）の無害化を行う。これにより最終磁気特性におけるヒステリシス損を低減することが可能となる。純化焼鈍工程では、例えば、水素雰囲気下、１２００℃で１０時間以上鋼板の保定を行うことが好ましい。
　（３－１１．冷却工程）
　純化焼鈍工程後、鋼板を冷却する。ここで、１２００～１０００℃の温度範囲（Ｔ５）の冷却速度（降温速度）ＣＲを３０～１００℃／ｈとすることが好ましい。冷却速度ＣＲは、より好ましくは３０～５０℃／ｈである。詳細は後述するが、冷却速度ＣＲを低くすることで、嵌入構造をより発達させることができる。
　上述した工程により、本実施形態に係る方向性電磁鋼板を作製することができる。なお、上述した各工程によって本実施形態に係る方向性電磁鋼板を作製可能な理由は明確ではないが、本発明者はその理由を概ね以下のように考えている。
　まず、脱炭焼鈍工程の加熱過程において、ｔ０～ｔ２の温度範囲での加熱速度ＨＲ１を４０℃／秒以上に制御することで、仕上げ焼鈍前の鋼板の表層部にＳｉＯ２を多く含む内部酸化層を形成することができる。
　ついで、仕上げ焼鈍工程では、内部酸化層中のＳｉＯ２と焼鈍分離剤中のＭｇＯが固相反応することで、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）が生成する。そして、フォルステライトが鋼板の表面で集積し、グラス皮膜となる。これにより、鋼板（母材鋼板）の表面にグラス皮膜が形成される。ここで、上述したように、仕上げ焼鈍工程では、７００～１２００℃において窒素分圧を高い分圧から低い分圧へ段階的に下げる。これにより、焼鈍分離剤中のＭｇＯが内部酸化層中のより深い位置に存在するＳｉＯ２とも安定して反応し、フォルステライトを生成する。つまり、グラス皮膜が母材鋼板の表層部内に嵌入し、嵌入構造が形成される。さらに、生成したフォルステライトがオストワルド成長することで、嵌入構造が発達する。具体的には、嵌入構造の３次元ネットワーク構造が複雑化し、さらに、嵌入構造を構成する枝が太くなる。
　一方で、およそ１０００℃以上の温度で、母材鋼板内のインヒビターであるＡｌＮがグラス皮膜側に向けて浮上しつつ、Ｎが分離する。その後、嵌入構造の先端部に到達したＡｌが嵌入構造中のフォルステライトと反応し、Ａｌ析出物（ＭｇＡｌ２Ｏ４等）を生成する。このＡｌ析出物は嵌入構造にトラップされその場に留まる。さらに、冷却工程において、１２００～１０００℃の温度範囲（Ｔ５）の冷却速度ＣＲを３０～１００℃／ｈの範囲に制御することで、嵌入構造を構成するＡｌ析出物のオストワルド成長が促進され、嵌入構造がさらに発達する。ここでは、Ａｌ析出物の枝が複雑化し、かつ太くなる。この嵌入構造に多く分布するＡｌ析出物がＡｌ濃度プロファイルの第２ピークに相当する。なお、母材鋼板内のインヒビターであるＡｌＮから分離したＡｌの多くは嵌入構造でＡｌ析出物を生成するが、分離したＡｌの一部がグラス皮膜の嵌入構造でない箇所すなわち被覆部分に到達し、グラス皮膜の被覆部分にＡｌ析出物を生成する。このグラス皮膜に存在するＡｌ析出物がＡｌ濃度プロファイルの第１ピークに相当する。従って、グラス皮膜のＡｌ析出物に由来する第１ピークよりも、嵌入構造のＡｌ析出物に由来する第２ピークが大きくなる。すなわち、数式（１）が満たされるように、Ａｌ析出物が嵌入構造で成長し、母材鋼板の表層部内に発達する。図２及び図３は嵌入構造が発達した（すなわち数式（１）が満たされる）例を示し、図４は嵌入構造が発達していない（すなわち数式（１）が満たされない）例を示す。
　ここで、冷却速度ＣＲが低いほど、嵌入構造が発達する。すなわち、冷却速度ＣＲが低いほどＡｌ析出物の析出頻度が大きくなり、ひいては、５０個／ｍｍ以上となる。
　上記各工程を行った後、さらに絶縁皮膜コーティング工程及び磁区制御工程を行ってもよい。
　（３－１２．絶縁皮膜コーティング）
　冷却工程後の鋼板表面に、さらに絶縁皮膜コーティングを塗布し、焼き付ける。絶縁皮膜の種類については、特に限定されることはなく、従来公知のあらゆる絶縁皮膜が本実施形態の方向性電磁鋼板に適合する。絶縁皮膜の例としては、リン酸塩とコロイダルシリカを含む水系塗布溶液を塗布して形成される皮膜が挙げられる。この場合、リン酸塩としては、例えば、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｒ等のリン酸塩が挙げられる。中でも、リン酸アルミニウム塩がより好ましい。コロイダルシリカは特に限定はなく、その粒子サイズも適宜使用することができる。特に好ましい粒子サイズ（平均粒径）は、２００ｎｍ以下である。粒子サイズが１００ｎｍ未満でも分散に問題はないが製造コストが高くなって現実的でない場合がある。粒子サイズが、２００ｎｍを超えると処理液中で沈降する場合がある。
　絶縁皮膜コーティング液をロールコーター等の湿式塗布方法により鋼板表面に塗布し、大気雰囲気にて、８００～９００℃の温度で１０～６０秒間焼き付けることによって、張力絶縁皮膜を形成することが好適である。
　（３－１３．磁区制御工程）
　磁区制御工程の具体的な処理方法は特に制限されず、例えばレーザー照射、電子ビーム、エッチング、歯車による溝形成法にて、磁区制御を施すことで、より低鉄損が得られる。なお、上述したように、磁区制御前であっても、本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、鉄損が大きく改善している。したがって、仮に鉄損改善効果が十分に得られない耐熱性の磁区制御を行う場合であっても、十分に鉄損改善効果を得ることができる。
　次に本発明の実施例について説明する。なお、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　＜１．実施例１＞
　実施例１では、表１に示す成分組成の鋼スラブを１１５０℃に加熱した後に熱間圧延に供し、板厚２．６ｍｍの熱延板とした。ついで、該熱延板に１段目温度を１１００℃、２段目温度を９００℃として熱延板焼鈍を施した。ついで、熱延板に一回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を施し、最終板厚０．２３ｍｍの冷延板を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　ついで、最終板厚０．２３ｍｍとした冷延板に脱炭焼鈍と窒化処理（鋼板の窒素量を増加する焼鈍）を施した。脱炭焼鈍における加熱速度ＨＲ１は１００℃／ｓとした。加熱方式はラジアントチューブ方式とした。ここで、ｔ０は５５０℃であり、ｔ２は８４０℃とした。また、均熱帯では、温度ｔ２を１００秒維持した。また、窒素濃度は２００～２５
０ｐｐｍの範囲とし、ＪＩＳ　Ｇ　１２２８に記載の手法にて分析した。
　その後、鋼板の表面にマグネシア（ＭｇＯ）を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を行った。仕上げ焼鈍工程では、鋼板を１２００℃まで加熱した。ここで、１０００～１１００℃の温度域での加熱温度を１０℃／ｈとした。さらに、焼鈍雰囲気に関しては、８００℃まで（Ｔ２まで）の窒素分圧Ｐ０を８０％、１０００℃まで（Ｔ３まで）の窒素分圧Ｐ１を５０％、１２００℃まで（Ｔ４まで）の窒素分圧Ｐ２を２０％とした。ただし、比較例ｂ１０、ｂ１１の焼鈍雰囲気は後述する雰囲気とした。純化は１２００℃で１０時間とした。
　その後の冷却工程では、１２００℃から１０００℃までの温度範囲（Ｔ５）の冷却速度ＣＲを６０℃／ｈとして鋼板を冷却した。ただし、比較例ｂ１２、ｂ１３の冷却速度ＣＲは後述する値とした。以上の工程により方向性電磁鋼板を作製した。
　ついで、方向性電磁鋼板の酸素濃度を測定し、さらに、ＧＤＳによってＡｌ濃度プロファイルを測定した。ここで、酸素濃度はＪＩＳ　Ｇ　１２３９に記載の手法にて分析した。ＧＤＳは３５Ｗの出力で，０．０１秒間隔でデータを取得した。その結果を表２に示す。
　その後、鋼板にリン酸塩とコロイダルシリカからなる水系塗布液を塗布し、空気中８００℃で６０秒焼き付けた。これにより、鋼板の表面（より具体的にはグラス皮膜の表面）に張力絶縁皮膜を形成した。ついで、張力絶縁皮膜が付与された方向性電磁鋼板の鉄損Ｗ１７／５０（１．７Ｔ、５０Ｈｚの励磁条件下で測定されたエネルギー損失）を測定した。測定はＪＩＳ　Ｃ　２５５０に基づき実施した。その結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板の要件（成分組成、酸素濃度、Ａｌ濃度プロファイルに関する数式（１））をすべて満たす発明例Ｂ１～Ｂ１７においては鉄損が０．８５Ｗ／ｋｇ以下と良好な磁気特性が得られている。
　一方、比較例ｂ１、ｂ２、ｂ４、ｂ５では、一部の成分組成の質量％が本実施形態の範囲を外れる鋼スラブを用いたので、二次再結晶せず、鉄損が１．０Ｗ／ｋｇを超え、著しく劣位であった。比較例ｂ３、ｂ９では、一部の成分組成の質量％が本実施形態の範囲を下回る鋼スラブを用いたため、固有抵抗が小さく、鉄損が０．９Ｗ／ｋｇ以上と劣位であった。比較例ｂ６、ｂ７では、一部の成分組成の質量％が本実施形態の範囲を上回る鋼スラブを用いたため、不純物が残留し、鉄損が０．９Ｗ／ｋｇ以上と劣位であった。比較例ｂ８では、一部の成分組成の質量％が本実施形態の範囲を外れる鋼スラブを用いたので、再加熱後の鋼板が脆化し圧延中止せざるを得なかった。比較例ｂ１０、ｂ１１は仕上げ焼鈍の雰囲気に関して、８００℃まで（Ｔ２まで）の窒素分圧Ｐ０を５０％、１０００℃まで（Ｔ３まで）の窒素分圧Ｐ１を５０％、１２００℃まで（Ｔ４まで）の窒素分圧Ｐ２を５０％とした。すなわち、窒素分圧を一定とした。このため、グラス皮膜の嵌入構造が発達せず、鉄損が０．８５Ｗ／ｋｇ超と劣位であった。比較例ｂ１２、ｂ１３は仕上げ焼鈍後の冷却工程において、１２００℃から１０００℃までの温度範囲（Ｔ５）の冷却速度ＣＲを１５０℃／ｈとした。このため、グラス皮膜の嵌入構造、特にＡｌ析出物が発達せず、鉄損が０．８５Ｗ／ｋｇ超と劣位であった。
　＜２．実施例２＞
　実施例２では、表１に示す成分組成の鋼スラブを１１５０℃に加熱した後に熱間圧延に供し、板厚２．６ｍｍの熱延鋼板とした。ついで、該熱延板に１段目温度を１１００℃、２段目温度を９００℃として熱延板焼鈍を施した。ついで、熱延板に一回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を施し、最終板厚０．２３ｍｍの冷延板を作製した。
　ついで、最終板厚０．２３ｍｍとした冷延鋼板に脱炭焼鈍と窒化処理（鋼板の窒素量を増加する焼鈍）を施した。脱炭焼鈍における加熱速度ＨＲは１００℃／ｓとした。加熱方式はラジアントチューブ方式とした。ここで、ｔ０は５８０℃であり、ｔ２は８６０℃とした。また、均熱帯では、温度ｔ２を１２０秒維持した。また、窒素濃度は２２０～２６
０ｐｐｍの範囲とし、ＪＩＳ　Ｇ　１２２８に記載の手法にて分析した。
　その後、鋼板の表面にマグネシア（ＭｇＯ）を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を行った。仕上げ焼鈍工程では、鋼板を１２００℃まで加熱した。ここで、１０００～１１００℃の温度域での加熱温度を１０℃／ｈとした。ここで、焼鈍雰囲気及びその後の冷却工程における冷却速度ＣＲを発明例ごとに変更した。具体的には、発明例Ｃ１～Ｃ３（表３参照）の焼鈍雰囲気に関しては、８００℃まで（Ｔ２まで）の窒素分圧Ｐ０を９０％、１０００℃まで（Ｔ３まで）の窒素分圧Ｐ１を６０％、１２００℃まで（Ｔ４まで）の窒素分圧Ｐ２を３０％とした。その後の冷却工程では、１２００℃から１０００℃までの温度範囲（Ｔ５）の冷却速度ＣＲを１００℃／ｈとした。
　一方、発明例Ｃ４～Ｃ１７（表３参照）の焼鈍雰囲気に関しては、８００℃まで（Ｔ２まで）の窒素分圧Ｐ０を７５％、１０００℃まで（Ｔ３まで）の窒素分圧Ｐ１を５０％、１２００℃まで（Ｔ４まで）の窒素分圧Ｐ２を３０％とした。また、１２００℃から１０００℃までの温度範囲（Ｔ５）の冷却速度ＣＲを４０℃／ｈとした。
　その後、実施例１と同様に方向性電磁鋼板の酸素濃度を測定し、さらに、ＧＤＳによってＡｌ濃度プロファイルを測定した。ここで、酸素濃度はＪＩＳ　Ｇ　１２３９に記載の手法にて分析した。さらに、実施例２では、方向性電磁鋼板の断面観察も行った。具体的には、母材鋼板の表層部の圧延方向に平行な垂直断面のうち、グラス皮膜の表面から深さ１０μｍまでの領域、すなわち観察領域を光学顕微鏡で撮影した。撮影時の倍率は４００倍とし、各試料につき１０枚の画像を撮影した。ついで、各画像中の観察領域の組成をＳＥＭ－ＥＤＳで分析することで、観察領域内の組成を同定した。１０枚の画像の各々から円相当径１μｍ以上のＡｌ析出物の析出頻度（圧延方向の析出頻度）を測定し、これらを算術平均することで、各試料におけるＡｌ析出物の析出頻度（個数頻度）を算出した。それらの結果を表３に示す。
その後、鋼板にリン酸塩とコロイダルシリカからなる水系塗布液を塗布し、空気中８００℃で６０秒焼き付けた。これにより、鋼板の表面（より具体的にはグラス皮膜の表面）に張力絶縁皮膜を形成した。ついで、張力絶縁皮膜が付与された方向性電磁鋼板の鉄損Ｗ１７／５０（１．７Ｔ、５０Ｈｚの励磁条件下で測定されたエネルギー損失）を測定した。測定はＪＩＳ　Ｃ　２５５０に基づき実施した。その結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　Ａｌ析出物の析出頻度が５０個／ｍｍ以上を満たす発明例Ｃ４～Ｃ１７の鉄損は、いずれもＡｌ析出物の析出頻度が５０個／ｍｍ未満となる発明例Ｃ１～Ｃ３と比較して、０．８０Ｗ／ｋｇ以下とさらに良好であった。なお、発明例Ｃ４～Ｃ１７での冷却速度は、発明例Ｃ１～Ｃ３の冷却速度よりも低いため、このような結果が得られたと推定される。
　以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
１：Ａｌの第１ピーク
２：Ａｌの第２ピーク
ａ：グラス皮膜（Ｍｇ２ＳｉＯ４）
ｂ：Ａｌ析出物
ｃ：母材鋼板

Claims (2)

  1. 　母材鋼板と、
    　前記母材鋼板の表面に形成されたグラス皮膜と、を含む方向性電磁鋼板であって、
    　前記母材鋼板は、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：２．００～４．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ａｌ：０．０１０～０．０６５％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｓ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　前記グラス皮膜及び前記母材鋼板に含まれる酸素濃度が２５００ｐｐｍ以下であり、
    　前記グラス皮膜の表面から前記方向性電磁鋼板をグロー放電発光分析（ＧＤＳ）することで得られるＡｌの濃度プロファイルが少なくとも２つのピークを有し、
    　各々のＡｌのピークを前記グラス皮膜の表面に近い側から順に第１ピーク、第２ピークとし、Ａｌの第１ピークの強度をＩＡｌ＿１、Ａｌの第２ピーク強度をＩＡｌ＿２としたとき、数式（１）の関係を満たすことを特徴とする方向性電磁鋼板。
    ＩＡｌ＿１＜ＩＡｌ＿２　・・・　式（１）
  2. 　前記母材鋼板の表層部の圧延方向に平行な垂直断面のうち、前記グラス皮膜の表面から板厚中心部方向への深さ１０μｍまでの範囲内の領域には、円相当径で１μｍ以上のＡｌを含有する析出物が圧延方向に平均で５０個／ｍｍ以上の頻度で点在することを特徴とする、請求項１記載の方向性電磁鋼板。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7473859B1 (ja) 2022-12-20 2024-04-24 Ｊｆｅスチール株式会社 絶縁被膜付き電磁鋼板の製造方法

Citations (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61117284A (ja) 1984-11-10 1986-06-04 Nippon Steel Corp 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法
JPS61117218A (ja) 1984-11-10 1986-06-04 Nippon Steel Corp 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH0617261A (ja) * 1991-07-10 1994-01-25 Nippon Steel Corp 被膜特性と磁気特性に優れた一方向性珪素鋼板
JPH0657335A (ja) 1992-08-07 1994-03-01 Nippon Steel Corp パルスｃｏ２レーザを用いた方向性電磁鋼板の鉄損改善方法および装置
JPH08134660A (ja) 1994-11-02 1996-05-28 Nippon Steel Corp 極めて低い鉄損を有する一方向性電磁鋼板
JP2000204450A (ja) 1999-01-14 2000-07-25 Nippon Steel Corp 皮膜特性と磁気特性に優れた方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP2003129135A (ja) 2001-10-22 2003-05-08 Nippon Steel Corp 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法
WO2008062853A1 (fr) * 2006-11-22 2008-05-29 Nippon Steel Corporation Feuille d'acier électromagnétique à orientation unidirectionnelle de grains, ayant une excellente adhésion de film, et son procédé de fabrication
WO2010147009A1 (ja) 2009-06-19 2010-12-23 新日本製鐵株式会社 一方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP2013510239A (ja) 2009-12-04 2013-03-21 ポスコ 低鉄損高磁束密度の方向性電気鋼板
JP2018066061A (ja) * 2016-10-18 2018-04-26 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
KR20180072487A (ko) * 2016-12-21 2018-06-29 주식회사 포스코 방향성 전기강판용 소둔 분리제 조성물, 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조방법
KR20180072465A (ko) * 2016-12-21 2018-06-29 주식회사 포스코 방향성 전기강판용 소둔 분리제 조성물, 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조방법
WO2019146697A1 (ja) 2018-01-25 2019-08-01 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板
WO2019151397A1 (ja) * 2018-01-31 2019-08-08 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4823719B2 (ja) * 2006-03-07 2011-11-24 新日本製鐵株式会社 磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法
JP5757693B2 (ja) * 2010-05-25 2015-07-29 新日鐵住金株式会社 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法
KR101693516B1 (ko) * 2014-12-24 2017-01-06 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그 제조방법
WO2016129015A1 (ja) * 2015-02-13 2016-08-18 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法

Patent Citations (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61117284A (ja) 1984-11-10 1986-06-04 Nippon Steel Corp 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法
JPS61117218A (ja) 1984-11-10 1986-06-04 Nippon Steel Corp 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH0617261A (ja) * 1991-07-10 1994-01-25 Nippon Steel Corp 被膜特性と磁気特性に優れた一方向性珪素鋼板
JPH0657335A (ja) 1992-08-07 1994-03-01 Nippon Steel Corp パルスｃｏ２レーザを用いた方向性電磁鋼板の鉄損改善方法および装置
JPH08134660A (ja) 1994-11-02 1996-05-28 Nippon Steel Corp 極めて低い鉄損を有する一方向性電磁鋼板
JP2000204450A (ja) 1999-01-14 2000-07-25 Nippon Steel Corp 皮膜特性と磁気特性に優れた方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP2003129135A (ja) 2001-10-22 2003-05-08 Nippon Steel Corp 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法
WO2008062853A1 (fr) * 2006-11-22 2008-05-29 Nippon Steel Corporation Feuille d'acier électromagnétique à orientation unidirectionnelle de grains, ayant une excellente adhésion de film, et son procédé de fabrication
WO2010147009A1 (ja) 2009-06-19 2010-12-23 新日本製鐵株式会社 一方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP2013510239A (ja) 2009-12-04 2013-03-21 ポスコ 低鉄損高磁束密度の方向性電気鋼板
JP2018066061A (ja) * 2016-10-18 2018-04-26 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
KR20180072487A (ko) * 2016-12-21 2018-06-29 주식회사 포스코 방향성 전기강판용 소둔 분리제 조성물, 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조방법
KR20180072465A (ko) * 2016-12-21 2018-06-29 주식회사 포스코 방향성 전기강판용 소둔 분리제 조성물, 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조방법
WO2019146697A1 (ja) 2018-01-25 2019-08-01 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板
WO2019151397A1 (ja) * 2018-01-31 2019-08-08 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7473859B1 (ja) 2022-12-20 2024-04-24 Ｊｆｅスチール株式会社 絶縁被膜付き電磁鋼板の製造方法

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